JP4621123B2 - 引張強度１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、引張強度が１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法に関するものである。

強度の高い高耐衝撃性鋼管の製造方法は、特許文献１に示されるように、Ｃを多く含む鋼からなる鋼板から造管した後、高周波加熱用のワークコイルに通して９００℃以上に誘導加熱し、オーステナイト状態から水冷焼入れして製造し、マルテンサイト組織が主体の引張り強度ＴＳが１７００ＭＰａ以上となる高強度の鋼管を得る。

しかし、鋼は高強度になるほど遅れ破壊特性が劣化することが知られており、特に引張強度ＴＳが１５００ＭＰａ以上となると劣化が著しい。

遅れ破壊特性を向上させる技術として、焼入れ後又は焼鈍後焼き戻し等の熱処理を行って整合析出物を析出させ、析出物に水素をトラップさせて鋼中の拡散性水素量を減少させる方法が広く知られている。例えば特許文献２に示されるように、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等の炭窒化物を析出する元素とＭｇを添加して、焼鈍後２００℃〜７００℃で保持することにより水素トラップサイトとなる合金炭化物又は窒化物を析出させ、遅れ破壊特性を向上させる技術がある。この時Ｍｇは水素トラップサイトとなる炭窒化物を均等かつ微細に析出させるために添加している。析出物は焼き入れままでは母材との整合性は失われているため水素トラップサイトとはなり得ないが、焼き戻しを行うと母材と整合性を持った水素トラップサイトとなる析出物が析出する。特許文献２はこの技術を応用している。

高耐衝撃性鋼管でもこの技術を適用すれば遅れ破壊特性は改善されると考えられるが、焼入れ後に再び熱処理を行うと強度低下を招き、また熱処理コストが上昇する。

特開２００３−１２９１７０号公報 特開２００３−１６６０３５号公報

前記したように、１７００ＭＰａを超えるようなマルテンサイト組織が主体の高耐衝撃性鋼管では遅れ破壊特性が悪く、部材として取り付けた際に衝突以前に遅れ破壊割れする懸念があるが、焼き戻し等の熱処理無しに遅れ破壊特性を向上させる技術は未だ確立されていない。また、従来の焼き戻し熱処理等の遅れ破壊特性向上技術を適用すると強度低下を招き、また熱処理コストが上昇する。

本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、強度低下及び熱処理コストの上昇なしに引張強度１７００ＭＰａ以上の高耐衝撃性鋼管の遅れ破壊特性を向上させることをその目的とする。

本発明者らは以上のような背景から、Ｖ、Ｍｇを始めとする成分元素を検討し、鋳造条件、焼き入れ条件を特定することで、強度低下及び熱処理コストの上昇なしに遅れ破壊特性を向上させる方法を見出すに至った。すなわち、鋳造速度を早くし、Ｍｇの化合物または複合化合物を微細分散させて、鋳造時にこのＭｇ化合物を核としてＴｉＮを析出させる事で、粒界で遅れ破壊割れの起点となる粗大なＴｉＮを微細分散化でき、粒界の割れ感受性を低減すること、及びＭｇ化合物を核としてＶＣを粒内に分散させ、かつ焼き入れ温度を低温にすることでγ粒径を微細化でき、粒界面積が増加する事で粒界の割れ感受性を低減できるため、十分に高耐衝撃性鋼管の遅れ破壊特性を向上できることを見出した。本発明の要旨は次の通りである。

[１]．質量％で、Ｃ：０．１９〜０．３５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１％〜０．００４％、Ｖ：０．０１％〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．００１％〜０．０１％、Ｏ：０．０００１％〜０．００８％を必須成分として含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト体積率≧９５％、平均γ（旧オーステナイト）粒径≦５μｍ、ＴｉＮ析出物平均粒径≦１．８μｍを満たす鋼管の製造方法であって、鋳造時の１５００℃〜１４００℃までの冷却速度が、常に５℃／ｍｉｎ以上であり、圧延後造管した後８５０℃〜１０５０℃に誘導加熱し、オーステナイト状態から冷却速度を１００℃／ｓ以上で水冷焼入れすることを特徴とする引張強度ＴＳが１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法。

[２]．さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．０１％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．１％以下のグループから選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の引張強度ＴＳが１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法。

本発明により、強度低下及び熱処理コストの上昇無しに高耐衝撃性鋼管の遅れ破壊特性を十分に向上させることができ、ドアインパクトビームやバンパービームに適用する際に多少の加工を加えて取り付けても遅れ破壊割れする懸念がない。また新たに多少の応力が負荷される部位への適用も可能となる。

