JP2009512787A - 低降伏比、高靭性及び優れた溶接性を有する高強度二相鋼とその製造方法 - Google Patents

低降伏比、高靭性及び優れた溶接性を有する高強度二相鋼とその製造方法 Download PDF

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Abstract

低降伏比、高ひずみ形成能、優れた溶接性及び高い靭性を有する軟質相及び硬質相の複合微細組織を有する高強度二相鋼が提供する。二相鋼は、基本的に細粒フェライトからなる第１相を約１０体積％〜約６０体積％の割合で含み、かつ第１相は、約５μｍ以下のフェライト平均結晶粒サイズを有し、さらに、細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒粒状ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト又はこれら複合組織を含む第２相を約４０体積％〜約９０体積％の割合で含む。また、これを製造するための方法をも提供する。

Description

本発明の実施形態は全般的に、高強度二相鋼とその製造方法に関する。
天然ガスは、増々重要なエネルギー源となってきている。世界中の主要な天然ガス田は、往々にして主要市場から遥か数千マイルも離れた遠方に存在している。特に遠隔のガス田開発が実用的であるか否かを決定する際に、長距離ガス輸送の経済性を改善することが極めて重要な役割を果たす。より高強度のラインパイプが、石油及びガス輸送の経済性を改善させる鍵であるとみなされている。長距離パイプラインを建設する際により高強度のラインパイプを使用することの大きな利点としては、内部圧力を増大させることによる輸送効率の改善及びパイプ肉厚を減少した材料コストの節約、ならびにより肉厚の薄いパイプを現場溶接する際の付帯的工程の節約が含まれる。より軽量のラインパイプを輸送することに付随する輸送コストの削減は、さらなる節約を図ることができる。
現在、商業的に使用されている最高の降伏強度を有するラインパイプは、約５５０ＭＰａの最小降伏強度を示す（８０Ｋｓｉ、ＡＰＩグレードＸ８０と呼称される）。ＡＰＩＸ１００（１００Ｋｓｉの降伏強度）及びＸ１２０といったより高強度のラインパイプが近年開発されてきた。米国特許第６，２４８，１９１号、同第６，２２４，６８９号、同第６，２８８，１８３号及び同第６，２４４，７６０号に開示されているように、８２７ＭＰａ（１２０Ｋｓｉ）超の降伏強度及び約９００ＭＰａ（１３０Ｋｓｉ）超の極限的引張強度を有する高強度鋼板をラインパイプ用素材として製造することが実用的に可能であることが発見されてきた。これらの特許はさらに、鋼板組織が主に細粒下部ベイナイト、細粒マルテンサイト又はそれらの混合組織からなる微細組織及びこれらの微細組織を形成するための熱加工制御圧延プロセス（ＴＭＣＰ）をも開示している。これらの微細組織は高強度を促し、かつその結果、応力ベースのパイプライン設計のための高い性能を提供するものの、高降伏比対引張強度比及び素材鋼板における制限された加工硬化ポテンシャルに起因して、ひずみ基準のパイプライン設計のためには最適ではない。
一部のパイプラインは、それが過酷なひずみを受けることになるため、ひずみ基準の設計哲学を必要とする。例えば、地震活動が活発な地方及び／又は凍上及び解凍沈下サイクルを受ける北極地方においては、高負荷のひずみが発生し得る。これらの地方では、パイプラインが大きなひずみを受け、ラインパイプ内に高いひずみ能が必要となる。素材鋼板中の低降伏−引張強度比及び高均一伸びが、鋼板内ならびにこの鋼板から製造されるラインパイプで高い加工硬化又はひずみ硬化能及び高ひずみ能を示している。
図１は、主にラスマルテンサイト／ベイナイト微細組織を特徴とする例示的鋼（すなわち「最先端の鋼」）の応力―ひずみ曲線１１０と比較した。対象の実施形態に従った例示的素材鋼板についての概略的応力―ひずみ曲線１００を示す。応力の増大に伴って応力―ひずみ曲線が線形性から逸脱する点は、鋼板内の降伏点、すなわち永久又は塑性変形の開始を示している。この逸脱の開始まで鋼板が耐えることのできる最大応力は、降伏強さとして定義づけされる。一方、引張強度又は極限的引張強度は、永久又は塑性変形を含めて鋼板が耐え得る最大応力である。応力又は引張強度についてのこの最高点におけるひずみ又は伸び百分率は、均一伸び１２０として知られている。ひずみ硬化又は加工硬化特性は、降伏及び引張強度間の応力−ひずみ曲線を定める。最先端の鋼及び本発明の二相鋼は、似たような引張強度を示すものの降伏強さ及びひずみ硬化応答性は劇的に異なっていることがわかる。最先端の鋼のひずみは、急速に硬化し、より低いひずみでその引張強度に到達し、より低い均一伸びを結果としてもたらす。一方、軟質相と硬質相の複合微細組織に基づく本発明による二相鋼は、これらの鋼よりもより高い均一伸びと共に、より高いひずみ形成能及び漸進的なひずみ硬化、及びより低い降伏強さを提供する。
従って、低降伏比−引張強度比、実質的に均一な微細組織、優れた加工硬化能及び優れた溶接性をもつ高強度鋼に対するニーズが存在する。同様に、ひずみ基準の設計に適した卓越したひずみ形成能及び卓越した低温靭性をもつラインパイプを製造するための低コストの製造方法に対するニーズも存在している。
本発明は、低降伏比、高ひずみ形成能、優れた溶接性、及び高靭性をもたらす軟質相及び硬質相の複合微細組織を有する高強度二相鋼と、その製造方法を提供するものである。
