JP2007270194A - 耐ｓｒ特性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、かつ多量の合金元素を添加することなく、優れた耐ＳＲ特性を示す鋼板を製造することができる、耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、定められた式で表わされる、Ｃｅｑ値、および原子％のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量Ｐ値に対して、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８を満足し、かつ、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の鋼を、加熱、熱間圧延した後、加速冷却を行い、その後直ちに再加熱を行う。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、定められた式で表わされる、Ｃｅｑ値、および原子％のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量Ｐ値に対して、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８を満足し、かつ、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の鋼を、加熱、熱間圧延した後、加速冷却を行い、その後直ちに再加熱を行う。
【選択図】なし
Description
本発明は、鋼管や圧力容器等の製造に用いるＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の強度を有する高強度鋼板に関し、特に溶接後に行う応力除去焼鈍（ＳＲ）後においても優れた強度と靭性を有する耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。
石油またはガスの採掘用等に用いられるライザー鋼管は円周溶接によって合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を溶接する場合が多い。また、発電プラント等の配管用鋼管やその他強度部材として用いられる鋼材または鋼板はＣｒ−Ｍｏ鋼等と溶接接合される場合が多い。このような場合には、通常、溶接による残留応力除去を目的としてＳＲ処理（応力除去焼鈍）が施されるが、熱処理によって強度低下や靭性低下を招くことが懸念されるため、ＳＲ処理が施される鋼管や鋼材に対してはＳＲ処理後も強度、靭性が確保されること、すなわち耐ＳＲ特性に優れることが要求される。また近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度鋼管または鋼材に対する要求も高まっている。このような耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼管に関す技術としては特許文献１，２に開示されたようなものがある。
しかし、特許文献１に開示されている技術ではＳＲ処理による鋼板の強度低下をＳＲ時のＣｒ炭化物の析出によって補っているため、多量のＣｒの添加が必要となり、素材コストが高いだけでなく、溶接性や靭性の低下が問題となる。一方、特許文献２の技術は鋼管を製造する際のシーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＳＲ処理による母材強度の低下が避けられない。
特開平１１−５０１８８号公報
特開２００１−１５８９３９号公報
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、かつ多量の合金元素を添加することなく、優れた耐ＳＲ特性を示す鋼板を製造することができる、耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明は、以下の（１）〜（２）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下、を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で表わされるＣｅｑ値、下記（２）式で表わされる原子％のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量Ｐ値に対して、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８を満足し、かつ、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行なうことを特徴とする耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。）
Ｐ値＝Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ ・・・（２）
（ただし、（２）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。）
（２）質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下、を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で表わされるＣｅｑ値、下記（２）式で表わされる原子％のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量Ｐ値に対して、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８を満足し、かつ、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行なうことを特徴とする耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。）
Ｐ値＝Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ ・・・（２）
（ただし、（２）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。）
（２）質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
一般に、溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却されて製造されている。そのため、ミクロ組織はベイナイト主体か、またはベイナイト中にマルテンサイト（ＭＡ）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＳＲ処理を施すと、ベイナイト中のセメンタイト組織またはマルテンサイトが焼戻しにより分解するため強度低下は避けられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＳＲ時にＣｒ炭化物等を析出させる方法があるが、炭化物が容易に粗大化するために靭性低下を生じてしまう。このように、変態強化によって、ＳＲ後でも強度、靭性を確保することには限界がある。
そこで、本発明者らは優れた耐ＳＲ特性と高強度が両立するミクロ組織形態について鋭意研究を行った結果、以下のａ）〜ｃ）の知見を得るに至った。
ａ）鋼のミクロ組織を、ＳＲ処理の前後において形態変化を生じないミクロ組織とすればよい。そのためにはＳＲ処理によって分解するセメンタイトまたはマルテンサイト（ＭＡ）を抑制し、鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることによって強化すればよい。
ｂ）鋼中で析出する種々の析出物について検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物は適正な成分バランスの元では、１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物となり、かつ熱的にも安定である。
ｃ）上記ｂ）の微細炭化物を析出させるためには、特定の合金成分を有する鋼を用いて、熱間圧延後に加速冷却によって冷却する過程で、ベイナイト変態終了温度よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱を行えばよい。このような熱履歴を受けた鋼の金属組織は、冷却停止直後、ＭＡを含まない転移密度の高いベイナイト組織であるが、Ｍｏによってセメンタイトの生成が抑制され、炭素が過飽和な状態で存在するため、その後の再加熱によってＭｏ、Ｔｉ、ＮｂまたはＶと結合し微細炭化物として転位上に優先的に析出する。
ａ）鋼のミクロ組織を、ＳＲ処理の前後において形態変化を生じないミクロ組織とすればよい。そのためにはＳＲ処理によって分解するセメンタイトまたはマルテンサイト（ＭＡ）を抑制し、鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることによって強化すればよい。
ｂ）鋼中で析出する種々の析出物について検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物は適正な成分バランスの元では、１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物となり、かつ熱的にも安定である。
