JP2005290546A - 耐時効性に優れた低yr型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつA(={C−(12/93×Nb+12/48×Ti)}/C×100)値を20〜80とし、長手方向の伸び4%が得られる応力と同方向の引張強度の比率SRが89%以下である耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
【選択図】 図2
Description
すなわち、鋼板の引張特性から求められるYR(全伸び法0.5%歪での耐力/引張強度×100%)が60%前後であっても、造管後の低YR化が安定して達成できないことが判明した。UOE鋼管では、製造プロセス上パイプ長手方向に加わる造管歪が小さい上に、拡管成形により真円度を得るため、パイプ長手方向から引張試験片を切出して引張試験を実施するとほぼ素材の機械的特性に近いものが得られ、時には造管前のYRよりも低YR化する。一方、電縫鋼管では、絞り加工により成形が行われ、かつサイジングにより真円度を出すため、パイプ長手方向へ引張応力が働き、UOE鋼管よりも大きな歪(3%以上)を受けるため、造管前の引張試験によるYRが造管後のYRに対応しないことが明らかになった。
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti+12/51×V/3)}/C×100
(;C、Nb、Ti、Vは同号元素の含有量(質量%)を表す。)
で定義されるA値が80以下となるように成分を限定することにより、時効劣化が制御できること、および、A値が20未満では、C量に対して炭化物形成元素Ti、Nb、Vの量が過多になるため、熱間圧延時に多量の炭化物が粗大に析出し、極端に固溶Cが低減するため、溶接HAZの結晶粒の粗大化を招き、低温靭性の低下に繋がることも分かった。
[発明項1] 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式(1)で定義されるA値が20〜80であり、長手方向の伸び4%が得られる応力と同方向の引張強度の比率SRが89%以下である耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti)}/C×100 ……(1)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。
[発明項2] 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下
を含有し、さらに、V:0.01〜0.10%、Cr:0.010〜0.5%、Cu:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.5%のうちの1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式(2)で定義されるA値が20〜80であり、長手方向の伸び4%が得られる応力と同方向の引張強度の比率SRが89%以下である耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti+12/51×V/3)}/C×100 ……(2)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。
[発明項3] 体積%で、ポリゴナルフェライト相:98%以上を含む発明項1または2に記載の耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
[発明項4] 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、
あるいはさらに、V:0.01〜0.10%、Cr:0.010〜0.5%、Cu:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.5%のうちの1種または2種以上を含有し、
かつ、Vを含有しない場合は下記式(1)、Vを含有する場合は下記式(2)でそれぞれ定義されるA値が20〜80である鋼素材を1050〜1300℃の温度範囲に加熱し、1000℃以下の累積圧下量を60%以上として熱間圧延した後、Ar3点以上の温度域から冷却速度15℃/s以上で冷却し、600℃超で滞留させた後放冷することを特徴とする耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti)}/C×100 ……(1)
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti+12/51×V/3)}/C×100 ……(2)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。
C:0.01〜0.12%
Cは、電縫鋼管の強度、シーム靭性(電縫溶接部靭性)およびパイプライン施工時の円周溶接部靭性に影響を及ぼす元素である。炭化物形成元素であるNb、Ti、VとCはフェライト相中にNbC、TiC、VCなどの析出物またはこれらの複合析出物を形成させることにより強度を増加させる働きがある。また、熱間仕上圧延後の冷却制御によりフェライト変態核の発生頻度を高め微細なフェライト粒を形成させ、靭性を向上させる働きを有する。