以下、本発明を詳細に説明する。
先ず第一の発明、第二の発明について説明する。以下に本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。Ｃはマルテンサイト自体を強化して硬さを向上させるための必須成分であり、１７００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを得るためには少なくとも０．１９％が必要である。しかし、Ｃが過剰になるとマルテンサイト組織が脆くなり焼入れの際に破壊する焼き割れを招くので、０．３５％以下とする。

Ｓｉ，Ｍｎは何れも焼き入れ時におけるオーステナイトからのマルテンサイト変態を促進する成分であり、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．６％の各範囲よりも少ないと焼き入れ性が低下して十分な強度が得られない。逆に上記範囲を超えると、焼き割れや偏析の原因となるので好ましくない。

Ｔｉは微細な炭化物を形成することによって、結晶粒の微細化と粒成長抑制効果を有し、さらにＮを固定することにより焼き入れ性を向上させる作用を持つ重要な元素である。このような効果を得るためには少なくとも０．００５％が必要である。しかし、過度に添加すると炭化物が粗大化して靭性の劣化を招くだけでなく、ＴｉＮ粒径も粗大化し遅れ破壊特性の劣化も招くので、０．０５％以下とする。Ｎは焼き入れ性を低下させるだけでなく、ＴｉＮ粒径も粗大化し遅れ破壊特性の劣化も招くので、０．０１％以下とする。

Ｂはフェライトの析出を抑制する成分であるが、鋼中にガス成分として含まれるＮと結合してＢＮとなるとその効果が失われるため、０．００１％以上とする。しかし０．００４％を超えると偏析介在物となる。ＰとＳは偏析介在物となりマルテンサイト組織を脆くするため、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下とする必要がある。Ａｌは脱酸材であり、０．０１％未満では脱酸効果が不十分となり、０．０５％を超えるとその酸化物が結晶間介在物となるので好ましくない。

Ｍｇは本発明の添加元素の中で最も重要な成分元素である。Ｍｇは凝固後Ｍｇ酸化物、Ｍｇ硫化物として存在し、そのＭｇ化合物を核として他の析出物が微細析出する。本発明では粒界で割れの起点となる粗大なＴｉＮを微細分散化し、粒界の割れ感受性を低減すること、及びＶ炭化物、窒化物を分散析出させて焼入れ時のγ粒の成長を抑制することが重要であり、その効果を得るためには少なくとも０．００１％以上のＭｇの添加が必要である。しかし、Ｍｇが過剰となるとＭｇ化合物が粗大化し、それを核として析出する析出物も粗大化してしまうために、上限を０．０１％以下とする。

Ｖは本発明の添加元素の中で重要な成分元素である。Ｍｇ化合物を核として粒内にＶ炭化物、Ｖ窒化物を分散析出させ、焼入れ時のγ粒の成長をピン止めして抑制する効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加するとＶ炭化物、窒化物が粗大となり、遅れ破壊割れの起点となる可能性があるために、上限を０．１％以下とする。

ＯはＭｇ酸化物を生成させるための必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量としては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とはならないために、０．０００１％を下限値とする。一方、０．００８％を越えて残存した場合は、粗大な酸化物が多くなり、母材及びＨＡＺ靭性の低下をもたらす。従って、上限を０．００８％以下とする。

Ｎｂはマルテンサイト組織中に析出物を生じて転位の通過を妨げることにより、強度を向上させる析出強化成分である。Ｃｕ、Ｃｒはマルテンサイト組織中に固溶させて転位の通過を妨げることにより、強度を向上させる固溶強化成分である。なおＣｒは析出強化成分としても作用する。これらの成分は強度増加に寄与するが、コストアップ要因となるうえ過剰の添加は偏析介在物となるため、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．００５〜０．５％が好ましい。

Ｃａと希土類元素（ＲＥＭ）は介在物の形態制御に寄与する成分であるが、過剰の添加はマルテンサイト組織の破壊につながる有害な偏析を招くので、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下が適当である。なおこれらのＮｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）は必須成分ではなく、必要に応じて添加される選択成分である。希土類元素（ＲＥＭ）としては例えばＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍを用いることができる。

次に鋳造時の冷却速度の限定理由について説明する。Ｃを０．１９〜０．３５％含む鋼の凝固点は約１５２０℃であり、凝固後１５００℃〜１４００℃付近でＭｇ化合物の生成、それを核としたＴｉＮ等の析出がおこる。そのため１５００℃〜１４００℃付近の冷却速度で析出物の形態が変化するため、この温度域での冷却速度を限定することが重要である。遅れ破壊特性を向上させるのに十分なだけ析出物を微細化するためには、鋳造時の１５００℃〜１４００℃までの冷却速度を常に５℃／ｍｉｎ以上とする必要がある。冷却速度がこの速度よりも遅いと、Ｍｇ化合物が粗大に成長してしまい、結果それを核として析出するＴｉＮ等の析出物も粗大化してしまう。そのため冷却速度を上記条件に限定した。

