JP2006274372A

JP2006274372A - 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板とその製造方法

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Publication number: JP2006274372A
Application number: JP2005096712A
Authority: JP
Inventors: Hitoshi Sueyoshi; 仁末吉; Nobuyuki Ishikawa; 信行石川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-03-30
Filing date: 2005-03-30
Publication date: 2006-10-12
Anticipated expiration: 2025-03-30
Also published as: JP4956907B2

Abstract

【課題】耐延性き裂発生特性に優れた高強度高変形能鋼板を提供すると共に、その有利な製造方法を提案する。
【解決手段】Ｃ：0.03〜0.1mass％、Si：0.01〜１mass％、Mn：0.5〜２mass％、Ｓ：0.002mass％以下、Al：0.01〜0.07mass％を含有する鋼スラブを1000〜1200℃に加熱し、圧延終了温度をＡr₃変態点以上とする熱間圧延を施し、その後、(Ａr₃−30℃)未満の温度から400℃以下の温度までを平均冷却速度30℃／秒以上で冷却することにより、金属組織がフェライト相とベイナイト相の２相組織からなり、前記ベイナイト相の相分率が10〜50％、前記ベイナイト相のビッカース硬さとフェライト相のビッカース硬さの比(Ｈv_B／Ｈv_F)が1.6以上、降伏比が0.8以下である高強度高変形能鋼板を得る。
【選択図】図２

Description

本発明は、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適な構造用鋼板に関し、特に地震多発帯などで用いられる鋼板に要求される耐延性き裂発生特性に優れる、引張強度が550MPa以上の高強度高変形能鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどの分野で用いられている鋼材は、安全性の向上や、操業効率の向上(例えば、パイプラインでの輸送ガスの高圧化)、使用鋼材の削減によるトータルコスト低減等を目的として、高強度化が進められている。また、上記鋼材が使用される地域は、自然環境が過酷な地域へと拡大しているため、例えば、地震多発地帯などで使用される構造物用鋼材などには、従来の要求特性とは異なる、優れた塑性変形能や耐延性破壊特性が求められるようになってきている。

このような状況から、特許文献１〜３には、降伏応力と引張強度の比である降伏比を低下させることにより塑性変形能を向上させた鋼材が、また、特許文献４，５には、同じく降伏比を低下させることにより優れた耐座屈性を有する高変形能鋼材が開示されている。しかし、たとえ低降伏比で変形能に優れた鋼材であっても、欠陥部などの応力集中部から延性き裂が発生し、進展する場合には、その塑性変形能が発揮される前に、長距離き裂伝播、すなわち、不安定延性破壊を生じてしまう虞がある。

そこで、不安定延性破壊を防止することを目的として、高強度高変形能鋼材の開発が行われている。例えば、特許文献６には、金属組織を細粒フェライト主体の組織とすることによって吸収エネルギーを高めた高張力鋼の製造方法が、また、特許文献７には、金属組織をフェライトとマルテンサイトの２相混合組織とすることによって、不安定延性破壊の停止性能を高めた高強度鋼管が開示されている。
特開昭５５−１１９１５２号公報特開昭６３−２２３１２３号公報特開平０３−１１５５２４号公報特開平１０−３３０８８５号公報特開２０００−１７８６８９号公報特閑２００２−１０５５３４号公報特開２００４−１９７１９０号公報

上記特許文献６および７に記載された技術は、不安定延性破壊における耐延性き裂伝播特性を向上させた鋼材に関するものである。しかし、例えば、高圧で操業されるガスパイプラインでは、一旦、き裂が発生すると、き裂の伝播停止が困難になる場合があり、その結果、局所的な破壊でも重大な被害をもたらすことが危惧される。そのため、ガスパイプラインに用いられる鋼材は、延性き裂伝播が防止されるだけでなく、たとえ損傷が生じてもき裂発生に至らない、もしくは最小規模のリークに止めることができるものであることが望ましい。

上記課題を解決するには、鋼材自体に内在する欠陥や外的要因によって受ける損傷あるいは腐食による減肉部等からのき裂の発生を抑制することが必要である。しかし、上記特性を満たすような、延性き裂発生抵抗が大きい高強度高変形能鋼板は、今のところ存在していないのが実情である。

