JP2015190010A - 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】厚鋼板の昇温時に、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度が、Ac1+5℃〜1/2(Ac1+Ac3)温度であり、かつ、板厚中央位置から±2mmの領域の平均温度(加熱条件から伝熱計算で算出した温度)がAc1温度未満であることを満たす条件で厚鋼板を加熱炉から取り出し、その後焼入れ、焼戻しを行う。
【選択図】なし
Description
HV(C)−HV(S)>0.05×HV(S) 式1
(1)〜(3)のいずれかに記載される成分組成を有する鋼スラブを、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を900℃以下とする熱間圧延を施して厚鋼板とする熱延工程と、前記厚鋼板を800℃以上の冷却開始温度から500℃以下の冷却停止温度まで、少なくとも800℃〜500℃の平均冷却速度が1℃/秒以上の条件で冷却して焼入れを行う加速冷却処理工程と、前記加速冷却処理工程後の厚鋼板に2相域焼入れを行う2相域焼入れ工程と、前記2相域焼入れ工程後の厚鋼板を、400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す焼戻し工程と、を備え、前記2相域焼入れ工程は、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域の平均温度が、それぞれ、Ac1+5℃〜1/2(Ac1+Ac3)、Ac1未満にあるときに、厚鋼板を加熱炉から取り出し、その後、Ac1−80℃〜450℃の平均冷却速度が1℃/秒以上の条件で焼入れを行うことを特徴とする曲げ加工後の耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた調質高張力厚鋼板の製造方法。
本発明の調質高張力厚鋼板は、質量%で、C:0.04〜0.30%、Si:0.45%以下、Mn:2.0%以下、P:0.020%以下、S:0.0010〜0.0050%、Al:0.05%以下、N:0.0060%以下、Ti:0.005〜0.30%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。以下、本発明の調質高張力厚鋼板の成分組成について説明する。なお、各成分の含有量を表す「%」は「質量%」を意味する。
Cは、鋼の強度を増加させる。Cは、ラインパイプ等に必要な強度を確保するのに有用な元素である。上記強度とは通常の高強度厚鋼板に求められる程度の強度であり、具体的には590MPa以上の引張強度(TS)である。このような効果を得るためには、Cの含有量を0.04%以上とする必要がある。好ましくは、0.10%以上である。一方、Cの含有量が0.30%を超えると、鋼の溶接性と靭性が顕著に低下する。このため、Cの含有量は0.30%以下とする。好ましくは、0.20%以下である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼の強度を増加させる。これらの効果を得るためには、Siの含有量は0.01%以上であることが好ましい。より好ましくは0.10%以上である。一方、Siの含有量が0.45%を超えると、鋼の靱性が低下する。このため、Siの含有量は0.45%以下の範囲に限定した。好ましくは0.40%以下である。
Mnは、固溶して鋼の強度を増加させる元素である。また、鋼中のSと化合してMnSを形成しSによる靭性低下を防止する。これらの効果を得るためにはMnの含有量を0.4%以上にすることが好ましい。より好ましくは1.0%以上である。一方、Mnの含有量が2.0%を超えると、溶接後の母材の靱性および溶接熱影響部(HAZ)の靱性が著しく低下する。このため、Mnの含有量は2.0%以下に限定した。好ましくは1.8%以下である。
Pは靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではP含有量をできるだけ低減することが望ましく、Pを含まなくてもよいものの、Pの含有量の過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となる。このため、厚鋼板の製造コストを抑える観点からPの含有量は0.005%以上とすることが好ましい。一方、Pの含有量が0.020%を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Pの含有量は0.020%以下に限定した。好ましくは0.016%以下である。
Sは、鋼中ではMnS等の硫化物系介在物として存在し、オーステナイト(γ)からフェライト(α)への変態の核となり、溶接部靭性を向上させる。このような効果は、Sの含有量が0.0010%以上となることで認められる。一方、Sの含有量が0.0050%を超えると、鋼片中央偏析部などに多量のMnSが生成し、靭性が低下するとともに、鋳片等における欠陥を発生しやすくなる。このため、Sの含有量は0.0010〜0.0050%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0025%である。
Alは、鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。Alを脱酸剤として使用する場合、Alの含有量を0.01%以上にすることが望ましい。一方、Alの含有量が0.05%を超えると、溶接部のHAZ靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属にAlが混入して溶接金属の靱性も低下する。このため、Alの含有量は0.05%以下に限定した。好ましくは0.04%以下である。
Nが鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性が劣化する。このため、Tiなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。TiNなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、HAZ靭性の向上に寄与する。このため、Nは0.0010%以上とすることが好ましい。一方、Nの含有量が0.0060%を超えると、Tiなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Nの含有量は0.0060%以下に限定した。好ましくは0.0050%以下である。
Tiは、Nとの親和力が強い元素であり、凝固時にTiNとして析出し、鋼中の固溶Nを減少させ、冷間加工後のNの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Tiは、HAZの組織改善を介して、HAZ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Tiの含有量を0.005%以上にする必要がある。一方、Tiの含有量が0.30%を超えると、TiN粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Tiの含有量は0.005〜0.30%の範囲に限定した。