Siは、フェライト相中のC活量を増加させる働きやフェライト相生成を促す働きがあり、また固溶強化による強度増加に寄与する。また、電縫溶接時、接合界面にMn2SiO4などの低融点酸化物を形成させてアプセット時に酸化物が排出されやすくする働きも有する。しかしながら、0.8%を超えると、Mn2SiO4以外に高融点のSiO2酸化物形成量が多くなり電縫溶接部の靭性低下を引き起こす。一方、0.01%未満にしようとすると製鋼上のコストの問題が生じる。従って、0.01〜0.8%とする。好ましくは、0.10〜0.50%である。
Mnは、オーステナイト/フェライト変態開始温度に大きな影響を与え、変態開始温度を低下させる働きがあり、パイプボディおよび溶接部の靭性に影響を及ぼす。また、固溶強化元素として強度増加に寄与する。しかし、含有量が0.6%未満では、上記の効果が不十分であり、一方、1.8%を超えた含有では、偏析帯を発生しやすくなる。従って、0.6〜1.8%とする。好ましくは0.8〜1.6%である。
Pは、固溶強化元素として有効であるが、オーステナイト/フェライト変態開始温度を大幅に上昇させる働きがあり、粗大なフェライト粒を形成しやすくなることから0.02%以下とする。好ましくは0.015%以下であり、製綱コストの大幅な増加がなければもっと低くても良い。
Sは、粗大な介在物を形成しやすい元素であり、靭性低下やクラック進展を助長することから、できるだけ低いことが望ましい。従って、0.01%以下とする。好ましくは0.005%以下である。
Ti:0.001〜0.05%
Tiは、窒化物形成能が強い元素であり、スラブ凝固過程でのN固着に有効な元素である。また、炭化物形成に伴い強度増加に寄与する。これらの効果は0.001%以上で発現する。しかしながら、Tiは0.05%を超えるとオーステナイト/フェライト変態開始温度を著しく上昇させ、フェライト粒の粗大化を招きやすい。従って、0.001〜0.05%とする。好ましくは0.005〜0.03%である。
Nbは、微細なフェライト粒(低温変態フェライト:ベイニティックフェライトを含む)を制御圧延により得るために有効な元素であり、仕上げ熱間圧延過程でのオーステナイト再結晶を遅延させる働きを有する。また、炭化物を形成することにより強度増加に寄与する。しかし、0.01%未満ではこの効果を発揮できない。一方、0.10%を超えると、焼入れ性が著しく上昇しシーム靭性が低下する。従って、0.01〜0.10%とする。好ましくは0.03〜0.09%である。
Caは、硫化物の形態制御のために添加する。鋼中のS量に対して過剰に添加するとCaOクラスターおよび単体のCaSが発生し、不足する場合はMnSが発生し靭性低下を招く。従って、0.0001〜0.005%とする。また、S量が多いとCaSクラスターが発生するため、同時にS量も制御することが好ましい。すなわち、鋼中のS量およびO量に応じて、次式の範囲にCa量を制御することが好ましい。
式中、元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。
Al:0.01〜0.06%
Alは、製綱時の脱酸目的で添加される。0.06%を超える過度な添加は電縫溶接部にアルミナまたはアルミナ酸化物を含む複合酸化物の形成が助長され、電縫溶接部の靭性を損なう。従って、0.01〜0.06%とする。好ましくは0.015〜0.05%である。
Nは、固溶状態では時効劣化を引き起こす原因となるため、Ti、Alなどの窒化物として固定される。しかしながら、N量が多いとTi、Alなどの添加量を増加せねばならなくなるため、0.006%以下とする。好ましくは0.005%以下である。
O:0.006%以下
Oは、酸化物系介在物として鋼中に残存し、過度に多くなると低温靭性やCTOD(Crack tip opening displacement)特性の低下を招く。従って、0.006%以下とする。好ましくは0.005%以下である。
V:0.01〜0.10%
Vは、Ti、Nbと同様に微量添加により析出物を形成し強度増加に寄与する。その効果は0.01%以上で顕著になるが、0.10%を超える過剰な添加では合金コストの上昇や効果が飽和し、さらには円周溶接部の靭性低下へ繋がるため、0.01〜0.10%の範囲で強度に応じて選択添加するのが好ましい。より好ましくは0.02〜0.09%である。
Crは、Mnと同様、オーステナイト/フェライト変態開始温度を下げる効果を有する。この効果は0.010%以上で顕著となる。また、Mnよりも偏析しにくい傾向がある。しかしながら、Mnよりも酸素との親和力が強いため、過度に添加すると電縫溶接部に酸化物が残存しやすくなる。従って0.010〜0.5%の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは0.02〜0.3%である。
CuおよびNiは、それぞれ単独で添加してもよいが好ましくは複合添加することにより、フェライト相に固溶しこれを強化することから強度増加に寄与する。また、それぞれ熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態に競合するパーライト変態の開始を遅延化する働きがあり、バンド状パーライトの生成を抑制するので靭性向上に寄与する。これらの効果はCu、Niとも0.01%以上で発揮される。しかしながら、それぞれ0.5%を超える過剰な添加は合金コストの上昇を招く。従って、それぞれ0.01〜0.5%の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは0.1〜0.4%である。