ｃ）上記ｂ）の微細炭化物を析出させるためには、特定の合金成分を有する鋼を用いて、熱間圧延後に加速冷却によって冷却する過程で、ベイナイト変態終了温度よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱を行えばよい。このような熱履歴を受けた鋼の金属組織は、冷却停止直後、ＭＡを含まない転移密度の高いベイナイト組織であるが、Ｍｏによってセメンタイトの生成が抑制され、炭素が過飽和な状態で存在するため、その後の再加熱によってＭｏ、Ｔｉ、ＮｂまたはＶと結合し微細炭化物として転位上に優先的に析出する。
上記構成の本発明は、このような知見に基づいたものであり、本発明の方法によって上記のようなＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物が分散析出した鋼板を得ることができる。このような鋼板は析出強化によって高強度が得られるだけでなく、７００℃程度以下の加熱によっても微細炭化物が分解または粗大化することがないため、ＳＲ処理を行なう場合、ＳＲ処理後もその高い強度が維持されるのである。
本発明によれば、鋼のミクロ組織をＳＲ処理の前後において形態変化を生じないミクロ組織とすることにより、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、かつ多量の合金元素を添加することなく、優れた耐ＳＲ特性を示す鋼板を製造することができる、耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。
［化学成分組成］
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分組成について説明する。以下の説明において、％で示す単位は全て質量％である。
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分組成について説明する。以下の説明において、％で示す単位は全て質量％である。
・Ｃ：０．０３〜０．０７％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．０７％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０７％に規定する。なお、好ましくは０．０４〜０．０６％である。
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．０７％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０７％に規定する。なお、好ましくは０．０４〜０．０６％である。
・Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、０．５％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とする。なお、好ましくは０．０５〜０．２％である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、０．５％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とする。なお、好ましくは０．０５〜０．２％である。
・Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度・靭性を向上させる作用を有する元素であり、１．５％以上の含有を必要とするが、２．５％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、Ｍｎ含有量を１．５〜２．５％とする。なお、好ましくは１．８〜２．０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度・靭性を向上させる作用を有する元素であり、１．５％以上の含有を必要とするが、２．５％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、Ｍｎ含有量を１．５〜２．５％とする。なお、好ましくは１．８〜２．０％である。
・Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として作用し、０．０８％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、Ａｌ含有量を０．０８％以下とする。なお、好ましくは０．０１〜０．０５％である。
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として作用し、０．０８％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、Ａｌ含有量を０．０８％以下とする。なお、好ましくは０．０１〜０．０５％である。
・Ｍｏ：０．１〜０．５％
Ｍｏは、本発明において重要な元素であり、０．１％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招く。このため、Ｍｏ含有量を０．１〜０．５％とする。
Ｍｏは、本発明において重要な元素であり、０．１％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招く。このため、Ｍｏ含有量を０．１〜０．５％とする。
・Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上
これらは、以下に示すようにいずれも同様の作用を有するためこれらの１種または２種以上を含有される。
これらは、以下に示すようにいずれも同様の作用を有するためこれらの１種または２種以上を含有される。
Ｔｉは、０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０３５％を超える含有は溶接熱影響部靭性および母材靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００５〜０．０３５％に規定する。
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０７％とする。
ＶもＮｂと同様にＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００５〜０．１％とする。
上記成分組成を有する本発明の高強度鋼板は、さらに以下の式を満たすように規定する。
・９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８
Ｃｅｑ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示され、Ｐ値は下記（２）式で示されるが、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値の値が４．８未満ではＡＰＩ Ｘ１００グレードの高強度が得られないため、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値は４．８以上に規定する。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。）
Ｐ値＝Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ ・・・（２）
（ただし、（２）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。）
なお、上記元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（３）式により求めることもできる。下記（３）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００ ・・・（３）
Ｃｅｑ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示され、Ｐ値は下記（２）式で示されるが、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値の値が４．８未満ではＡＰＩ Ｘ１００グレードの高強度が得られないため、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値は４．８以上に規定する。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。）
Ｐ値＝Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ ・・・（２）
（ただし、（２）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。）
なお、上記元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（３）式により求めることもできる。下記（３）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００ ・・・（３）
・［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）：０．６〜１．７