そこで、本発明の目的は、地震多発地帯などで使用される鋼材に要求される耐延性き裂発生特性に優れた高強度高変形能鋼板を提供すると共に、その有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題の解決に向け、外的要因による損傷が存在する場合を想定して、切欠きを有する高強度鋼板の延性破壊挙動について鋭意研究を重ねた。その結果、軟質相であるフェライトと硬質相であるベイナイトの２相組織からなるミクロ組織と、それら両相の機械的特性を最適化することにより、変形能を低下させることなく切欠きからの延性き裂発生を抑制することができる事実を見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：0.03〜0.1mass％、Si：0.01〜１mass％、Mn：0.5〜２mass％、Ｓ：0.002mass％以下、Al：0.01〜0.07mass％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相とベイナイト相の２相組織からなる鋼板であって、前記ベイナイト相の相分率が10〜50％、前記ベイナイト相のビッカース硬さとフェライト相のビッカース硬さの比(Ｈv_B／Ｈv_F)が1.6以上、降伏比が0.8以下であることを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板である。

本発明の鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.01〜0.5mass％、Ni：0.05〜0.5mass％、Cr：0.01〜0.5mass％およびMo：0.01〜0.5mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

また、本発明の鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Nb：0.005〜0.1mass％、Ｖ：0.005〜0.1mass％、Ti：0.005〜0.1mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

また、本発明は、上記成分組成を有する鋼スラブを1000〜1200℃に加熱し、圧延終了温度をＡr₃変態点以上とする熱間圧延を施し、その後、(Ａr₃変態点−30℃)未満の温度から400℃以下の温度までを平均冷却速度30℃／秒以上で冷却することを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板の製造方法を提案する。

本発明によれば、地震などで大きな塑性変形を受けた場合においても、延性き裂を発生することのない高強度高変形能鋼板を提供することができる。よって、本発明の鋼板は、建築物や海洋構造物、造船、橋梁、ラインパイプなどに用いて好適である。

本発明を開発する契機となった実験について説明する。
フェライト相とベイナイト相の２相組織からなり、成分組成が異なる各種鋼材(厚鋼板)から、図１に示す切欠底半径が0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を作製し、引張試験を行って延性き裂発生特性を調査すると共に、鋼材のミクロ組織と耐延性き裂発生特性との関係を調査した。なお、耐延性き裂発生特性は、引張試験において、上記丸棒試験片の切欠底からき裂が発生したときの標点間の平均歪を「延性き裂発生歪」として評価した。

図２は、Ｃ含有量を変化させてフェライト相とベイナイト相の相分率を変化させた鋼における、降伏比と延性き裂発生歪に及ばすベイナイト相分率の影響を示したものである。図２から、降伏比は、ベイナイト相分率が10〜70％の広い範囲で0.8以下の低い値を示しているが、延性き裂発生歪は、ベイナイト相分率が50％を超えると急激に低下していることがわかる。また、図３は、Ｃ：0.05mass％、Mn：1.8mass％n、Cu：0.13mass％、Ni：0.1mass％およびMo：0.2mass％を含有する鋼を用いて、種々の圧延条件、冷却条件で製造したフェライト＋ベイナイト２相組織鋼における、ベイナイト相の硬さＨv_Bとフェライト相のビッカース硬さＨv_Fの比(Ｈv_B／Ｈv_F)と、延性き裂発生歪との関係を示したものである。図３から、Ｈv_B／Ｈv_Fの増加にともない、延性き裂発生歪が増加しており、耐延性き裂発生特性が向上していることがわかる。

以上の結果から、軟質なフェライト相と硬質なベイナイト相からなる２相組織を有する鋼板が変形する場合、軟質なフェライト相が早期に変形を開始するが、硬質なベイナイト相によって引張強度が維持されるため、降伏応力と引張強度の比(降伏応力／引張強度)である降伏比が低下し、変形能が向上する。そこでさらに、成分組成、製造条件を制御し、ベイナイト相の相分率を適正な範囲に制御すると同時に、上記フェライト相とベイナイト相の硬さの比を特定値以上に限定することにより、延性き裂発生抵抗が高い高強度高変形能鋼板が得られることがわかった。本発明は、上記知見に基き、完成したものである。

次に、本発明の鋼板の成分組成を上記範囲に制限する理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.1mass％
Ｃは、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。0.03mass％未満では、ベイナイト相分率が低く、十分な強度が得られず、一方、0.1mass％を超えて添加すると、逆にべイナイト相分率が高くなりすぎ、延焼き裂発生抵抗が低下する他、溶接性が劣化する。よって、Ｃは0.03〜0.1mass％の範囲とする。

Si：0.01〜１mass％
Siは、製鋼工程での脱酸剤として、また、鋼材の強度を高める元素として添加する。しかし、0.01mass％未満では脱酸効果が十分でなく、一方、１mass％を超えると、靭性や溶接性を劣化させる。そのため、Si含有量は0.01〜１mass％の範囲とする。

Mn：0.5〜２mass％
Mnは、強度、靭性を高めるために添加するが、0.5mass％未満ではその効果が十分でなく、２mass％を超えると溶接性が劣化する。よって、Mn含有量は0.5〜２mass％の範囲とする。