Moは、CuやNiと同様、フェライト相に固溶しこれを強化することから強度増加に寄与する。また、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態に競合するパーライト変態の開始を遅延化する働きがあり、バンド状パーライトの生成を抑制するので靭性向上に寄与する。また、円周溶接部のHAZ(Heat Affected.Zone)での結晶粒粗大化を防止する働きもある。これらの効果は0.01%以上で発揮される。しかしながら、0.5%を超える添加は合金コストの上昇を招き、逆に溶接部の靭性を低下させる。従って、0.01〜0.5%の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは0.1〜0.4%である。
次に、電縫鋼管の低YR化90%以下、望ましくは85%以下を達成するために熱延鋼板に必要な特性について述べる。用いられる熱延鋼板の機械的特性と造管後の機械的特性について解析した結果を図1に示す。熱延鋼板の段階で低YRを達成していても、造管後は必ずしも低YRを達成できないことがわかった。
なお、熱延鋼板の長手方向のSR89%以下を安定して達成するには、鋼板は、ポリゴナルフェライト単相鋼(鋼板組織のポリゴナルフェライト相分率が98体積%以上の鋼)あるいはTRIP(Transformation induced plasticity)鋼であることが好ましい。もっとも、製造のしやすさの点からは、ポリゴナルフェライト単相鋼の方がより好ましく、さらに好ましくは平均結晶粒径が7μm以下のポリゴナルフェライト単相鋼である。
長手方向のSRが89%以下になる熱延鋼板は、本発明の組成要件を満たす鋼素材(スラブ)を熱間圧延するにあたって、スラブ加熱温度、熱間圧延、冷却およびその後の熱履歴を次のように規制することによって製造することができる。
スラブ加熱温度:1050〜1300℃の温度範囲
スラブ加熱では、スラブ凝固過程で生成するTi、Nb、Vの析出物を溶体化することが重要であり、少なくとも1050℃以上の加熱温度が必要である。一方、1300℃を超える加熱温度ではオーステナイト粒の粗大化が顕著になり、熱延鋼板のフェライト粒も粗大化するため低温靭性の低下が起こる。従って、1050〜1300℃とする。好ましくは1100〜1250℃である。
1000℃以下の累積圧下量を60%以上とすることにより、オーステナイト粒の整粒化と引き続くオーステナイト未再結晶域でのオーステナイト粒界への歪蓄積やアスペクト比の増大が十分に行われ、組織の微細化が進行し、靭性が改善する。1000℃以下での累積圧下量が60%未満では、オーステナイト粒の整粒化とオーステナイト未再結晶域でのオーステナイト粒径への歪蓄積が不十分となり、その後のフェライト変態により生成する粒の粗大化や混粒化が起こり、靭性低下を招く。
Ar3点以上の温度域から冷却を開始し、フェライト変態の過冷度を大きくすることにより組織の微細化を図る。Ar3点を下回ってから冷却開始するのでは十分な効果が得られない。冷却速度15℃/s以上で冷却(好ましくは水冷)することは、この段階でのポリゴナルフェライトの生成を抑え、粒内の固溶C量が高いベイニティックフェライトを得るために必要であり、この固溶Cは引き続く熱処理過程において炭化物析出へ消費されることにより、長手方向のSRを低下させる。一方、冷却速度が15℃/s未満では、粒内の固溶C量低下により炭化物析出が不十分となり強度低下を招く。ここで、Ar3点は、次式の計算値を用いる。
(右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。ただし、式中の元素が不可避的不純物である場合、その含有量は0として計算する。)
冷却後の熱履歴:600℃超で滞留させた後放冷
冷却速度を制御することにより、固溶Cを含む微細なベイニティックフェライトが形成された後、600℃超えで滞留させる。熱間圧延プロセスでは、コイル状に鋼帯を巻き取るので、この巻取り温度を600℃超にすれば良い。巻取り工程のない厚板プロセスでは保熱または加熱炉などにより熱処理を行っても良い。
YR=伸び0.5%での応力/引張強度(×100%)(;分子、分母は同じ引張試験片での測定値)
SR=伸び4%での応力/引張強度(×100%)(;分子、分母は同じ引張試験片での測定値)
(実施例1)
表1に示す鋼組成(残部Feおよび不可避的不純物)になるスラブを鋼素材に用い、熱間圧延ミルにより熱延鋼板を製造した。製品サイズは板厚12.7mm、板幅1915mmとした。この熱延鋼板について、長手方向の引張試験によりSRを測定し、また、長手方向断面の組織をOM(光学顕微鏡)あるいはSEM(走査電子顕微鏡)観察により同定し、画像解析により平均結晶粒径および体積率を算出した。
これに対し、比較例をみると、鋼No.5は、A値が80超のため時効後YRが90%を超えており耐時効性が良くない。鋼No.6は、A値が20未満のため、素管および時効後のYRは良好であるが、シーム靭性が低下している。鋼No.7は、鋼中炭素量が多く、A値が80を超えたため、素管および時効後のYRは良好であるが、シーム靭性が低下している。
(実施例2)