本発明は、特に約９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で約０．８５以下という低降伏比、及び鋼板板幅方向で約１２０Ｊ以上を超える−４０℃でのシャルピー衝撃試験での靭性を有する高強度二相鋼を提供するものである。本発明による高強度二相鋼は、質量％で、炭素：０．０３％〜０．１２％、ニッケル：０．１％〜１．０％未満、ニオブ：０．００５％〜０．０５％、チタン：０．００５％〜０．０３％、モリブデン：０．１％〜０．６％、及びマンガン：０．５％〜２．５％を含む。
さらに、その他の実施形態において、該鋼板は、質量％で、バナジウム：０．１％以下、窒素：０．０１０％以下、ホウ素：０．００２％以下、マグネシウム：０．００６％以下、クロム：１．０％以下、ケイ素：０．５％以下、銅：１．０％以下、アルミニウム：０．０６％以下、リン：０．０１５％以下、硫黄：０．００４％以下の１種または２種以上を含む。
本発明による高強度二相鋼はまた、基本的に細粒フェライトからなる約１０体積％〜約６０体積％の第１相を含み、この第１相は約５μｍ未満のフェライト平均結晶粒サイズを含む。この二相鋼はさらに、細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒粒状ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト、又はそれらの混合組織からなる約４０体積％〜約９０体積％の第２相を含むものである。
本発明は、また、約９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で約０．８５以下の低降伏比、及び鋼板幅方向で−４０℃でのシャルピー衝撃試験の値が約１２０Ｊ以上を超える靭性を有する鋼板を製造する方法も提供する。少なくとも１つの特定の実施形態においては、この製造方法は、基本的にオーステナイト相からなる鋼スラブを提供すべく約１０００℃から約１２５０℃までの再加熱温度まで鋼スラブを加熱する工程を含んでいる。鋼スラブは、オーステナイト相を再結晶化するのに充分な第１の温度で単数又は複数回パスの熱間圧延で鋼板を形成するために圧延される。次いで、この鋼板は第１の温度より低い第２の温度範囲で、オーステナイト相が再結晶化しない未再結晶温度域のＡｒ3変態点温度より高い温度で単数又は複数回パスによる熱間圧延で板厚を減少する。更に、この鋼板は、約５００℃より高い温度まで大気中で冷却され、次に予め選択された焼入れ停止温度まで、少なくとも１０℃／秒（１８°Ｆ／秒）の冷却速度で焼入れされる。
基本的に本発明による高強度二相鋼は、細粒フェライトからなる約１０体積％〜約６０体積％の第１相、及び、細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒粒状ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト、又はそれらの混合組織からなる約４０体積％〜約９０体積％の第２相を含み、約９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で約０．８５以下という低降伏比、及び鋼板幅方向で−４０℃でのシャルピー衝撃試験の値が約１２０Ｊ以上を超える靭性を有する鋼板をも同様に提供する。この鋼板は、基本的にオーステナイト相からなる鋼スラブを提供すべく約１０００℃から約１２５０℃までの再加熱温度まで鋼スラブを加熱する。この鋼スラブは、オーステナイト相を再結晶化するのに充分な第１の温度で単数又は複数回パスの熱間圧延で鋼板にするために圧延される。次いで、この鋼板は、Ａｒ3変態点温度より高くオーステナイト相が再結晶化しない未再結晶温度域の第１の温度より低い第２の温度範囲で単数又は複数回パスで熱間圧延され板厚を減少させる。更に、この鋼板は、約Ａｒ3変態点温度とＡｒ1変態点温度の間の第３の温度範囲で単数又は複数回パスの熱間圧延でさらに板厚を減少される。次いで、この鋼板は、予め選択された焼入れ停止温度まで、少なくとも１０℃／秒（１８°Ｆ／秒）の冷却速度で焼入れされる。
本発明の上述した特徴を詳しく理解できるよう、より特定的な記述を添付の図面にその一部が例示されている実施形態を参照して説明する。
ここで詳細な説明を提供する。添付クレームの各々は、権利侵害に関連して、クレーム中で規定されている制限又はさまざまな要素の等価物を内含するものとして認識される個別の発明を定義づけしている。文脈に応じて、「発明」に対する以下の全ての言及は、一部のケースにおいていくつかの特定の実施形態のみを意味し得る。その他のケースでは、「発明」に対する言及はクレームのうちの必ずしも全てではなく単数又は複数のものに記されている主題を意味することになるものと認識される。該発明はここで特定の実施形態、変形形態及び実施例を含めて、さらに詳細に以下で記述されることになるが、該発明はこれらの実施形態、変形形態又は実施例に制限されるわけではなく、これらは、本発明中の情報を利用可能な情報及び技術と組合せた場合に当業者が該発明を作製し使用できるようにする目的で含み入れられているものである。
本発明は、低降伏比−引張強度比、高均一伸び、高加工硬化指数を有する高強度二相鋼及びその製造方法を提供するもので、高ひずみ形成能及び優れた成形性を有し、ラインパイプ、海洋構造物、石油及びガス生産施設及び圧力容器などの用途に適している。
微細構造
