JP5181697B2 - 耐ｐｗｈｔ特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼管や圧力容器等に好適なＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の強度を有する高強度鋼板、特に溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行った後においても優れた強度と靭性を有する耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板に関する。
石油やガスの掘削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）を溶接接合する場合が多い。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ＰＷＨＴ処理（溶接後熱処理）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、ＰＷＨＴ処理が施される鋼管や鋼材に対してはＰＷＨＴ処理後も強度、靭性が確保さ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。
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ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼管に関する従来技術としては、特許文献１，２に開示されたようなものがある。
特開平１１−５０１８８号公報
特開２００１−１５８９３９号公報
しかし、特許文献１に記載の技術では、ＰＷＨＴ処理による強度低下をＰＷＨＴ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に記載の技術は、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、ＰＷＨＴ処理による母材強度の低下が避けられないため、制御圧延や加速冷却によってＰＷＨＴ前の強度を高めておく必要がある。
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有するとともに、多量の合金元素の添加なしに、優れた耐ＰＷＨＴ特性を示す高強度鋼板および高強度鋼管を提供することにある。また、本発明の他の目的は、そのような優れた特性を有する高強度鋼板を安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［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、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記（1）式で表わされるＣｅｑ値と下記（2）式で表わされるＰ値が下記（i）式を満足し、
９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８ …（i）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
…（1）
但し、（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）
但し、（2）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
且つ下記（ii）式を満足する成分組成を有し、
０．６≦［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）≦１．７
…（ii）
但し、（ii）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ
constituent）分率が２％（面積率）以下であるベイナイト組織からなり、円相当径が１０ｎｍ以下であって、ＭｏとＴｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物の総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
［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、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記（1）式で表わされるＣｅｑ値と下記（2）式で表わされるＰ値が下記（i）式を満足し、
９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８ …（i）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
…（1）
但し、（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）
但し、（2）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
且つ下記（ii）式を満足する成分組成を有し、
０．６≦［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）≦１．７
…（ii）
但し、（ii）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ
constituent）分率が２％（面積率）以下であるベイナイト組織からなり、円相当径が１０ｎｍ以下であって、ＭｏとＴｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物の総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
［2］上記［1］の高強度鋼板において、さらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有し、ＭｏとＴｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が、さらにＶを含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
［3］上記［1］または［2］の高強度鋼板において、さらに、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：０．００２％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの成分組成を有する鋼を、加熱温度：１１００〜１３００℃、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上で熱間圧延し、その後、冷却開始温度：７００℃以上、冷却速度：２０℃／ｓ以上で３００℃未満の温度まで加速冷却し、その後直ちに、０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱することを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［5］上記［1］〜［3］のいずれかの鋼板を素材とする鋼管であって、鋼板を長手方向で筒状に成形し、その突合せ部を管内外面から１層ずつ長手方向に溶接して得られることを特徴とする高強度鋼管。
［3］上記［1］または［2］の高強度鋼板において、さらに、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：０．００２％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの成分組成を有する鋼を、加熱温度：１１００〜１３００℃、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上で熱間圧延し、その後、冷却開始温度：７００℃以上、冷却速度：２０℃／ｓ以上で３００℃未満の温度まで加速冷却し、その後直ちに、０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱することを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［5］上記［1］〜［3］のいずれかの鋼板を素材とする鋼管であって、鋼板を長手方向で筒状に成形し、その突合せ部を管内外面から１層ずつ長手方向に溶接して得られることを特徴とする高強度鋼管。
本発明の高強度鋼板は、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、且つＰＷＨＴ処理後も優れた強度、靭性を維持することができる。このため、特にＰＷＨＴ処理が行われる鋼管や圧力容器等の材料として有用な鋼板である。
また、本発明の製造方法は、そのような優れた特性を有する高強度鋼板を安定的に製造することができる。
また、本発明の製造方法は、そのような優れた特性を有する高強度鋼板を安定的に製造することができる。