表3に示す化学組成(残部Feおよび不可避的不純物)になるスラブを鋼素材に用い、熱間圧延ミルにより熱延鋼板を製造した。製品サイズは板厚17.5mm、板幅1901mmとした。この熱延鋼板について、長手方向の引張試験によりYRおよびSRを測定し、また、長手方向断面の組織をOM(光学顕微鏡)あるいはSEM(走査電子顕微鏡)観察により同定し、画像解析により平均結晶粒径および体積率を算出した。
これに対し、比較例をみると、鋼No.14は、熱延鋼板では低YRを示すがSRが90%であるため、素管および時効後のYRが90%を超えており、造管後の低YR化が達成できていない。鋼No.15は鋼No.14と同様であり、加えてシーム靭性が低下している。鋼No.16は熱延鋼板のYRおよびSRともに89%以下の良好な値を示すが、A値が−41であるため、シーム靭性が低下している。
(実施例3)
表1、表3に示した鋼組成になるスラブのうちからいくつか選んで鋼素材に用い、表5に示す製造方法で鋼管用素材としての熱延鋼板を製造し、該鋼板を素材として電縫鋼管を製造した。素材(鋼板)サイズは板厚12.7mmで板幅1911mmとし、鋼管サイズは外径24インチである。
一方、比較例についてみると、記号19は、巻取りの熱処理温度が低いため、Nb、Tiの炭化物形成が十分に行われず、ベイニティックフェライトへの固溶C量が多くなり、かつポリゴナルフェライト化しないため、SRが増加し鋼管のYRの上昇を招いた。
記号25は、スラブ加熱温度が高いため、オーステナイト粒径の粗大化と未再結晶オーステナイト域でのオーステナイト結晶粒界への歪蓄積が不十分となり、微細なベイニティックフェライト組織が形成されない。従って、その後の熱処理によるTi、Nb、Vの炭化物形成が十分に進行しないため、SRが増加し鋼管のYR上昇を招いた。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式(1)で定義されるA値が20〜80であり、長手方向の伸び4%が得られる応力と同方向の引張強度の比率SRが89%以下である耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
記
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti)}/C×100 ……(1)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。 - 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、
さらに、V:0.01〜0.10%、Cr:0.010〜0.5%、Cu:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.5%のうちの1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式(2)で定義されるA値が20〜80であり、長手方向の伸び4%が得られる応力と同方向の引張強度の比率SRが89%以下である耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
記
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti+12/51×V/3)}/C×100 ……(2)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。 - 体積%で、ポリゴナルフェライト相:98%以上を含む請求項1または2に記載の耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板。
- 質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.6〜1.8%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Ti:0.001〜0.05%、Nb:0.01〜0.10%、Ca:0.0001〜0.005%、Al:0.01〜0.06%、N:0.006%以下、O:0.006%以下を含有し、
あるいはさらに、V:0.01〜0.10%、Cr:0.010〜0.5%、Cu:0.01〜0.5%、Ni:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.5%のうちの1種または2種以上を含有し、
かつ、Vを含有しない場合は下記式(1)、Vを含有する場合は下記式(2)でそれぞれ定義されるA値が20〜80である鋼素材を1050〜1300℃の温度範囲に加熱し、1000℃以下の累積圧下量を60%以上として熱間圧延した後、Ar3点以上の温度域から冷却速度15℃/s以上で冷却し、600℃超で滞留させた後放冷することを特徴とする耐時効性に優れた低YR型電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
記
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti)}/C×100 ……(1)
A={C−(12/93×Nb+12/48×Ti+12/51×V/3)}/C×100 ……(2)
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量(質量%)を表す。
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