実施例において、本発明による高強度二相鋼は、約１０体積％〜約６０体積％のより軟質の細粒フェライト相（第１相）、および細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト、細粒ベイナイト及びその混合組織からなる約４０体積％〜約９０体積％のより硬質の相（第２相）からなる微細結晶組織を有する。
本発明でいう「細粒」とは、約１０μｍ以下、例えば約５μｍ以下、約４μｍ以下、約３μｍ以下及び約２μｍ以下の平均結晶粒サイズをもつ微細組織又はドメインの各々の内部の結晶粒を意味する。
Ａｒ1変態点温度とは、オーステナイトからフェライト又はフェライト＋セメンタイトへの変態が冷却中に完了する温度を意味する。
Ａｒ3変態温度とは、オーステナイトが冷却中にフェライトへと変態し始める温度を意味する。
冷却速度とは、板厚の中心又は実質的に中心における冷却速度を意味する。
変形フェライト（ＤＦ）とは、二相域中のオーステナイトの分解で形成され、その形成後の後続する熱間圧延で変形を受けるフェライトを意味する。
二相というのは少なくとも２つの相を意味する。
細粒ベイナイト（ＦＧＢ）とは、約６０体積％（ｖｏｌ％）のベイナイトフェライトないしは約９５ｖｏｌ％のベイナイトフェライト、そしてラスマルテンサイト及び残留オーステナイトの混合組織における分散粒子を最高約５体積％〜約４０体積％含む凝集体である。
結晶粒とは、多結晶の鋼材中の個々の結晶である。
結晶粒界とは、１つの結晶方位からもう１つの結晶方位までの転移に対応し、１つの結晶粒を他の結晶粒から分離する境界（粒界）を意味する。
旧オーステナイト結晶粒サイズとは、オーステナイトが再結晶化しない特定の温度域での圧延前の熱間圧延された鋼板内の平均オーステナイト結晶粒サイズを意味する。
焼入れとは、空冷とは異なり、鋼の冷却速度を増大させるために選択された流体を利用する全ての手段による加速された冷却を意味する。
焼入れ停止温度（Ｑ工程）とは、板の中間厚みから伝達される熱のために、焼入れを停止した後に板の表面で達成される最高の、又は実質的に最高の温度である。
スラブとは、任意の寸法を有する鋼片である。
Ｔnr温度とは、それ未満ではオーステナイトが再結晶化しない温度のことである。
鋼板板幅方向とは、圧延平面内にあり、板の圧延方向に対し直角な方向を意味する。
鋼組成
本発明の実施例において、鋼は鉄および単数又は複数の種々の合金化元素を含む。好ましくは、鋼は、約９００ＭＰａを上回る引張強度、約０．９０、好ましくは約０．８５未満、さらに好ましくは約０．８未満の降伏対引張強度比（Ｙ／ＴＳ）又は降伏比（ＹＲ）、そして−４０℃のシャルピー衝撃試験で約１２０Ｊ超、好ましくは約１５０Ｊ超の高い靭性をもつように鋼成分組成を調整する。適切な合金化元素としては、炭素、マンガン、ケイ素、ニオブ、チタン、アルミニウム、モリブデン、クロム、ニッケル、銅、バナジウム、ホウ素、窒素及びその組合せがあるが、これらに制限されるわけではない。一部の合金化元素及び好ましい範囲は、以下でさらに詳述されている。
例えば、炭素は、鋼中での最も強力な強化用元素の１つである。炭素はチタン、ニオブ及びバナジウムといった鋼中の強い炭化物形成物質と組合わさって、結晶粒成長を抑制し、析出強化を促す。炭素は同様に、焼入れ性、すなわちラスマルテンサイト、下部ベナイト及び擬似上部ベイナイトなどの、冷却中の鋼中でより硬く、より強い微細構造を形成する能力、を強化する。炭素含有量が約０．０３質量％未満では、一般に低合金鋼中で必要な強度、すなわち鋼中で約７５０ＭＰａ（最高１１０Ｋｓｉ）の引張強度より高い強度を確保するのに充分でなく、一方、炭素含有量が約０．１２質量％超である場合、溶接中に冷間割れを発生させる可能性があり、溶接時にＨＡＺならびに鋼板の靭性を低下する可能性がある。ＨＡＺでの高い強度及び靭性を確保し、溶接中の冷間割れを回避するには、約０．０３質量％〜約０．１２質量％の範囲内の炭素含有量が好ましい。
マンガンは、鋼中のマトリックス強化元素であり、焼入れ性に寄与する。また、マンガンは、鋼板強度の低下が起こる中間厚みでの、断面の厚い鋼板内の過度のフェライト形成を防ぐための安価な合金化添加物である。１２ｍｍを超える板厚内で所望の高強度を達成するには、最低０．５質量％のマンガン量が必要で、好ましくは、１．０質量％という最低量がさらに一層好ましい。マンガンは、その冷却中のオーステナイトのフェライト、粒状ベイナイト及び上部ベイナイト変態組織の形成を遅延する上でその強い効果によって、本発明における所望の強フェライト第２相微細組織（ラスマルテンサイト、下部ベイナイト及び擬似上部ベイナイト）を形成するための製造上の柔軟性をもたらす。しかしながら、過度のマンガン量は鋼板の靭性に有害であり、従って、マンガン約２．５質量％という上限が好ましい。この上限は同様に、高マンガン鋼及び連鋳スラブ内で発生する傾向にある中心偏析、そしてスラブから製造された鋼板の中心部において生成する劣悪な微細組織の生成及び靭性低下を実質的に最小限におさえるためにも好ましい。より好ましくは、マンガン量の上限は２．０質量％である。
ケイ素は、脱酸目的で添加することができ、このためには約０．０１質量％という最小値が好ましい。脱酸のためには、アルミニウムを使用することもでき、従って、この目的では高いケイ素量は必要でない。ケイ素は強いマトリクス強化元素であるが、母鋼板及びＨＡＺ両方の靭性に対しては有害な効果であり、上限を０．５質量％とする。また、ケイ素は、高温からの鋼板の冷却（焼入れ）中の未変態オーステナイト内への炭素の移動のための駆動力を増大させ、この意味では、フェライトの格子間含有量（interstitial content）を減少させ、その傾向及び延性を改善する。ケイ素のこの有益な効果と、鋼板の靭性を劣化させることに対するその固有の影響との平衡を保つべきである。これらの平衡力のため、本発明の合金内の最適なケイ素添加量は、約０．０５〜０．１５質量％である。
