JPWO2012141220A1 - 変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
変形時の肉厚の減少量を抑えることができるような変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法であって、高強度鋼板が所定の数値範囲の組成からなり、フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずか1種又は2種以上との複合組織からなり、肉厚中心部における有効結晶粒径が20μm以下であり、肉厚中心部において板面と平行な{111}面のX線ランダム強度比が0.5〜5.0、{554}面のX線ランダム強度比が1.0〜3.0、{100}面のX線ランダム強度比が3.0以下、{112}面及び{223}面それぞれのX線ランダム強度比が0.5〜4.0であり、肉厚が25mm以上であり、引張強度が565MPa以上であることを特徴とする。
Description
本発明は、天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適に用いられ、特に、地盤変動等に対する変形許容度が大きい変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管とこれらの製造方法に関する。
近年、天然ガス、原油の長距離輸送方法としてラインパイプの重要性がますます高まっている。ラインパイプは、敷設される環境が多様化しており、たとえば、凍土地帯での夏と冬とでの地盤変動、海底での海流による外圧、地震による地層変動等が生じる環境に敷設される。このような環境の下では、地盤変動等によりラインパイプに曲がり、変位が生じることがあるので、ラインパイプが変形した場合でも座屈等が生じにくい変形性能に優れた鋼管が要望されている。
従来、変形性能に優れた鋼管として、特許文献1に開示されているような、加工硬化指数(n値)に着目してその改善を図った鋼管や、特許文献2に開示されているような、引張強度に対する降伏強度の比である降伏比に着目してその改善を図った鋼管が提案されている。
従来から提案されている技術は、ラインパイプ等に用いられる鋼板、鋼管について、変形性能の改善を図るうえで加工硬化指数や降伏比に着目してその改善を図った技術である。
しかしながら、特に、凍土地帯等の寒冷地に用いられるラインパイプは、低温靭性に優れたものであることが要求されるが、変形性能とともに低温靭性に優れた鋼板、鋼管を得るための技術については十分な検討がなされていなかった。
本発明は、上記の問題点に鑑みて案出されたものであり、変形時の肉厚の減少量を抑えることができる変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管とこれらの製造方法の提供を課題とする。
本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋭意検討した。その結果、ランクフォード値に着目することにより、パイプライン等に用いられる鋼板、鋼管の変形性能の向上を図ることが可能であることを見出した。
従来、ラインパイプ等に用いられる鋼板、鋼管について、地盤変動等による変形時の肉厚の減少量に着目した検討はなされていなかった。変形時の肉厚の減少量を評価する指標値として、自動車用鋼板等の分野ではランクフォード値が知られている。パイプライン等に用いられる鋼板、鋼管について、ランクフォード値に着目して変形性能の向上を図ることを目的とした技術は提案されていなかった。
本発明者らは、変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得るために鋭意検討を行った。その結果、変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得るうえで、所定の結晶方位を有する集合組織の量を適正化しつつ、有効結晶粒径の大きさを適正化することが特に有効であることを知見した。本発明者らは、さらに検討をすすめ、所定の結晶方位を有する集合組織の量を適正化するうえで、熱間圧延時において圧下率をはじめとした種々の製造条件を制御することが特に有効であり、特に、再結晶温度以上の温度域における圧延の1パスあたりの圧下率が非常に重要であることを知見した。
本発明は、上記の知見に基づく検討の結果なされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
(1)質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.50〜2.50%、P:0.015%以下、S:0.0050%以下、Al:0.001〜0.080%、N:0.0010〜0.0060%、Ti:0.005〜0.030%、Nb:0.010〜0.050%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式(A)により表されるCeqが0.35〜0.50%であり、下記式(B)により表されるPcmが0.15〜0.25%であり、フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずれか1種又は2種との複合組織からなり、肉厚中心部における有効結晶粒径が20μm以下であり、肉厚中心部において板面と平行な{111}面のX線ランダム強度比が0.5〜5.0、{554}面のX線ランダム強度比が1.0〜3.0、{100}面のX線ランダム強度比が3.0以下、{112}面及び{223}面それぞれのX線ランダム強度比が0.5〜4.0であり、肉厚が25mm以上であり、引張強度が565MPa以上であることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 …(A)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15
+V/10+5B …(B)
+V/10+5B …(B)
ここで、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、Bは、各元素の質量%での含有量である。
(2)鋼板の圧延方向に対して45°方向のランクフォード値rD、板幅方向のランクフォード値rCがそれぞれ1.0以上であることを特徴とする前記(1)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
(3)さらに、質量%で、V:0.010〜0.100%、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.0001〜0.0020%、Ca:0.0040%以下、Mg:0.0010%以下、REM:0.005%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする前記(1)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
(4)前記(1)〜(3)のいずれかの鋼板からなることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管。
(5)質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.50〜2.50%、P:0.015%以下、S:0.0050%以下、Al:0.001〜0.080%、N:0.0010〜0.0060%、Ti:0.005〜0.030%、Nb:0.010〜0.050%、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記式(A)により表されるCeqが0.35〜0.50%であり、下記式(B)により表されるPcmが0.15〜0.25%である鋼片を加熱温度1000〜1150℃で加熱し、続いて、再結晶温度以上の温度域において、1パスあたりの圧下率を、前記加熱温度が1000℃以上1050℃未満の時は5〜10%、前記加熱温度が1050℃以上1150℃以下のときは10〜15%とし、さらに、累積圧下率を35%以上として圧延し、次いで、Ar3変態点以上再結晶温度未満の温度域において累積圧下率を70〜80%として圧延し、続いて、Ar3変態点−50℃以上Ar3変態点未満の温度域を冷却開始温度とし、200〜500℃の温度域を冷却終了温度として水冷することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 …(A)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15