本発明者らは、耐ＰＷＨＴ特性の向上と高強度を両立させるために、ＰＷＨＴ処理による鋼材のミクロ組織変化について詳細な検討を行った。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島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＰＷＨＴ処理を施すと、ベイナイト中の島状マルテンサイト組織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、ＰＷＨＴ処理時に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ＰＷＨＴ処理後でも強度、靭性を確保することには、限界があることが明白である。そこで、本発明者らは、優れた耐ＰＷＨＴ特性が得られるミクロ組織形態に関し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、ＰＷＨＴ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、ＰＷＨＴ処理によって分解する島状マルテンサイトを２％以下に抑制し、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とＭｏとからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物は、適正な成分バランスの下ではサイズが１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物となり、且つ熱的にも安定であることが判った。特に、そのような微細な複合炭化物が鋼中に１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つその総析出量が０．０３質量％以上であれば、ＰＷＨＴ処理後の強度低下が抑制できる。
（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。
（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とＭｏとからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物は、適正な成分バランスの下ではサイズが１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物となり、且つ熱的にも安定であることが判った。特に、そのような微細な複合炭化物が鋼中に１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つその総析出量が０．０３質量％以上であれば、ＰＷＨＴ処理後の強度低下が抑制できる。
（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。
上記（c）のような熱履歴を受けた鋼の金属組織は、冷却停止直後、島状マルテンサイトが少なく、転位密度の高いベイナイト組織となるが、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Ｔｉ、ＮｂとＭｏとからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物として転位上に優先的に析出する。
上記のようなＴｉ、ＮｂとＭｏとからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物が分散析出した鋼は、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、ＰＷＨＴ処理を行った後もその高い強度が維持されるものである。
上記のようなＴｉ、ＮｂとＭｏとからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物が分散析出した鋼は、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、ＰＷＨＴ処理を行った後もその高い強度が維持されるものである。
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法の詳細を説明する。
［化学成分］
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下に示す各元素の含有量の説明において、％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靭性（以下「ＨＡＺ靭性」という）が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０７％、好ましくは０．０４〜０．０６％とする。
［化学成分］
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下に示す各元素の含有量の説明において、％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靭性（以下「ＨＡＺ靭性」という）が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０７％、好ましくは０．０４〜０．０６％とする。
・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、一方、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％、好ましくは０．０５〜０．２％とする。
・Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度および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含有量は１．５〜２．５％、好ましくは１．８〜２．０％とする。
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、一方、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％、好ましくは０．０５〜０．２％とする。
・Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度および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含有量は１．５〜２．５％、好ましくは１．８〜２．０％とする。
・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含有量は０．０８％以下、好ましくは０．０１〜０．０５％とする。
・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との微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性の劣化を招く。このため、Ｍｏ含有量は０．１〜０．５％とする。
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含有量は０．０８％以下、好ましくは０．０１〜０．０５％とする。
・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との微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性の劣化を招く。このため、Ｍｏ含有量は０．１〜０．５％とする。
・Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％
Ｔｉは、０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０３５％を超える添加はＨＡＺ靭性および母材靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３５％とする。
・Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、一方、０．０７％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７％とする。
Ｔｉは、０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０３５％を超える添加はＨＡＺ靭性および母材靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３５％とする。
・Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、一方、０．０７％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７％とする。
本発明では、鋼板の化学成分が、さらに下記（i）式および（ii）式の条件を満足する必要がある。
・９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８ …（i）
この（i）式中、Ｃｅｑ値は下記（1）式で表され、Ｐ値は下記（2）式で表される。特に、Ｃｅｑ値はＰＷＨＴ処理前の強度と相関があり、強度の指標としてよく用いられる。また、Ｐ値は析出強化の指標となる。実験から求めた回帰式より、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値＜４．８では、ＰＷＨＴ処理後にＡＰＩ