ニオブは、それ自体鋼板の強度及び靭性の両方を改善し、熱間圧延の際の結晶粒微細化を促進するために添加される。熱間圧延中の炭化ニオブの析出は、再結晶化を遅延させ結晶粒の成長を阻害するのに役立ち、オーステナイト結晶粒微細化の手段を提供する。これらの理由から、少なくとも０．００５質量％のニオブが必要とされる。ニオブは同様に強い焼入れ強化元素でもあり、炭化ニオブ又は炭窒化ニオブの形成を通してＨＡＺでの析出強化をもたらす。ニオブ添加のこれらの効果は、高強度鋼溶接物における溶接融合ラインに隣接するＨＡＺの軟化を最小限におさえるのに有用である。このような理由で、ラインパイプの製造中に溶接される鋼板中には、最低０．０１質量％のニオブがより好ましい。しかしながら、多量のニオブ添加は、過度の析出強化を導き、その結果として母鋼板、ＨＡＺの両者の靭性を劣化させる。これらの理由から、本発明鋼では、ニオブの上限は０．０５質量％である。さらに一層好ましくは、約０．０１〜約０．０４質量％である。
チタンは、ＨＡＺ及び圧延後の組織の両方において結晶粒サイズを微細化する細かい窒化チタン（ＴｉＮ）析出物を形成する上で有効であり、鋼板及びＨＡＺの靭性を改善する。最低０．００５質量％のチタンがこの目的で必要とされる。チタンは、Ｔｉ／Ｎの質量比が好ましくは約３．４となるような量で鋼に添加される。過度のチタンの添加は、粗大なＴｉＮ粒子又は炭化チタン粒子が形成され鋼の靭性が劣化する傾向がある。そのためには、チタンについての上限は０．０３質量％に設定される。
アルミニウムは主として脱酸の目的で添加される。少なくとも０．０１質量％のアルミニウム添加がこの目的では好まし。また、鋼中の少量のアルミニウムは溶接プロセスの激しい熱サイクルに起因するＨＡＺでの粗粒窒化物及び炭窒化物粒子の溶解からもたらされる遊離窒素を拘束することによりＨＡＺ特性にとっても有益である。しかしながら、アルミニウムは、マトリックスの変形及び靭性を劣化する点でケイ素と類似している。さらに、多量のアルミニウム添加は、鋼板内に過度の粗大なアルミニウム−酸化物生成を招き、靭性を劣化させる。従って、アルミニウム添加は０．０６質量％という上限が設定される。
モリブデンは、特にホウ素及びニオブと組合わせた形で鋼の焼入れ性を増大させることができる。また、モリブデンはフェライトマトリックスの強度をも増大させる。このように、モリブデンの添加は、母鋼板を強化する機能を有する。本発明鋼へのモリブデンの添加は同様に、フェライト第１相・硬質第２相の最適な組合せを可能にする処理の柔軟性をも提供し、それが高い強度と靭性を生み出すことになる。モリブデンの添加は同様に、炭化モリブデンを析出して溶接ＨＡＺをも強化する。これらの理由から、本発明鋼では少なくとも０．１質量％、そしてより好ましくは０．２質量％のモリブデンが添加される。過度のモリブデン添加は、溶接中の鋼の冷間割れの可能性を高くする結果となり、又鋼板及びＨＡＺの靭性を劣化させる傾向をもつ。従って、０．６質量％の上限、そしてより好ましくは０．５質量％というモリブデンの上限が、本発明の鋼板のために設定される。
クロムは、直接焼入れ時での鋼の焼入れ性を増大させる上で強い効果を有する。また、クロムは、特にホウ素添加のない鋼では焼入れ性を改善し過度のフェライト形成を制御するために、モリブデンよりも安価な合金化添加元素である。クロムは、耐腐食性及び水素誘起割れ強度（ＨＩＣ）を改善する。モリブデンと同様に、過度のクロムは溶接物中に冷間割れをひき起こす傾向があり、かつ鋼板及びＨＡＺの靭性を劣化させる傾向を有するためクロムを添加する場合には、最大１．０質量％が好ましい。
ニッケルは、母鋼板ならびにＨＡＺの靭性を強化することができる。ＨＡＺ及び母鋼板の靭性に対する多大の有益な効果を発揮させるには、最低０．３質量％のニッケルが必要とされる。マンガンやモリブデンの添加と同程度ではないものの、鋼に対するニッケルの添加は焼入れ性、ひいては微細結晶構造中の厚さ方向の均一性、特に厚鋼板（２０ｍｍ以上）における上記特性を促進する。しかしながら、過度のニッケル添加は、現場溶接性を損なう可能性があり（冷間割れをひき起こす）、硬質微細組織の生成が促進されＨＡＺ靭性の劣化、かつ、鋼のコストを増大させ得る。これらの理由から、ニッケルの上限は約１．０質量％、好ましくは１．０質量％未満、そしてより好ましくは０．９質量％未満である。ニッケル添加は同様に、連鋳及び熱間圧延の際にの銅誘起表面割れの防止にも有効である。この目的で添加されるニッケルは、好ましくは銅含有量の約３分の１超である。
銅は、焼入れ性の増大を促し、εＣｕ析出物を介して強力な析出強化を伴い、鋼の強化に寄与する。多量の銅添加は、過剰析出硬化を誘発し、適切に制御されない場合、母鋼板ならびにＨＡＺ内での靭性を低下させ、同様に、スラブ鋳造及び熱間圧延中の脆化をひき起こし、その緩和のためニッケルを同時添加する必要がある。これらの理由から、銅を添加する場合、１．０質量％という上限が好ましい。
バナジウムはニオブと実質的に類似の効果をもつが、ニオブほど強い効果はもたない。しかしながら、バナジウム添加は、ニオブと組合せて添加された場合著しい効果を生み出す。バナジウムとニオブの組合せ効果は、ラインパイプ製造におけるシーム溶接といったような高入熱中のＨＡＺの軟化を顕著に最少化する。ニオブと同様、過度のバナジウムは、母鋼板ならびにＨＡＺの両者が過度の析出硬化のために靭性が劣化する。好ましくは約０．１質量％以下、より好ましくは約０．０６５質量％以下のバナジウムを添加することができる。