本発明鋼における高強度化はＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む複合析出物（炭化物）によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定でかつ非常に微細な複合析出物を得ることができる。このときＣの原子％での含有量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の原子％での含有量の合計量の比である［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値は０．６〜１．７とする。ここで、［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］はその成分の原子％の含有量（ａｔ％）を示す。［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値が０．６未満または１．７を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明の複合析出物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＳＲ特性の劣化や、靭性の劣化を招くため、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値は０．６〜１．７に規定する。
なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（４）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７とする。下記（４）式の元素記号は各含有元素の質量％である。
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９） ・・・（４）
本発明鋼における高強度化はＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む複合析出物（炭化物）によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定でかつ非常に微細な複合析出物を得ることができる。このときＣの原子％での含有量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の原子％での含有量の合計量の比である［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値は０．６〜１．７とする。ここで、［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］はその成分の原子％の含有量（ａｔ％）を示す。［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値が０．６未満または１．７を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明の複合析出物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＳＲ特性の劣化や、靭性の劣化を招くため、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）の値は０．６〜１．７に規定する。
なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（４）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７とする。下記（４）式の元素記号は各含有元素の質量％である。
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９） ・・・（４）
本発明では鋼板の強度や靭性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。
・Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
・Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると耐ＳＲ特性が低下するため、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると耐ＳＲ特性が低下するため、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
・Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．５％以下とする。
・Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させる。このため、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．００３５％とする。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させる。このため、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．００３５％とする。
・ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させる。このため、ＲＥＭを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．０１％とする。
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させる。このため、ＲＥＭを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．０１％とする。
［製造条件］
次に、上記化学成分組成の鋼を用いた本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
次に、上記化学成分組成の鋼を用いた本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能で、さらにＳＲ処理を行なう場合にも、ＳＲ処理時に微細炭化物はそのまま熱的に安定であるので、ＳＲ処理後でもその強度を確保することが可能となる技術である。
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態終了温度以下よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱することにより、変態強化と析出強化をもっとも有効に複合して活用することが可能となる。
すなわち、本発明では、上記の成分組成を有する鋼について、加熱温度１１００〜１３００℃、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延を行い、その後２０℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで金属組織をベイナイトの単相組織とし、Ｍｏと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上とからなる微細な複合炭化物をベイナイト相中に分散析出することにより耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板を得る。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。
また、冷却速度は板厚中心部の平均冷却速度とする。以下、各製造条件について説明する。
・加熱温度：１１００〜１３００℃
加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、加熱温度を１１００〜１３００℃とする。
加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、加熱温度を１１００〜１３００℃とする。
・圧延終了温度：７５０℃以上
圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
・冷却速度：２０℃／ｓ以上
この場合の冷却は、圧延終了後直ちに行う。冷却速度が２０℃／ｓ未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることができる。
この場合の冷却は、圧延終了後直ちに行う。冷却速度が２０℃／ｓ未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることができる。
・冷却停止温度：４００℃未満
本発明では圧延終了後加速冷却によりＣが過飽和に固溶したベイナイト単相とすることによって、その後の急速加熱時に微細析出物による析出強化が得られる。しかし、冷却停止温度が４００℃以上では、ベイナイト変態が完了しないため、加速冷却後に十分な強度が得られないだけでなく、固溶Ｃ量が不足し急速加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、ＳＲ後の強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を４００℃未満とする。
本発明では圧延終了後加速冷却によりＣが過飽和に固溶したベイナイト単相とすることによって、その後の急速加熱時に微細析出物による析出強化が得られる。しかし、冷却停止温度が４００℃以上では、ベイナイト変態が完了しないため、加速冷却後に十分な強度が得られないだけでなく、固溶Ｃ量が不足し急速加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、ＳＲ後の強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を４００℃未満とする。