Cuは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Cuの含有量を0.05%以上にすることが好ましい。また、Cuの含有量が1.50%を超えると、製造コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く場合がある。このため、Cuを含有する場合には、Cuの含有量は0.05〜1.50%の範囲に限定することが好ましい。
Niは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼の強度を増加させる元素であり、しかもHAZ靱性への悪影響も小さく、鋼の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、Niの含有量を0.05%以上にすることが好ましい。また、Niの含有量が1.50%を超えると、Niが高価な元素であるため、製造コストの増加を招く。このため、Niを含有する場合は、Niの含有量を0.05〜1.50%に限定することが好ましい。
Crは、焼入性向上を介し、溶接後の母材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Crの含有量を0.05%以上にすることが好ましい。また、Crの含有量が1.50%を超えると、製造コストの増加を招く。このため、Crを含有する場合、Crの含有量は0.05〜1.50%の範囲に限定することが好ましい。
Moは焼入性向上を介し、溶接後の母材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Moの含有量を0.04%以上にすることが好ましい。Moの含有量が0.50%を超えると、母材やHAZの靭性が低下する場合がある。このため、Moを含有する場合、Moの含有量は0.04〜0.50%の範囲に限定することが好ましい。
Nbは、焼入性を高めるとともに、制御圧延の効果を高めミクロ組織を微細化する作用を介して、母材の強度および靭性を増加させる元素であり、鋼の高強度化のために有用な元素である。また、HAZの結晶粒成長を抑制するため、HAZ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Nbの含有量を0.005%以上にすることが好ましい。一方、Nbの含有量が0.10%を超えると、母材やHAZの靭性が低下する場合がある。このため、Nbを含有する場合、Nbの含有量は0.005〜0.10%の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010〜0.030%である。
Vは、析出強化を介して、HAZの強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Vの含有量を0.01%以上にすることが好ましい。また、Vの含有量が0.10%を超えると、母材やHAZの靭性が低下する場合がある。このため、Vを含有する場合、Vの含有量は0.01〜0.10%の範囲に限定することが好ましい。
Bは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Bの含有量を0.0003%以上にすることが好ましい。また、Bの含有量が0.0030%を超えると、母材やHAZの靭性が劣化する場合がある。このため、Bを含有する場合、Bの含有量は0.0003%〜0.0030%の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0004%〜0.0015%である。
次いで、以上の成分組成を有する本発明の調質高張力厚鋼板の特徴について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板においては、板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部と、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部が、以下の特徴を有する。
板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部は、フェライト相と、焼戻しマルテンサイト相及び/又は焼戻しベイナイト相とからなる。さらに、厚鋼板表層部のフェライト相の含有量は面積比率で30〜70%であり、フェライト相以外の残部の組織は、焼戻しマルテンサイト相及び/又は焼戻しベイナイト相である。
板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部は、焼戻しマルテンサイト相及び/又は焼戻しベイナイト相と、あるいはさらに、フェライト相及び/又はパーライトからなる。
本発明の調質高張力厚鋼板では、厚鋼板表層部の平均ビッカース硬さであるHV(S)と、厚鋼板中央部の平均ビッカース硬さであるHV(C)が下記式1を満たす。
HV(C)−HV(S)>0.05×HV(S) 式1
HV(C)−HV(S)が0.05×HV(S)を超えることは、所望の曲げ加工後の耐HIC性を得るために必要である。HV(C)−HV(S)が0.05×HV(S)以下であると、厚鋼板表層部のフェライトが少ないため、所望の曲げ加工後の耐HIC性が得られない。HV(C)−HV(S)の上限は特に限定されないが、本発明の製造条件では0.35×HV(S)を超えることはない。
次いで、本発明の調質高張力厚鋼板の製造方法について記述する。本発明の調質高張力厚鋼板は、下記の熱延工程、加速冷却処理工程、2相域焼入れ工程、焼戻し工程を経て製造される。
Ar3変態点(℃)=900−332C+6Si−77Mn−20Cu−50Ni+18Cr+68Mo
上記Ar3における元素記号は各元素の含有量(質量%)を意味する。
Ac1変態点(℃)=750.8−26.6C+17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni+24.1Cr+22.5Mo−39.7V−5.7Ti+232.4Nb−169.4Al−894.7B
Ac3変態点(℃)=937−476.5C+56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti−19.1Nb+198.4Al