ホウ素は、鋼の焼入れ性を極めて安価に大幅に増大させ、下部ベイナイト、ラスマルテンサイトの微細組織の形成を、板厚１６ｍｍ以上の厚鋼板でも促進する。ホウ素は、全体的に低い合金化及びＰｃｍ｛溶接性パラメータ：Ｐｃｍ＝質量％Ｃ＋質量％Ｓｉ／３０＋（質量％Ｍｎ＋質量％Ｃｕ＋質量％Ｃｒ）／２０＋質量％Ｎｉ／６０＋質量％Ｍｏ／１５＋質量％Ｖ／１０＋５×質量％Ｂ｝を有する鋼の設計を可能にし、ＨＡＺ軟化抵抗及び溶接性を改善する。ホウ素添加は、フェライト、粒状ベイナイト及び上部ベイナイト相の形成を抑制する。粒状ベイナイト及び上部ベイナイト相の抑制は、靭性の改善を促すものの、フェライトの抑制には、フェライト形成に対するホウ素のマイナス効果を補償するべく処理方法とその他の合金化元素の平衡化が必要となる。本発明鋼の微細組織には、軟質細粒フェライト相の臨界体積分率が必要である。約０．００２質量％を超えるホウ素は、Ｆｅ23（Ｃ，Ｂ）6の脆化粒子の形成を促進する。従って、ホウ素が添加される場合、ホウ素０．００２質量％の上限が好ましい。また、ホウ素はモリブデン及びニオビウムの焼入れ性効果を増大させる効果も有する。
窒素は、ＴｉＮ析出物を形成し、母材及びＨＡＺの低温靭性を増大させることにより、ＨＡＺ内及びスラブ再加熱中のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することができる。この効果のために窒素が添加される場合、最低０．００１５質量％の窒素が必要とされる。しかしながら、過度の窒素添加は、ＨＡＺ中の過度の遊離窒素を導き、ＨＡＺの靭性を劣化させる。このような理由から、窒素の上限は好ましくは０．０１０質量％、より好ましくは０．００６質量％に設定される。
マグネシウムは、一般に微細分散した酸化物粒子を形成し、結晶粒の粗大化を抑制し、及び／又はＨＡＺ中の粒内フェライトの形成を促進し、ＨＡＺの靭性を改善させることができる。マグネシウムの添加効果が発揮されるためには、少なくとも約０．０００１質量％のマグネシウム添加が望ましい。しかしながら、マグネシウム含有量が約０．００６質量％以下では粗大酸化物が形成し、ＨＡＺ靭性が劣化する。従って、マグネシウムを添加する場合０．００６質量％の上限が好ましい。
上述した添加元素以外の不純物の量は最小限に抑える必要がある。例えば、硫黄（Ｓ）含有量は好ましくは約０．００４質量％未満であり、リン（Ｐ）含有量は好ましくは約０．０１５質量％未満である。
製造方法
本発明による高強度二相鋼の鋼組織は、平均有効ドメインサイズが約５μｍ未満、好ましくは約２μｍ未満となるようにフェライトの微細分散を得るような形で製造される。図２は、オーステナイトパンケーキ中のフェライトドメインの形成を例示する模式図である。パンケーキ２００は、単数又は複数のフェライトドメイン２１０を提供するべく二相域を通して低速冷却（例えば空気冷却）される。パンケーキ２００は次に、フェライト−ラスマルテンサイト／ＤＵＢ／ＬＢ２２０の２相微細組織を発達させるべく、周囲温度までの加速冷却される。図２に示すように、フェライト相２１０の非常に微細な分散がオーステナイト２０５から形成され、その後これは最終的な鋼微細組織内にとどまる。
本発明でいうドメインサイズとは、少なくとも１０°の結晶方位差で分離される微細組織単位を意味し、これらの単位は、へき開破壊抵抗を制御する上で重要なものである。より細かいドメインは、より優れたへき開破壊抵抗を促進する。微細フェライト分散により、降伏強さ及び低温靭性の両方共、引張強度が軟質フェライト相及び硬質相の体積分率に主として依存している複合微細組織の一定の引張強度において極めて優れたものとなる。
また、本発明による高強度二相鋼の鋼組織は、フェライト量（生成直後及び変形後のフェライトの合計）が鋼の少なくとも２０体積パーセント、より好ましくは少なくとも２５体積％、そしてさらに一層好ましくは少なくとも３０体積％となるような形で製造される。好ましくは、フェライトは鋼全体にわたり均一に分散させられ、鋼のフェライト平均結晶粒サイズは約５μｍ以下、好ましくは約４μｍ未満、更に好ましくは約３μｍ未満、そしてさらに一層好ましくは約２μｍ未満である。
さらに、本発明による高強度二相鋼の鋼組織は、有効旧オーステナイト結晶粒サイズ（すなわち「パンケーキ厚」）が約１０μｍ未満となるような形で製造される。有効旧オーステナイト結晶粒サイズは、周囲温度までの鋼板の冷却時の板厚方向に沿って測定された熱間圧延終了時に発達するオーステナイトパンケーキの平均厚み又は幅である。
本発明による高強度二相鋼は２段階圧延プロセスを用いて製造することができる。鋼ビレット／スラブは、連鋳プロセスなどを通して通常の方法で製造可能である。ビレット／スラブは次に、約１０００℃〜約１２５０℃の範囲内の温度まで再加熱される。好ましくは、再加熱温度は、１）鋼スラブを実質的に均質化するため、２）鋼スラブ中にニオブ及びバナジウムの炭化物及び窒炭化物が存在する場合、これらを実質的に全て溶解させ、３）鋼スラブ中に細かい初期オーステナイト結晶粒を確保するために充分高い、ものである。再加熱されたスラブはこのとき、オーステナイトが再結晶する第１の温度範囲において約３０％〜約７０％の圧下率を伴う第１の圧延において、単数又は複数回のパスで熱間圧延される。次に、圧延されたビレットは、オーステナイトが再結晶しないもののＡｒ3変態点温度よりは高い第２の幾分か低い温度範囲内で約４０〜８０％の圧下率で第２の圧延として単数又は複数回パスで熱間圧延される。好ましくは、Ｔｈｒ温度未満での累積圧下率は、少なくとも５０％、より好ましくは少なくとも約７０％、さらに一層好ましくは少なくとも７５％である。