鋳造後は通常の鋼板の製法と同様に熱延、場合によっては冷延まで行った鋼板を造管する。本発明の製造方法では、最終的に焼き入れを行う際にオーステナイト域まで加熱するため、熱延の際の温度条件は製品の特性には大きな影響を及ぼさない。しかし、熱延後の捲取温度があまりに低くなると、ベイナイト等の低温変態組織が混在し、強度が高くなって造管し難くなるので、捲取温度は６５０℃くらいとするのが望ましい。また造管方法はＵＯ、スパイラル、鍛接等の任意の方法で造管することができる。しかし、経済的には、ロール成形で管形状とし、電縫溶接して鋼管とするのが最も望ましい。

次に焼き入れ条件の限定理由について説明する。Ｃを０．１９〜０．３５％含む鋼のＡ₃変態点は８００℃〜８５０℃程度であり、十分な強度を得るためには鋼管全体がＡ₃変態点以上の温度域から焼き入れすることが重要であり、誘導加熱温度の下限を８５０℃とする。逆に誘導加熱温度が高すぎるとオーステナイト結晶粒が粗大化してしまい、焼き入れ後に十分な強度が得られなくなるばかりでなく、結晶粒が粗大化すると粒界面積が減少して遅れ破壊特性も劣化するために、誘導加熱温度の上限は１０５０℃とする。また、オーステナイト域からの冷却速度が遅いと強度の高いマルテンサイト組織とならずにベイナイト等の中間組織に変態したり、変態できずに遅れ破壊特性の劣位な残留オーステナイトとして残存する。そのため冷却速度は鋼管全体がマルテンサイトに変態するだけの十分速い冷却速度でなければならず、その下限を１００℃／ｓとした。

次に第三の発明について説明する。まずマルテンサイト体積率の限定理由について説明する。焼入れでマルテンサイトとならなかった部分は、残留オーステナイトとなる。この残留オーステナイトが存在すると、強度が低下するばかりでなく、遅れ破壊特性も劣化する。従って残留オーステナイトは極力少ないことが望ましい。しかし実機で製造する際、残留オーステナイトを完全になくすことは困難であるため、マルテンサイト体積率≧９５％とした。そのための方法としては、前記したようにＳｉ、Ｍｎ等の焼入れ性の高い合金元素を添加するか、または前記したように焼入れ時の冷却条件を十分に速くすることで、比較的容易にこの条件を達成できる。

次に平均γ粒径の限定理由について説明する。同じ強度であれば、平均γ粒径が小さいほど変態後のマルテンサイトの粒径も小さいので、粒径面積が増加して、割れ発生に至るまでの許容侵入水素量が多くなり、遅れ破壊特性は良くなる傾向にある。この傾向は公知であるが、定量的な評価は未だなされていない。本発明者らは、同一鋼種での焼入れ温度を変化させることにより、平均γ粒径を変化させたサンプルで遅れ破壊試験を行い、平均γ粒径と遅れ破壊特性との関係を定量的に評価した。その結果を図１に示すが、平均γ粒径が５μｍ付近から急激に遅れ破壊特性が変化することを見出した。粒径が半分になると粒界面積は約２倍となるため、遅れ破壊特性も約２倍となる傾向にあるようである。つまり平均γ粒径と遅れ破壊特性とは反比例に近い関係となり、５μｍ付近から急激に遅れ破壊特性が変化するために、平均γ（旧オーステナイト）粒径を５μｍ以下とした。また、平均γ粒径が小さいほど強度も高くなる。また細粒化すると靭性も改善されるために、遅れ破壊割れ発生後のき裂進展も抑制される。

次にＴｉＮ析出物平均粒径の限定理由について説明する。一般に遅れ破壊は粒界が起点となって割れるが、粗大なＴｉＮのような析出物が粒界に存在すると、応力拡大係数が大きくなって応力集中し、さらにその部分への水素侵入も顕著になって、遅れ破壊特性が劣化する。本発明者らが遅れ破壊後の割れ破面をＳＥＭで観察して検討した結果、ＴｉＮ析出物平均粒径＞１．８μｍの鋼はＴｉＮが割れの起点となっている鋼が多かったが、ＴｉＮ析出物平均粒径≦１．８μｍの鋼は、粒界の特に転位が集中している所から割れ発生しているケースが多かった。つまりＴｉＮ析出物平均粒径＞１．８μｍでは、ＴｉＮが遅れ破壊割れを誘発していることとなる。しかるに、十分な遅れ破壊特性を有するために、ＴｉＮ析出物平均粒径を１．８μｍ以下に特定した。