Ｘ１００グレードの高強度が得られない。このため９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８とする。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
…（1）
但し、（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）
但し、（2）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
・９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８ …（i）
この（i）式中、Ｃｅｑ値は下記（1）式で表され、Ｐ値は下記（2）式で表される。特に、Ｃｅｑ値はＰＷＨＴ処理前の強度と相関があり、強度の指標としてよく用いられる。また、Ｐ値は析出強化の指標となる。実験から求めた回帰式より、９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値＜４．８では、ＰＷＨＴ処理後にＡＰＩ
Ｘ１００グレードの高強度が得られない。このため９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８とする。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
…（1）
但し、（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）
但し、（2）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
なお、（2）式における上記元素の原子％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。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００ …（3）
但し、（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）
但し、（3）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
・０．６≦［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）≦１．７
…（ii） 但し、（ii）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
本発明の鋼板の高強度化は、Ｔｉ、ＮｂとＭｏからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物によるものである。この複合炭化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、熱的に安定で且つ非常に微細な複合炭化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。［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、本発明が狙いとする複合炭化物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＰＷＨＴ特性の劣化や、靭性の劣化を招く。
なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（iii）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７としてもよい。
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９） …（iii）
但し、（iii）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
…（ii） 但し、（ii）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
本発明の鋼板の高強度化は、Ｔｉ、ＮｂとＭｏからなる複合炭化物、或いはさらにＶを含む複合炭化物によるものである。この複合炭化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、熱的に安定で且つ非常に微細な複合炭化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。［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、本発明が狙いとする複合炭化物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＰＷＨＴ特性の劣化や、靭性の劣化を招く。
なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（iii）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７としてもよい。
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９） …（iii）
但し、（iii）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
本発明の鋼板は、さらに強度上昇を図るために、Ｖを含有してもよい。また、強度や靭性をさらに改善する目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂの中から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
・Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、Ｎｂと同様にＭｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、一方、０．１％を超えるとＨＡＺ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。
・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、過剰に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。
・Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、Ｎｂと同様にＭｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、一方、０．１％を超えるとＨＡＺ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。
・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、過剰に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、過剰に添加すると耐ＰＷＨＴ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、過剰に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、一方、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。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると耐ＰＷＨＴ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、過剰に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、一方、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、一方、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。
・Ｂ：０．００２％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特に溶接熱影響部の強度低下の防止に寄与するが、０．００２％を超えて添加してもその効果は飽和する。このため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００２％以下とする。
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、一方、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。
・Ｂ：０．００２％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特に溶接熱影響部の強度低下の防止に寄与するが、０．００２％を超えて添加してもその効果は飽和する。このため、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００２％以下とする。