この２段階圧延プロセスのためには、第２の圧延は、熱間圧延終了時に何らのフェライトも形成されないよう単一相オーステナイト領域内で鋼板を製造するのに充分な温度で圧延を完了する。このプロセスのための仕上げ圧延温度は、７６０℃超、好ましくは７８０℃超である。その後、熱間圧延された鋼板は、オーステナイトからフェライトへの変態を誘発するべく約５００℃、又はそれより高い温度まで（例えば空気中で）冷却され、その後続いて少なくとも約１０℃／秒の冷却速度でフェライトへの変態がそれ以上発生し得ない約４００°からおよそ室温までの焼入れ停止温度に至るまで加速冷却される。加速冷却停止温度が室温以外の温度である場合、例えば加速冷却停止温度から空気を用いて室温まで鋼板をさらに冷却することができる。この処理は「ＤＬＱ」処理と略して呼ばれる。
本発明においては鋼板を３段階圧延プロセスを用いて製造することができる。例えば、連鋳プロセスなどを通して通常の方法で鋼ビレット／スラブを形成することにより、鋼板を製造することができる。スラブは１０００°〜１２５０℃の範囲内の温度まで再加熱され、オーステナイトが再結晶化する第１の温度範囲で約３０％〜約７０％の圧下率を伴う第１の圧延において単数又は複数回パスで圧延される。圧延された鋼板は次に、オーステナイトが再結晶しないがＡｒ3より高い第２の幾分か低い温度範囲内で約４０％〜約８０
％の圧下率を伴う第２の圧延において単数又は複数回パスで圧延される。鋼板は、例えば空気を用いてＡｒ3とＡｒ1の間の範囲内の温度まで冷却され、約１５％〜約２５％の第３の圧下率を伴う圧延において単数又は複数回パスで圧延され、ここでオーステナイトの約１０％〜約６０％がフェライトに変態する。その後、鋼板は、仕上げ圧延温度から、それ以上はフェライトへの変態が全く発生し得ない約４００℃未満の温度まで、少なくとも１０℃／秒、好ましくは少なくとも２０℃／秒（すなわち「加速冷却」）の冷却速度で加速冷却（例えば水冷）される。望ましくは、圧延された高強度鋼板は、例えば空気を用いてこの加速冷却停止温度の終りで室温まで冷却可能である。このプロセスは、「ＤＰＰ」処理と略して呼ばれる。
本発明による高強度二相鋼は、フェライト変態挙動を促進するため遅延焼入れ（ＤＬＱ）段階を利用する３段階圧延プロセスを用いて作ることができる。このプロセスは、ホウ素含有鋼には特に有用である。本発明においては、鋼板は、ＤＰＰ処理で、第３の圧延工程に続いてオーステナイトをフェライトに変態させることができるように周囲空気中で低速冷却される。この周囲空気冷却段階（すなわち「遅延焼入れ」）が終わる最低温度は「ＤＬＱ」温度と呼ばれる。ＤＬＱ温度は約５００℃〜約７００℃までの範囲内である。また、ＤＬＱ温度は、好ましくは約５００℃〜約６００℃の範囲内である。その後、鋼板の冷却は、少なくとも１０℃／秒、好ましくは約２０℃〜約３０℃／秒の速度で予め選択された焼入れ停止温度まで焼入れ（例えば水冷）することにより加速される。予め選択された焼入れ停止温度は、約４００℃からおよそ室温までの間にある。また、予め選択された焼入れ停止温度は約３９０℃、又は約３８０℃、約３７０℃、約３６０℃、又は約３５０℃、又は約３００℃、又は約２５０℃、又は約２００℃、又は約１５０℃又は約１００℃又は約５０℃である。このプロセスは、上述したＤＰＰ処理とＤＬＱ処理の間のハイブリッドであり、従って「ＤＰＰ＋ＤＬＱ」と呼ばれる。
理論に拘束される訳ではないが、焼入れ工程は、オーステナイトからフェライトへの変態を停止させ、微細組織成分の最終的な混合組織を生成するものと考えられる。残留オーステナイトはこのとき、粒状ベイナイト（ＧＢ）、上部ベイナイト（ＵＢ）、擬似上部ベイナイト（ＤＵＢ）、下部ベイナイト（ＬＢ）、ラスマルテンサイト（ＬＭ）又はその混合組織にまで変態する。これらの相は全て、フェライトより強く、またより強い複合微細組織が発達する。
しかしながら、最終的な微細組織では大部分がＤＵＢ及びＬＭといったようなラス組織の境界においてフィルムの形で一部の残留オーステナイトが保持され得る。その上、鋼板は、一部の加工フェライト（例えばその成形後に圧延に起因する変形を受けるフェライト）を含む。加工フェライトは、複合微細組織全体の靭性を著しく損なうことなく降伏強さを増大させることができる。加工フェライトが存在することによって、微細組織の物理的特性を改善することができる。加工フェライトが存在する場合、その量はフェライト組織の約１０％から約５０％まで変動する。
最終用途
上述したように、鋼板は、ラインパイプ製造のための素材として特に有用である。鋼板は、同様に、ライザーを含めた海上構造物、石油及びガス生産施設、化学物質生産施設、造船、自動車製造、航空機製造及び発電のためにも使用可能である。１つの特定的用途として圧力容器がある。
ラインパイプ製造中、素材鋼板は、先ず第１に圧延プレスにより「Ｕ字」形状に曲げ加工され、次に、「Ｏ字」形状にさらに曲げ加工される。この段階で、パイプはシーム溶接される。楕円形のパイプはこのとき完成した丸形シリンダ状パイプへと成形される。このパイプ製造プロセスは「ＵＯＥ」プロセスとして知られ、高強度ラインパイプを製造するための最も一般的に使用される技術である。
