JP5348382B2 - バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法。 - Google Patents
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Description
(1)複相組織鋼を構成するフェライト相とベイナイト相の硬度差を低減することで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制できることを見出した。
(2)複相組織鋼の場合でも、M−Aなどの硬質第2相を低減することで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制できることを見出した。
第一の発明は、質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、Nb:0.005〜0.060%、Ti:0.005〜0.040%、N:0.001〜0.010%を含有し、さらに、Cu:0.1〜0.6%、Ni:0.1〜1.2%、Cr:0.05〜0.40%、Mo:0.05〜0.40%、V:0.005〜0.070%の中から選ばれる1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相の体積分率の合計が80%以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が2%以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が50以上150以下で、X線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の(100)面の集積度が1.5以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板である。
成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量%とする。
Cは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、0.03%未満では十分な強度が確保できない。また、0.08%を超えて添加すると、組織中のマルテンサイトやセメンタイトの体積分率を増加させ、バウシンガー効果を大きくする。よって、C含有量は、0.03〜0.08%の範囲とする。
Siは脱酸のため添加するが、0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、0.5%を超えるとマルテンサイト体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Si含有量は0.01〜0.5%の範囲とする。さらに好適には、0.01〜0.20%の範囲である。
Mnは強度、靭性向上に有効な元素であるが、1.0%未満ではその効果が十分でなく、2.0%を超えると焼き入れ性が高まりマルテンサイト体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Mn含有量は、1〜2%の範囲とする。
Pは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のP低減はコストの増大を招くため、P含有量は0.015%以下とする。
Sは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のS低減はコストの増大を招くため、S含有量は0.005%以下とする。
Alは脱酸剤として添加されるが、0.08%を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Al含有量は0.08%以下とする。好ましくは、0.01〜0.05%の範囲である。
Nbは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、0.005%未満では効果がなく、0.060%を超えると、再加熱時に析出する炭窒化物による母材靭性が劣化し、M−A生成により溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Nb含有量は0.005〜0.060%の範囲とする。
TiはTiNのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、0.005%未満では効果が無く、0.040%を超える添加はTiNが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ti含有量は,0.005〜0.040%の範囲とする。さらに、Ti含有量を0.005〜0.02%にすると、より優れた靭性を示す。
NはTiNのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、0.001%以下の含有量では効果がなく、0.010%を超えて含有するとTiNの粗大化や固溶Nの増大により、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Nの含有量は0.001〜0.010%とする。さらに、Nを0.001〜0.006%として、質量%の比としてTi/Nを1〜5、さらに好ましくは2〜4とすることで、優れた靱性を示す。
Cuは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、0.1%以上添加することが好ましいが、0.6%を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Cuを添加する場合はその含有量は0.1〜0.6%の範囲とする。
Niは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、0.1%以上添加することが好ましいが、1.2%を超えて添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、Niを添加する場合はその含有量は0.1〜1.2%の範囲とする。
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。その効果を得るためには、0.05%以上添加することが好ましいが、0.40%を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Crを添加する場合はその含有量は0.05〜0.40%の範囲とする。
Moは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、0.05%未満ではその効果が得られず、0.40%を超える添加はマルテンサイト体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Moを添加する場合はその含有量は0.05〜0.4%の範囲とする。さらに好適には0.05〜0.3%とする。
Vは強度上昇に寄与する元素である。しかし、0.005%未満では効果がなく、0.070%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Vを添加する場合はその含有量は0.005〜0.07%とする。
CaはMnSの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。その効果を得るためには、0.0005%以上添加することが好ましいが、0.0100%を超えて添加するとCaの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから、Caを添加する場合はその含有量は0.0005〜0.0100%の範囲とする。
Mgはアルミナクラスタ(Al2O3)を、Al−Mg系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、0.0005%以上添加することが好ましいが、0.01%を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、Mgを添加する場合はその含有量は0.0005〜0.0100%の範囲とする。
REM(Rare Earth Metals;希土類金属)はCaと同様、MnSの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、0.0005%以上添加することが好ましいが、0.02%以上の添加は、REMの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、REMを添加する場合はその含有量は0.0005〜0.0200%の範囲とする。
ZrはCaと同様、MnSの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、0.0005%以上添加することが好ましいが、0.0300%超えての添加は、Zrの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させ、さらにTiNと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、Zrを添加する場合はその含有量は0.0005〜0.0300%の範囲とする。
なお、Bを含有させることにより熱間圧延中のフェライト相の生成が抑制され、フェライト相の加工による集合組織の発達が困難になるため、本発明ではBは不可避的不純物として取り扱い、好ましくは、0.0005%以下とする。