Ｓ：0.002mass％以下
Ｓは、不可避不純物として含有されるが、一般的に、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、変形時にはボイド発生の起点となるため、延性き裂の発生を防止するためには、その含有量を厳しく規制する必要がある。しかし、0.002mass％以下であれば、材質への悪影響が少ないので、Ｓ含有量の上限は0.002mass％とする。

Al：0.01〜0.07mass％
Alは、Siと同様、製鋼工程で脱酸剤として添加するが、0.01mass％未満では脱酸効果が十分でない。一方、0.07mass％を超えると、酸化物系介在物が増加して靭性を劣化させる。よって、Al含有量は0.01〜0.07mass％の範囲とする。

本発明の鋼板は、上記成分組成の他に、以下の元素を選択元素として含有することができる。
Cu：0.01〜0.5mass％、Ni：0.01〜0.5mass％、Cr：0.01〜0.5mass％およびMo：0.01〜0.5mass％のうちから選ばれる１種または２種以上
Cu、Ni、CrおよびMoは、鋼の強度を高めるため添加する選択元素であり、要求強度に応じて、それらのうちから選ばれる１種または２種以上を添加することができる。各元素とも、0.01mass％未満では効果が無く、0.5mass％を超えると溶接性が劣化するので、添加する場合は0.01〜0.5mass％の範囲とするのが好ましい。

Nb：0.005〜0.1mass％、Ｖ：0.005〜0.1mass％およびTi：0.005〜0.1mass％のうちから選ばれる１種または２種以上
Nb、ＶおよびTiは、靭性及び強度を高めるために添加する選択元素であり、要求強度に応じて、それらのうちから選ばれる１種または２種以上を添加することができる。各元素とも、0.005mass％未満では効果が無く、0.1mass％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合は0.005〜0.1mass％の範囲とするのが好ましい。

本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、上記成分以外の他の成分が、通常、不可避的不純物として認められる以上の量添加されていても、本発明の作用効果を害しない限り、許容される。

次に、本発明の鋼板が有する鋼組織および強度特性について説明する。
鋼板組織：フェライト相とベイナイト相からなる２相組織
本発明の鋼板は、軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相からなる２相組織鋼であることが必要である。その理由は、引張強度が550MPa以上の強度と高い変形性能を得るためである。ただし、その他の相として、マルテンサイト相やパーライト相、セメンタイト相が存在しても、それらの相分率の合計が５％以内であれば、本発明の作用効果に悪影響を及ぼすことはないので許容される。

ベイナイト相分率：10〜50％
上記ベイナイト相の相分率は、10〜50％の範囲であることが必要である。上述した図２に示したように、ベイナイト相分率が10％未満では、降伏比が高く、変形能が低下し、50％を超えでは、延性き裂の発生が容易になるため、高変形能かつ延性き裂発生抵抗に優れる鋼板を得るためには、ベイナイト相分率を10〜50％の範囲とする必要があるからである。なお上記ベイナイト相分率とは、全組織に対するベイナイト相の体積分率(％)のことであり、その体積分率は、鋼板断面の面積分率(％)で代えることができる。

ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比(Ｈv_B／Ｈv_F)：1.6以上
上述した図３に示したように、Ｈv_B／Ｈv_Fの増加にともない、延性き裂発生歪が増加し、耐延性き裂発生特性が向上し、特に、Ｈv_B／Ｈv_Fが1.6以上でその効果が明確となる。よって、Ｈv_B／Ｈv_Fは1.6以上とする。

降伏比：0.8以下
降伏比は、0.8を超えると、変形能が低下して、欠陥部近傍での歪集中が大きくなり、塑性変形が欠陥を有する断面で局在化して起こり、延性き裂の発生が容易になる。そのため、降伏比は0.8以下とする。

延性き裂発生歪：３％以上
本発明の鋼板は、上記成分組成と鋼板組織を有することにより、延性き裂発生歪が３％以上という、優れた延性き裂発生抵抗を有する。ここで、上記延性き裂発生歪とは、図１に示した切欠底半径0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を作製し、種々の量の引張歪を付与後、除荷してから、その試験片の切欠底断面の組織を観察して、延性き裂発生の有無を調査したときの、切欠底からき裂が最初に発生した標点間の平均歪のことである。

次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
スラブ加熱温度：1000〜1200℃
上記に規定された成分組成を有する鋼を通常公知の方法で溶製して鋼スラブとし、その後、熱間圧延に先立って、該スラブを加熱炉に装入し再加熱する。この際のスラブ加熱温度は、1000〜1200℃とする。1000℃未満では十分な強度が得られず、一方、1200℃を超える場合には組織が粗大化して靭性が劣化するためである。