表１に示された化学組成をもつ溶鋼から１２の素材鋼板（例１〜１２）を作製した。３００ｋｇの溶鋼を真空誘導炉で溶解させビレットに鋳造するか、又は３００トンの工業用酸素転炉を用い鋼スラブへと連続鋳造することによって鋼板素材を製造した。ビレットを表２に記載の特別なプロセス条件に従って製造した。一部の鋼板は、表１の鋼板素材から製造した。表３は、これらの鋼板の最終厚み及び機械的特性を示している。表３中、ダッシュ記号は、利用可能なデータが全くないことを意味している。
Figure 2009512787
Figure 2009512787
Figure 2009512787
表３に示した機械的特性は、当該技術分野において周知の標準的手順に従って測定された値である。表３に示す一部の例の微細組織は、ＳＥＭ及びＴＥＭ技術を用いて観察したものである。観察対象の領域は表面近傍、鋼板の１／４厚み、１／２厚みの場所である。解析は、相及び成分の識別及びフェライト体積分率の定量化に焦点を絞った。
板厚１／４厚み領域からＳＥＭとＴＥＭ画像の組合せを用いて画像解析により、フェライト相体積分率を定量化した。ＳＥＭ画像は、１０００倍及び３０００倍の倍率で、ＴＥＭ画像は１７０００倍の倍率である。その詳細な組織構造及び分布に起因してフェライト相のＳＥＭ解析には多少の曖昧性が見られるが、ＴＥＭは、フェライト体積分率を同定するのに用いられる極めて重要な技術である。鋼板中のその他の相に比べて、フェライトは、相対的に清浄なその外観、比較した場合に転位の数がかなり少ない粒状構造によってＴＥＭで容易に識別可能である。従って、観察対象の鋼板の薄箔供試体の隣接する領域から１０枚のＴＥＭ画像１式が得られ、これらの画像を利用してフェライトの平均面積分率を計算した。理論に拘束される訳ではないが、この平均面積分率は、鋼板内のフェライトの体積分率を表わすものと考えられている。板厚１／４厚みの場所からのフェライト体積分率を表３に示した。
図３Ａは、プロセスＥに従って製造された例４の複合顕微鏡写真を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。図３Ｂは、図３Ａに示されているフェライトドメインを示す透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。これらの顕微鏡写真は、本発明で処理された二相鋼内の微細組織成分の細かく均一な分布を表わしている。フェライトドメイン３１０、擬似上部ベイナイト（ＤＵＢ）ドメイン３２０及びラスマルテンサイト（ＬＭ）ドメイン３３０のうちの一部のものが図３Ａに識別されている。図３Ｂに示されているように、細かいフェライトドメイン３１０の幅は約１μｍ未満であった。
一組の数値的上限及び１組の数値的下限を用いて、いくつかの実施形態及び特徴を記述した。相反することがない限り、任意の下限から任意の上限までの範囲が考慮されるということも認識される。一部の下限、上限及び範囲は、一つ又は複数のクレーム中で記されている。全ての数値は、「約」又は「おおよそ」と標示されているが、これらは当業者にとっても実験上の誤差及び変動を考慮したものである。
上述したように、幾つかの用語を定義づけした。クレーム中で使用される用語がこれで定義づけされていない限り、これには少なくとも公開公報又は発行済み特許の中で反映されている通り当業者にとって最も広い定義が与えられるものと考える。さらに、本明細書中に引用されている全ての特許、テスト手順及びその他の文書は、かかる開示がこの出願と一貫性をもつかぎりにおいて、その内含は全体が参考となるものである。
以上のことは本発明の実施形態に向けられているが、冒頭のクレームにより決定されているその基本的範囲から逸脱することなく本発明のその他の及びさらなる実施形態を考案することが可能である。
通常のベイナイト／マルテンサイト鋼と本発明による二相鋼のひずみ硬化及びひずみ形成能を比較した応力−ひずみ曲線図である。 二相域での低速冷却（例えば空気冷却）中のオーステナイトパンケーキ内でのフェライトドメインの形成、及びその後の加速された周囲温度への冷却中のフェライトーラスマルテンサイト／ＤＵＢ／ＬＢの二相微細構造の発達を示す概略模式図である。 記述されている実施形態に従って処理された鋼における例示的複合微細構造を明らかにする画像を示す。図３（Ａ）は、フェライト相と、記述された実施形態に従って生産された第２相を含む例示的二相微細構造の細かい分散を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。図３Ｂは、図３Ａに示されたフェライト相の細かいフェライトドメインサイズ（最高１ミクロン）を示すＴＥＭ顕微鏡写真である。

Claims (20)

  1. ９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で０．８５以下の低降伏比、及び鋼板板幅方向で−４０℃でのシャルピー衝撃試験の値が１２０Ｊ以上の靭性を有する高強度二相鋼であって、質量％で、
    炭素：０．０３％〜０．１２％、
    ニッケル：０．１％〜１．０％未満、
    ニオブ：０．００５％〜０．０５％、
    チタン：０．００５％〜０．０３％、
    モリブデン：０．１％〜０．６％、及び
    マンガン：０．５％〜２．５％、
    を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、かつ平均結晶粒サイズが５μｍ未満の細粒フェライトからなる１０〜６０体積％の第１相と、細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒粒状ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト、又はそれらの混合組織からなる４０〜９０体積％の第２相、からなることを特徴とする高強度二相鋼。