・再加熱条件：加熱冷却後直ちに、０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで行う。
このプロセスは本発明における重要な製造条件である。析出強化に寄与する微細析出物は、急速再加熱時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで急速再加熱する必要がある。昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、また粗大なセメンタイトが粒界上に析出するため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができないばかりか、靭性が劣化する。したがって、昇温速度を０．５℃／ｓ以上とする。また、再加熱温度が５５０℃未満では析出量が十分でなく、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度・靭性が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。なお、再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。また、本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、微細析出による高い強度が得られる。さらに、再加熱後の冷却を空冷としても、微細析出物の粗大化は起こらない。
このプロセスは本発明における重要な製造条件である。析出強化に寄与する微細析出物は、急速再加熱時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで急速再加熱する必要がある。昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、また粗大なセメンタイトが粒界上に析出するため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができないばかりか、靭性が劣化する。したがって、昇温速度を０．５℃／ｓ以上とする。また、再加熱温度が５５０℃未満では析出量が十分でなく、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度・靭性が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。なお、再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。また、本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、微細析出による高い強度が得られる。さらに、再加熱後の冷却を空冷としても、微細析出物の粗大化は起こらない。
上記のように加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いることが好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
図１は、本発明の製造方法を実施するための設備の一例である。図１に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置することによって、圧延、冷却、終了後迅速に再加熱処理が行なえるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
［ミクロ組織］
上記した製造条件で得られる厚鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、板厚方向位置に拠らず、１０ｋｇｆでのビッカース硬度が２５０以上のベイナイト組織を主体とし、円相当径１０ｎｍ以下のＮｂ主体の（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ）複合炭窒化物が１μｍ２あたり１個以上分散している。このミクロ組織は７００℃以下のＳＲ前後においてほとんど変化することがない。
上記した製造条件で得られる厚鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、板厚方向位置に拠らず、１０ｋｇｆでのビッカース硬度が２５０以上のベイナイト組織を主体とし、円相当径１０ｎｍ以下のＮｂ主体の（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ）複合炭窒化物が１μｍ２あたり１個以上分散している。このミクロ組織は７００℃以下のＳＲ前後においてほとんど変化することがない。
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｍ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２０ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１８）を製造した。
加熱したスラブを熱間圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ．１〜１８）の製造条件を表２に示す。
以上のようにして製造した鋼板の引張特性は、圧延方向と同一方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定することにより得た。また、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。また、鋼板の靭性は、板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施して評価した。そして、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。そして、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好（○）、１００Ｊ未満のものを不良（×）とした。
また、耐ＳＲ特性を調査するため、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板のＳＲ処理を行なった。このときの熱処理条件は６５０℃で２時間とし、その後炉から取り出し空冷によって室温まで冷却した。そして、ＳＲ処理前後の鋼板の引張特性およびシャルピー衝撃特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。
表２において、本発明例であるＮｏ．１〜９はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、ＳＲ処理の前後で、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度であり、さらに母材靭性および溶接熱影響部靭性も良好であった。Ｎｏ．１０〜１４は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、微細炭化物が分散析出しない場合があり、母材強度あるいは母材靭性が劣化した。Ｎｏ．１５〜１８は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な母材強度・靭性が得られないか、あるいは溶接熱影響部靭性が劣っていた。
本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、かつＳＲ処理後も強度靭性の優れた鋼板が得られる。このため、特にＳＲ処理を行なう可能性のある鋼管や圧力容器等への利用に好適である。
１：圧延ライン
２：鋼板
３：熱間圧延機
４：加速冷却装置
５：インライン型誘導加熱装置
６：ホットレベラー
２：鋼板
３：熱間圧延機
４：加速冷却装置
５：インライン型誘導加熱装置
６：ホットレベラー
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ａｌ：０．０８％以下、
を含有し、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、
Ｖ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を含有し、下記（１）式で表わされるＣｅｑ値、下記（２）式で表わされる原子％のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量Ｐ値に対して、９×Ｃｅｑ＋４×Ｐ≧４．８を満足し、かつ、［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行なうことを特徴とする耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。）
Ｐ値＝Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ ・・・（２）
（ただし、（２）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。） - 質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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