上記Ac1、Ac3における元素記号は各元素の含有量(質量%)を意味する。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向にt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)まで、および板厚中央部から板厚方向に±1mmの範囲を光学顕微鏡により400倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの組織はいずれもラス間に微細な炭化物が分散した組織であり、これらを判別できないので、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトは同じ相とした。なお、焼戻し前の鋼板では、結晶粒中のセメンタイトの有無でマルテンサイトとベイナイトを区別することが可能である。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、JIS Z2244に準拠してビッカース硬さを測定した。ビッカース圧子の荷重は10kgとした。表面からの板厚方向にt1mmまで1mm間隔で各1点測定し、これらの硬さの平均を厚鋼板表層部の平均ビッカース硬さとした。また、板厚中央部および板厚方向に±1mmの位置でそれぞれ2点測定し、これら6点のビッカース硬さを平均し、厚鋼板中央部の平均ビッカース硬さとした。
圧延方向に対して90°方向(C方向)に板厚全厚のJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験をおこない、降伏応力(YS)、引張強度(TS)を測定した。引張強度(TS)が590MPa以上であるものを引張強度に優れるものとした。
各鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と垂直な方向から、JIS Z 2202(1998年)の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242(1998年)の規定に準拠して各鋼板について各温度3本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度0℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度−40℃での吸収エネルギー(vE−40と言う場合がある)の3本の平均値が200J以上を母材靭性に優れるものとした。
図1に示すように、JIS Z 2248(2006年)に準拠して、押し曲げ法により、鋼材サンプル1(幅300mm×長さ100mm×鋼板の元の板厚のまま)を支持部3上に設置し、半径3.0t(t:鋼板の板厚)を持つ押金具2を白抜き矢印方向に動かして鋼材サンプルを押し曲げる方法で、曲げ試験を行った(図1参照)。図2(a)に示すような形状の曲げ試験後の鋼材サンプルをサンプルとして用い、曲げ加工後の耐HIC性を評価した。pHが約3の硫化水素を飽和させた5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液(通常のNACE溶液)中に曲げ試験後の上記サンプルを96時間浸漬し、その後、サンプルのA断面(図2(b)参照)を切断し、鏡面まで研磨し、断面を20倍で観察し、割れの有無を調査するHIC試験により評価した。割れが全く観察されないものを合格、割れが1つでも観察されたものを不合格とした。
2 押金具
3 支持部
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.04〜0.30%、
Si:0.45%以下、
Mn:2.0%以下、
P:0.020%以下、
S:0.0010〜0.0050%、
Al:0.05%以下、
N:0.0060%以下、
Ti:0.005〜0.30%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部は、フェライト相と、焼戻しマルテンサイト相及び/又は焼戻しベイナイト相と、からなり、
前記厚鋼板表層部の前記フェライト相の含有量が面積比率で30%〜70%であり、
板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部は、焼戻しマルテンサイト相及び/又は焼戻しベイナイト相と、あるいはさらに、フェライト相及び/又はパーライトと、からなり、
前記厚鋼板中央部の前記フェライト相の含有量が面積比率で5%未満(0を含む)、前記パーライトの含有量が面積比率で2%以下(0を含む)であり、
前記厚鋼板表層部の平均ビッカース硬さであるHV(S)と、前記厚鋼板中央部の平均ビッカース硬さであるHV(C)が下記式1を満たすことを特徴とする、曲げ加工後の耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた調質高張力厚鋼板。
HV(C)−HV(S)>0.05×HV(S) 式1
- さらに、質量%で、Cu:0.05〜1.50%、Ni:0.05〜1.50%、Cr:0.05〜1.50%、Mo:0.04〜0.50%、Nb:0.005〜0.10%、
V:0.01〜0.10%、B:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれた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に記載の曲げ加工後の耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた調質高張力厚鋼板。 - さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0050%、REM:0.0010〜0.0050%、Mg:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた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、曲げ加工後の耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた調質高張力厚鋼板。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の調質高張力厚鋼板を製造する方法であって、
請求項1〜請求項3のいずれかに記載される成分組成を有する鋼スラブを、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を900℃以下とする熱間圧延を施して厚鋼板とする熱延工程と、
前記厚鋼板を800℃以上の冷却開始温度から500℃以下の冷却停止温度まで、少なくとも800℃〜500℃の平均冷却速度が1℃/秒以上の条件で冷却して焼入れを行う加速冷却処理工程と、
前記加速冷却処理工程後の厚鋼板に2相域焼入れを行う2相域焼入れ工程と、
前記2相域焼入れ工程後の厚鋼板を400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す焼戻し工程と、を備え、
前記2相域焼入れ工程は、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域の平均温度が、それぞれ、Ac1+5℃〜1/2(Ac1+Ac3)、Ac1未満にあるときに、厚鋼板を加熱炉から取り出し、その後、Ac1−80℃〜450℃の平均冷却速度が1℃/秒以上の条件で焼入れを行うことを特徴とする曲げ加工後の耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた調質高張力厚鋼板の製造方法。
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