上記以外の残部は実質的にＦｅからなる。したがって、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめとする他の微量元素を含有することを妨げない。
なお、本発明において、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは選択的な添加元素であるので、これらの元素を添加しない場合には、上記（i）式および（ii）式中の当該元素量の値は“零”となる。
なお、本発明において、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは選択的な添加元素であるので、これらの元素を添加しない場合には、上記（i）式および（ii）式中の当該元素量の値は“零”となる。
［ミクロ組織・複合炭化物の析出形態］
本発明の鋼板は、島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）分率が２％以下であるベイナイト組織を主体とするミクロ組織を有し、さらに、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つ当該複合炭化物（円相当径が１０ｎｍ以下の複合炭化物）の総析出量が０．０３質量％以上であることが必要である。また、本発明の鋼板がＶを含む場合には、上記の条件を満足する複合炭化物は、さらにＶを含むことになる。
ここで、複合炭化物の円相当径とは、画像処理により求めた複合炭化物の面積を円の面積に換算した際の当該円の直径である。
本発明の鋼板は、島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）分率が２％以下であるベイナイト組織を主体とするミクロ組織を有し、さらに、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つ当該複合炭化物（円相当径が１０ｎｍ以下の複合炭化物）の総析出量が０．０３質量％以上であることが必要である。また、本発明の鋼板がＶを含む場合には、上記の条件を満足する複合炭化物は、さらにＶを含むことになる。
ここで、複合炭化物の円相当径とは、画像処理により求めた複合炭化物の面積を円の面積に換算した際の当該円の直径である。
ＰＷＨＴ処理前のミクロ組織形態を上記のように制御すれば、７００℃程度以下のＰＷＨＴ処理後においても強度が低下することなく、７６０ＭＰａ以上の引張強度を維持することが可能である。
なお、以上のような鋼板のミクロ組織および複合炭化物の析出形態は、鋼板の板厚方向位置にかかわりなく満足する必要があるが、例えば、島状マルテンサイト分率については、板厚断面中心位置で走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察して面積率を測定し、同定すればよい。また、Ｍｏ主体の複合炭化物の析出形態については、板厚断面中心位置で透過型電子顕微鏡（倍率３００００倍）でランダムに１０視野以上観察し、その析出形態（個々の複合炭化物の面積および複合炭化物の分散密度）を同定すればよい。
なお、以上のような鋼板のミクロ組織および複合炭化物の析出形態は、鋼板の板厚方向位置にかかわりなく満足する必要があるが、例えば、島状マルテンサイト分率については、板厚断面中心位置で走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察して面積率を測定し、同定すればよい。また、Ｍｏ主体の複合炭化物の析出形態については、板厚断面中心位置で透過型電子顕微鏡（倍率３００００倍）でランダムに１０視野以上観察し、その析出形態（個々の複合炭化物の面積および複合炭化物の分散密度）を同定すればよい。
［製造条件］
以下、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
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ＰＷＨＴ処理を行なう場合にも、微細炭化物は熱的に安定であるのでＰＷＨＴ処理時にそのままで維持され、ＰＷＨＴ処理後でもその強度が維持される技術である。
本発明では、例えば、未再結晶オーステナイト域で一定以上の累積圧下を加えた後、オーステナイト単相域から加速冷却を開始し、ベイナイト変態終了温度以下で冷却を停止し、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最も有効に複合して活用することが可能となる。なお、未再結晶オーステナイト域（８００℃以下）での累積圧下率が少ない場合、加工オーステナイトから変態するベイナイトへの蓄積転位の移行が十分でなく、転位上に優先析出する複合炭化物の微細分散化が不十分となり、析出強化量が低下するため、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を７０％以上とする必要がある。また、Ａｒ３点以下の２相域から冷却開始すると、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きいため、冷却開始温度はＡｒ３点以上となる７００℃以上とする必要がある。
以下、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
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ＰＷＨＴ処理を行なう場合にも、微細炭化物は熱的に安定であるのでＰＷＨＴ処理時にそのままで維持され、ＰＷＨＴ処理後でもその強度が維持される技術である。
本発明では、例えば、未再結晶オーステナイト域で一定以上の累積圧下を加えた後、オーステナイト単相域から加速冷却を開始し、ベイナイト変態終了温度以下で冷却を停止し、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最も有効に複合して活用することが可能となる。なお、未再結晶オーステナイト域（８００℃以下）での累積圧下率が少ない場合、加工オーステナイトから変態するベイナイトへの蓄積転位の移行が十分でなく、転位上に優先析出する複合炭化物の微細分散化が不十分となり、析出強化量が低下するため、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を７０％以上とする必要がある。また、Ａｒ３点以下の２相域から冷却開始すると、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きいため、冷却開始温度はＡｒ３点以上となる７００℃以上とする必要がある。
具体的に、本発明の高強度鋼板は、次のような製造条件で製造することができる。すなわち、上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１１００〜１３００℃、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上で熱間圧延を行い、その後、Ａｒ３点を上回る７００℃以上から２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始して３００℃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１０℃／ｓ未満の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）分率が２％以下のベイナイト組織を主体とし、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む、或いはさらにＶを含む微細な複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つ当該複合炭化物の総析出量が０．０３質量％以上である本発明の高強度鋼板が得られる。ここで、上述した製造条件の各温度は鋼板の平均温度（板厚方向の平均温度）である。
熱間圧延において、加熱温度が１１００℃未満では、出鋼スラブ中の粗大な炭化物の溶解が不十分となり、析出強化が不十分となる。一方、１３００℃を超えると、初期γ粒が粗大化するため、靱性が劣化する。また、８００℃以下での累積圧下率が７０％未満では、上述したとおり、複合炭化物の微細分散化が不十分となり、析出強化量が低下する。
熱間圧延後の加速冷却において、冷却開始温度が７００℃未満では、上述したとおり、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きい。また、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、ベイナイト組織が粗大化し、ＰＷＨＴ処理前の強度確保が困難となる。また、冷却停止温度が３００℃以上では、ミクロ組織中のベイナイト母相が軟質化し、ＰＷＨＴ処理前の強度が低下するとともに、島状マルテンサイト分率が２％超えとなり、ＰＷＨＴ処理後の強度低下を招きやすい。
熱間圧延後の加速冷却において、冷却開始温度が７００℃未満では、上述したとおり、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きい。また、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、ベイナイト組織が粗大化し、ＰＷＨＴ処理前の強度確保が困難となる。また、冷却停止温度が３００℃以上では、ミクロ組織中のベイナイト母相が軟質化し、ＰＷＨＴ処理前の強度が低下するとともに、島状マルテンサイト分率が２％超えとなり、ＰＷＨＴ処理後の強度低下を招きやすい。