本発明の製造方法により、焼入れ後の際熱処理なしに１７００ＭＰａ以上のＴＳと十分な遅れ破壊特性を有する高耐衝撃性鋼管が得られ、自動車のドア、バンパー、ルーフ、ピラー、ロッカー等に設置した際に遅れ破壊割れする心配がない。また新たに多少の応力が負荷される部位へ設置することも可能となる。この技術は鋼管のみならず、当然鋼板にも適用できる技術である。

表１に示す組成の鋼から表２に示す鋳造時最低冷却速度、誘導加熱温度、焼入れ時冷却速度条件の鋼管を作成した。引張り試験及びミクロ観察の結果得られた、ＴＳ、ＹＳ、ＥＬ、マルテンサイト体積率、平均γ粒径、ＴｉＮ平均粒径は表２に示す通りである。また、遅れ破壊試験の結果も表２に載せる。遅れ破壊試験は、鋼管の一部を切り出して、硫酸溶液中で一定歪を負荷しながら水素チャージして１２０分間で割れ発生の有無を確認する方法で行った。歪は０．４％歪を負荷し、割れ発生のなかったものが○で、割れ発生のあったものが×で示されている。また、表１、表２で本発明の範囲を逸脱する箇所は、下線で示している。

前記したように本発明の高耐衝撃性鋼管は、１７００ＭＰａ以上のＴＳを有し、かつ十分な遅れ破壊特性を示す事が特徴である。マルテンサイト体積率は、ＴＳ、遅れ破壊特性の両方に影響する因子である。平均γ粒径も、ＴＳ、遅れ破壊特性の両方に影響する因子である。ＴｉＮ平均粒径は、遅れ破壊特性に影響する因子である。

表２に示すように、本発明例の鋼管はいずれも１７００ＭＰａ以上のＴＳと十分な遅れ破壊特性を示している。本発明例に対して比較例の鋼管９は、Ｖ、Ｍｇ共に本発明の範囲を逸脱している。Ｖ添加が十分でないために平均γ粒径が大きくなり、またＭｇ添加が十分でないためにＴｉＮ平均粒径も大きくなってしまっている。そのため十分な遅れ破壊特性が得られなかったと考えられる。比較例の鋼管１０は、Ｃが本発明の範囲から逸脱している。十分な遅れ破壊特性は有しているものの、Ｃが十分でないためにマルテンサイト組織の強度が低く、十分なＴＳが得られない。比較例の鋼管１１は鋳造時最低冷却速度が本発明の範囲から逸脱している。そのためＴｉＮ平均粒径が本発明の範囲より大きくなってしまっている。結果十分な遅れ破壊特性が得られない。これは、鋳造時の冷却速度が遅いためにＭｇ化合物が粗大に成長してしまい、それを核として析出するＴｉＮも粗大化してしまったと考えられる。比較例の鋼管１２は、焼入れ時冷却速度が本発明の範囲から逸脱している。冷却速度が遅いために、マルテンサイト体積率が小さくなる。そのため十分なＴＳが得られない。また、マルテンサイト変態できずに残った残留オーステナイトが存在するために、十分な遅れ破壊特性も得られない。

平均γ粒径と、０．４％歪を負荷しながら硫酸溶液中で水素チャージを行う遅れ破壊試験での、割れ発生までに要する時間との関係を示した図である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．１９〜０．３５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．００１％〜０．００４％、Ｖ：０．０１％〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．００１％〜０．０１％、Ｏ：０．０００１％〜０．００８％を必須成分として含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト体積率≧９５％、平均γ（旧オーステナイト）粒径≦５μｍ、ＴｉＮ析出物平均粒径≦１．８μｍを満たす鋼管の製造方法であって、鋳造時の１５００℃〜１４００℃までの冷却速度が、常に５℃／ｍｉｎ以上であり、圧延後造管した後８５０℃〜１０５０℃に誘導加熱し、オーステナイト状態から冷却速度を１００℃／ｓ以上で水冷焼入れすることを特徴とする引張強度ＴＳが１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法。
2. さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．０１％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．１％以下のグループから選択された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に記載の引張強度ＴＳが１７００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高耐衝撃性鋼管の製造方法。

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