本発明では、金属組織の形態および体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライト相は圧延中に加工することにより集合組織を発達させ脆性き裂伝播停止性能を向上させるために必須の組織である。一方、強度を確保するためにはベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相を導入する必要があるが、マルテンサイト相ではフェライト相との硬度差を所望の範囲内にすることができず、バウシンガー効果による降伏応力の低下を十分に抑制できないため、フェライト相とベイナイト相の合計体積分率を80%以上とする。残部は、M−A、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなどであるが、これらはできるだけ少ないことが好ましい。
本発明では、主要な金属組織として規定したフェライト相とベイナイト相の硬度差を規定する。荷重負荷時の金属組織内の局所的なひずみ勾配は、先に述べた硬質第2相と母相の間だけでなく、母相である複相組織鋼の軟質相と硬質相の間にも発生し、バウシンガー効果による降伏応力低下を助長する。
優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、脆性き裂発生時にいわゆるき裂進展のセパレーションを発生させることが必要である。セパレーションは、一般的に圧延面に(100)面と(111)面が発達している際に発生しやすくなることが知られている。本発明では、脆性き裂伝播停止性能の評価法としてDWTT試験を採用し、様々な鋼板についてDWTT試験を行った。
加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度、再加熱温度で規定している温度は鋼板全体の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
また、冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度(400〜600℃)との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のNbの固溶量を得るため、下限温度は1000℃である。一方、1200℃を超える温度までスラブを加熱すると、TiNによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は1000〜1200℃の範囲とする。
本発明に係る厚鋼板では、Nb添加によって900℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が50%未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、900℃以下の温度域での累積圧下率は50%以上とする。
Ar3点〜Ar1点のフェライト−オーステナイト二相温度域で熱間圧延を行うことによってオーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化する。さらに、フェライトに加工を加えることによってフェライト強化による高強度化とDWTTなどの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させるのに必要な集合組織形態を実現し、優れた脆性き裂伝播停止性能とすることが可能となる。
圧延終了温度が660℃未満の場合、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、かつフェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、圧延終了温度は660℃以上とする。
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点からは有害である。したがって、圧延終了後ただちに5℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させてフェライトの発生を防止し、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。一方で、本発明のように冷却停止温度を低くする場合は、冷却速度が過剰であるとベイナイト組織の中にマルテンサイト組織が混入する。50℃/sを超える冷却速度の場合その傾向が顕著であり所望の組織形態が得られないため、上限を50℃/sとする。
再加熱後の引張強さを600MPa以上とするため、冷却停止温度を420℃以下として、鋼板の加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分をベイナイト組織とする。冷却停止温度が420℃を超えると変態温度が高く、十分に鋼板を高強度化できないため、上限を420℃とする。また、冷却停止温度が200℃を下回ると、マルテンサイトの混入が避けられないため、下限を200℃とする。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可能であり、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。
本発明において、再加熱処理は、重要な熱処理で、複相組織を有する、加速冷却ままの鋼板のベイナイト組織を焼き戻してフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減し、またM−Aを分解するために行う。
冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱する場合に比べ、加熱にともなうフェライト相の集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、M−Aの分解ができ、生産性の観点からみても有利であるため、冷却停止後直ちに、急速加熱により、4℃/s以上、望ましくは6℃/s以上の昇温速度で再加熱するものとする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とするとM−Aの再生成を防止できるため好適である。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置を設置する。加熱装置としては、鋼板表面と板厚中央部で温度差を発生させることが容易な誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
上述した製造方法を実施する設備として、たとえば、圧延ラインの上流から下流側に向かって熱間圧延機、冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーを逐次配置したものが好適である。
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速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可能である。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、Nb:0.005〜0.060%、Ti:0.005〜0.040%、N:0.001〜0.010%を含有し、さらに、Cu:0.1〜0.6%、Ni:0.1〜1.2%、Cr:0.05〜0.40%、Mo:0.05〜0.40%、V:0.005〜0.070%の中から選ばれる1種または2種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相の体積分率の合計が80%以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が2%以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が50以上150以下で、X線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の(100)面の集積度が1.5以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板。
- さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0100%、Mg:0.0005〜0.0100%、REM:0.0005〜0.0200%、Zr:0.0005〜0.0300%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に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板。
- 請求項1または2のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、1000〜1200℃に加熱後、900℃以下の温度域での累積圧下率を50%以上、二相温度域での累積圧下率を10〜50%として、圧延終了温度を660℃以上とする熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度5〜50℃/sで、200〜420℃まで冷却を行い、冷却停止後、ただちに4℃/s以上の昇温速度で冷却停止温度よりも30℃以上高い温度で、なおかつ320〜500℃の温度範囲に再加熱することを特徴とする金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相の体積分率の合計が80%以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が2%以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が50以上150以下で、X線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の(100)面の集積度が1.5以上であるバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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