圧延終了温度：Ａr₃変態点以上
圧延終了温度は、Ａr₃変態点以上とする。圧延終了温度がＡr₃変態点未満の場合には、圧延による塑性歪がフェライト相中に残存してフェライトの強度が高くなり、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比が低下するため、延性き裂発生抵抗が低下するからである。圧延終了温度の上限については、特に規定しないが、未再結晶域の圧延により組織を微細にするためには950℃以下であることが好ましい。なお、上記Ａr₃変態点は、鋼板が有する成分組成によって変化し、通常、下記式；
Ａr₃変態点(℃)＝910−310＊Ｃ−80＊Mn−20＊Cu−15＊Cr−55＊Ni−80＊Mo
ただし、各元素記号は、その成分の含有量(mass％)
で求めることができる。

(Ａr₃変態点−30℃)未満〜400℃以下の温度域まで平均冷却速度：30℃／秒以上
熱間圧延終了後の鋼板は、(Ａr₃変態点−30℃)未満の温度域から400℃以下の温度域までを、平均冷却速度30℃／秒以上で冷却することが必要である。冷却開始温度が(Ａr₃変態点−30℃)以上の場合には、ベイナイト相分率が高くなりすぎ、延性き裂発生抵抗が低下する。また、平均冷却速度が30℃／秒未満の場合や冷却停止温度が400℃を超える場合には、十分な硬さを有するベイナイト相が得られず、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比が低下するため、優れた延性き裂発生抵抗と低い降伏比が得られない。よって、上記冷却条件とする。

本発明によれば、上記の成分組成を有する鋼スラブに、上記の製造方法を適用することにより、上記金属組織と強度特性を有する鋼板を製造することができるので、地震などで生じる大きな塑性変形を受けても、延性き裂が発生し難い高強度高変形能鋼板を提供することができる。

表１に示した成分組成を有する鋼を常法に従い溶製し、表２に示す製造条件で、板厚15mmの厚鋼板とした。これらの鋼板について、板厚中心部付近のミクロ組織を観察し、10視野の組織写真を得て、これを画像解析してベイナイトの相分率を求めた。また、ベイナイト相とフェライト相の硬さは、マイクロビッカース硬度計により測定した。引張強度と降伏比は、平行部が６mmφ×30mmの丸棒試験片を用いた引張試験により求めた。延性き裂発生歪は、図１に示した切欠底半径0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を作製し、引張歪の量を種々に変化させて付与してから除荷し、その後、この試験片の切欠底断面の組織を観察して、延性き裂発生の有無を調査し、切欠底からき裂が最初に発生したときの標点間の平均歪を延性き裂発生歪として求めた。

表２に、ベイナイト相分率、引張強度、降伏比、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比および延性き裂発生歪の測定結果を併せて示す。本発明例の鋼板は、いずれも降伏比が0.8以下、延性き裂発生歪が３％以上であり、優れた変形能と高い延性き裂発生抵抗を有している。一方、比較例の鋼板は、成分組成または製造条件が本発明範囲から外れているため、ベイナイトの相分率やベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比が本発明の規定範囲外のものとなり、その結果、高降伏比または延性き裂発生歪が小さく、変形能または延性き裂発生抵抗が劣っている。

延性き裂発生歪の測定に用いた環状切欠を有する丸棒試験片を説明する図である。ベイナイト−フェライトの２相組織鋼において、ベイナイト相分率が降伏比と延性き裂発生歪に及ぼすの影響を示すグラフである。ベイナイト−フェライトの２相組織鋼において、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比(Ｈv_B／Ｈv_F)と延性き裂発生歪との関係を示すグラフである。

Claims

Ｃ：0.03〜0.1mass％、Si：0.01〜１mass％、Mn：0.5〜２mass％、Ｓ：0.002mass％以下、Al：0.01〜0.07mass％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相とベイナイト相の２相組織からなる鋼板であって、前記ベイナイト相の相分率が10〜50％、前記ベイナイト相のビッカース硬さとフェライト相のビッカース硬さの比(Ｈv_B／Ｈv_F)が1.6以上、降伏比が0.8以下であることを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板。
上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.01〜0.5mass％、Ni：0.05〜0.5mass％、Cr：0.01〜0.5mass％およびMo：0.01〜0.5mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高変形能鋼板。
上記成分組成に加えてさらに、Nb：0.005〜0.1mass％、Ｖ：0.005〜0.1mass％、Ti：0.005〜0.1mass％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度高変形能鋼板。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを1000〜1200℃に加熱し、圧延終了温度をＡr₃変態点以上とする熱間圧延を施し、その後、(Ａr₃変態点−30℃)未満の温度から400℃以下の温度までを平均冷却速度30℃／秒以上で冷却することを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板の製造方法。