  2. さらに、銅：１．０質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度二相鋼。
  3. さらに、クロム：１．０質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度二相鋼。
  4. さらに、カルシウム：０．０１質量％以下を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度二相鋼。
  5. 前記第１相が５０体積％未満の加工フェライト組織を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度二相鋼。
  6. 前記二相鋼が１０〜２５ｍｍの厚みを有する厚板であることを特徴とする請求項１〜５の何れかの項に記載の高強度二相鋼。
  7. さらに、質量％で、バナジウム：０．１％以下、ホウ素：０．００２％以下、クロム：１．０％以下、マグネシウム：０．００６％以下、窒素：０．０１０％以下、ケイ素：０．５％以下、銅：１．０％以下、アルミニウム：０．０６％以下、リン：０．０１５％以下、および硫黄：０．００４％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の高強度二相鋼。
  8. ９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で０．８５以下の低降伏比、及び鋼板板幅方向で−４０℃でのシャルピー衝撃試験の値が１２０Ｊ以上の靭性を有する高強度二相鋼板の製造方法であって、
    オーステナイト相からなる鋼スラブとするために１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する工程、
    前記オーステナイト相を再結晶化するに充分な第１の温度範囲で単数又は複数回のパスで熱間圧延する工程；
    前記第１の温度より低い第２の温度範囲で、オーステナイト相の未再結晶温度域のＡｒ3変態点温度より高い温度域で一回又は複数回のパスで熱間圧延する工程；
    前記第２の温度域から５００℃以上の温度まで周囲空気中で鋼板を冷却する工程；及び
    予め選択された焼入れ停止温度まで１０℃／秒（１８°Ｆ／秒）以上の冷却速度で鋼板を焼入れする工程、から成ることを特徴とする高強度二相鋼板の製造方法。
  9. 前記周囲空気中での冷却工程において焼入れするに先立ち、鋼板を５００〜６５０℃の間の温度まで冷却することを特徴とする請求項８に記載の高強度二相鋼板。
  10. 前記鋼板の平均結晶粒サイズが５μｍ以下であることを特徴とする請求項８に記載の高強度二相鋼板。
  11. 前記鋼板の旧オーステナイト結晶粒サイズが１０μｍ以下であることを特徴とする請求項８に記載の高強度二相鋼板。
  12. 予め選択された焼入れ停止温度が４００℃と室温の間にあることを特徴とする請求項８に記載の高強度二相鋼板。
  13. 予め選択された焼入れ停止温度が２００〜４００℃の間にあることを特徴とする請求項８に記載の高強度二相鋼板。
  14. オーステナイト相からなる鋼スラブとするために１０００〜１２５０℃の温度範囲で再加熱する工程；
    前記オーステナイト相を再結晶化するに充分な第１の温度で一回又は複数回のパスで鋼スラブを熱間圧延する工程；
    前記第１の温度より低い第２の温度範囲で、オーステナイト相の未再結晶温度域のＡｒ3変態点温度より高い温度域で一回又は複数回のパスで鋼板を熱間圧延する工程；
    Ａｒ3変態温度とＡｒ1変態温度の間の第３の温度範囲で一回又は複数回のパスで鋼板を熱間圧延する工程；及び
    予め選択された焼入れ停止温度まで１０℃／秒（１８°Ｆ／秒）以上の冷却速度で鋼板を焼入れする工程、からなる方法で製造され、該鋼板が細粒フェライトを含み１０〜６０体積％の第１相と、細粒マルテンサイト、細粒下部ベイナイト、細粒粒状ベイナイト、細粒擬似上部ベイナイト、又はそれらの混合組織からなる１０〜９０体積％の第２相を含み、９００ＭＰａ以上の引張強度、鋼板長手方向で０．８５以下の低降伏比、及び鋼板板幅方向で−４０℃でのシャルピー衝撃試験の値が１２０Ｊ以上の靭性を有することを特徴とする高強度二相鋼板。
  15. 予め選択された焼入れ停止温度が４００℃と室温の間にあることを特徴とする請求項１４に記載の高強度二相鋼板。
  16. 予め選択された焼入れ停止温度まで焼入れするに先立ち、熱間圧延工程後に５００℃以上の温度まで周囲空気中で鋼板を冷却する工程をさらに含むことを特徴とする請求項１４に記載の高強度二相鋼板。
  17. 周囲空気中での冷却工程において、鋼板を予め選択された焼入れ停止温度まで焼入れするのに先立ち、５００〜６５０℃の間の温度まで冷却することを特徴とする請求項１６に記載の高強度二相鋼板。
  18. 前記鋼板が５μｍ以下のフェライト平均結晶粒及び１０μｍ以下の旧オーステナイト結晶粒を含むことを特徴とする請求項１４に記載の高強度二相鋼板。
  19. 前記鋼板をパイプに成形する工程をさらに含むことを特徴とする請求項１４に記載の高強度二相鋼板。
  20. ＵＯＥ成形法を用いて前記鋼板をラインパイプに成形する工程をさらに含むことを特徴とする請求項１４に記載の高強度二相鋼板。
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