加速冷却後の再加熱において、昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、複合炭化物の微細分散が困難となる。一方、昇温速度が１０℃／ｓ以上では、複合炭化物析出までの時間が短く、ＰＷＨＴ処理前の複合炭化物の析出量が３０個未満と少なくなり、ＰＷＨＴ処理前の強度が低下する。また、再加熱温度が５５０℃未満では、複合炭化物の析出が不十分となる。一方、７００℃を超えると、強度が大きく低下する。
また、本発明の高強度鋼管は、上述した高強度鋼板を素材とする鋼管であって、通常の造管方法にしたがい、鋼板を長手方向で筒状に成形し、その突合せ部を管内外面から１層ずつ長手方向に溶接して得られる。
また、本発明の高強度鋼管は、上述した高強度鋼板を素材とする鋼管であって、通常の造管方法にしたがい、鋼板を長手方向で筒状に成形し、その突合せ部を管内外面から１層ずつ長手方向に溶接して得られる。
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、これを用いて表２および表３に示すＮｏ．１〜２０の厚鋼板（板厚２０ｍｍ）を製造した。
この厚鋼板の製造では、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い、加速冷却設備と同一ライン上に設置したインライン型の誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。
各鋼板の製造条件を表２に示す。
製造された鋼板の引張特性については、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、引張強度を測定した。本発明で目標とする強度は、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上である。ＨＡＺ靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱２０〜５０ｋＪ／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。−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。
この厚鋼板の製造では、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い、加速冷却設備と同一ライン上に設置したインライン型の誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。
各鋼板の製造条件を表２に示す。
製造された鋼板の引張特性については、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、引張強度を測定した。本発明で目標とする強度は、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上である。ＨＡＺ靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱２０〜５０ｋＪ／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。−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ＰＷＨＴ特性を調査するため、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板にＰＷＨＴ処理を行なった。このときの熱処理条件は６５０℃および７００℃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、ＰＷＨＴ処理前の鋼板のミクロ組織形態および析出物形態を調査するとともに、ＰＷＨＴ処理前後の鋼板の引張特性およびＨＡＺ靭性を測定した。測定結果を表３に示す。
表３において、本発明例であるＮｏ．１〜７は、いずれも７００℃でのＰＷＨＴ処理後でも強度低下が５０ＭＰａ以下であり、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度が維持され、さらに母材靭性およびＨＡＺ靭性も良好であった。
表３において、本発明例であるＮｏ．１〜７は、いずれも７００℃でのＰＷＨＴ処理後でも強度低下が５０ＭＰａ以下であり、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度が維持され、さらに母材靭性およびＨＡＺ靭性も良好であった。
これに対して比較例であるＮｏ．８，９，１３，１４は、化学成分は本発明の範囲内であるが、１０ｎｍ以下の微細複合炭化物の分散量が１μｍ２あたり３０個未満であり、ＰＷＨＴ処理前またはＰＷＨＴ処理後の母材強度、母材靭性が劣化した。比較例であるＮｏ．１０は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＰＷＨＴ処理前の鋼板ミクロ組織中にフェライト組織が混在するとともに、島状マルテンサイト（Ｍ・Ａ constituent）分率が２％を超えており、ＰＷＨＴ処理前後の母材強度が劣化した。比較例であるＮｏ．１１，１２は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＰＷＨＴ処理前の鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）分率が２％を超えており、ＰＷＨＴ処理後の母材強度あるいはＰＷＨＴ処理前の母材靭性が劣化した。比較例である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ＨＡＺ靭性が劣っていた。比較例であるＮｏ．１９は、パラメータＸの値が本発明の範囲外であり、特に７００℃のＰＷＨＴ処理後の母材強度が劣化した。また、比較例であるＮｏ．２０は、パラメータＹの値が本発明の範囲外であり、ＰＷＨＴ処理後の母材強度が劣化した。
Claims (5)
- 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、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記（1）式で表わされるＣｅｑ値と下記（2）式で表わされるＰ値が下記（i）式を満足し、
９×Ｃｅｑ値＋４×Ｐ値≧４．８ …（i）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
…（1）
但し、（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）
但し、（2）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
且つ下記（ii）式を満足する成分組成を有し、
０．６≦［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）≦１．７
…（ii）
但し、（ii）式の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ
constituent）分率が２％（面積率）以下であるベイナイト組織からなり、円相当径が１０ｎｍ以下であって、ＭｏとＴｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物の総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有し、ＭｏとＴｉおよび／またはＮｂを含む複合炭化物が、さらにＶを含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
- さらに、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：０．００２％以下の中から選ばれる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に記載の耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、加熱温度：１１００〜１３００℃、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上で熱間圧延し、その後、冷却開始温度：７００℃以上、冷却速度：２０℃／ｓ以上で３００℃未満の温度まで加速冷却し、その後直ちに、０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱することを特徴とする、耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板を素材とする鋼管であって、鋼板を長手方向で筒状に成形し、その突合せ部を管内外面から１層ずつ長手方向に溶接して得られることを特徴とする高強度鋼管。
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