+V/10+5B …(B)
+V/10+5B …(B)
ここで、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、Bは、各元素の質量%での含有量である。
(6)前記鋼片が、さらに、質量%で、V:0.010〜0.100%、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.0001〜0.0020%、Ca:0.0040%以下、Mg:0.0010%以下、
REM:0.005%、以下のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする前記(6)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
REM:0.005%、以下のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする前記(6)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(7)前記(5)又は(6)の製造方法により得られた鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管の製造方法。
本発明によれば、変形時の肉厚の減少量を抑えることができる変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得ることができる。
はじめに、本発明に係る鋼板及び鋼管の組成の数値範囲を限定した理由について説明する。なお、以下、「%」は「質量%」を表すものとする。
Cは、鋼の強度を確保するために必要な元素である。C量が0.03%未満であると最終製品の強度が不足する。C量が0.08%超であると、母材、HAZの低温靭性が著しく低下する。したがって、C量は0.03〜0.08%とする。
Siは、脱酸剤として作用し、さらに、強度の向上に寄与する元素である。Si量が0.01%未満であると最終製品の強度が不足するおそれがある。Si量が0.50%超であると、HAZ靭性が著しく低下する。したがって、Si量は、0.01〜0.50%とする。
Mnは、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Mn量が1.50%未満であると最終製品の強度が不足するおそれがある。Mn量が2.50%超であると、母材及びHAZの低温靭性が著しく低下する。したがって、Mn量は1.50〜2.50%とする。好ましくは、1.50〜2.00%である。
Alは、脱酸元素とし、さらに、金属組織の微細化に寄与する元素である。Al量が0.001%未満であると、この効果が十分に得られない。Al量が0.080%超であると、鋼中にAl系非金属介在物が増加して鋼の洗浄度が劣化する。したがって、Al量は0.080%以下に制限する。好ましい範囲は、0.001〜0.050%以下である。
Tiは、鋼中にTiNとして析出することにより、スラブ再加熱時及びHAZのオーステナイト粒の粗大化を抑制して金属組織を微細化し、母材及びHAZの低温靭性を向上させる元素である。しかしながら、Ti量が0.005%未満であると、この効果が十分に得られない。また、Ti量が0.030%超であるとTiNの粗大化やTiCによる析出硬化によりかえって低温靭性が劣化する。したがって、Ti量は0.005〜0.030%とする。
Nbは、熱間圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化し、母材及びHAZの低温靭性を改善する効果があるが、Nb量が0.010%未満であると、この効果が十分に得られない。また、Nb量が0.050%超であると、かえってHAZの靭性や現地溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Nb量は0.010〜0.050%とする。
Pは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界偏析や中心偏析を起こすことにより、母材及びHAZの低温靭性が劣化するが、P量が0.015%以下であれば低温靭性について許容できる範囲となる。したがって、P量は0.015%以下に制限する。
Sは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、熱間圧延により延伸化する硫化物を鋼中に生成することにより延性及び靭性が低下するが、S量が0.0050%以下であれば延性及び靭性について許容できる範囲となる。したがって、S量は0.0050%以下に制限する。
Nは、鋼中にTiNとして析出することにより、スラブ再加熱時及びHAZのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材及びHAZの低温靭性を向上させる元素である。N量が0.0010%未満であると、この効果が十分に得られない。N量が0.0060%超であると、固溶N量の増大により靭性が低下する。したがって、N量は0.0010〜0.0060%とする。
また、本発明においては、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Vの質量%での含有量から算出される、下記数式(A)により表される炭素当量Ceqを0.35〜0.50%とする。炭素当量Ceqは焼入れ性の指標となる値である。
Ceq値が0.35%未満であると、目標とする565MPa以上の引張強度が得られない。また、Ceq値が0.50%超であると、靭性を劣化させるMA(Martensite−Austenite Constituent:マルテンサイトとオーステナイトとの混成物)の生成が顕著となり、靭性が劣化する。なお、下記数式(A)において、鋼中に含有しない元素は0として計算する。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 …(A)
また、本発明においては、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、Bの質量%での含有量から算出される、下記数式(B)により表されるPcmを0.15〜0.25%とする。Pcmは溶接性の指標となる値である。
Pcmが0.25%超であると、母材及びHAZの低温靭性が劣化する。Pcmが0.15%未満であると、母材及びHAZの低温靭性の劣化は抑えられるが、目標とする引張強度が得られなくなる。なお、下記数式(B)において、鋼中に含有しない元素は0として計算する。
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15
+V/10+5B …(B)
+V/10+5B …(B)
以上が本発明に係る鋼板及び鋼管の基本元素の限定理由である。本発明に係る鋼板及び鋼管は、この基本元素の他に、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
また、本発明に係る鋼板及び鋼管は、必要に応じて、V、Ni、Cu、Cr、Mo、B、Ca、Mg、REMのうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を、以下に説明するような数値範囲で、さらに含有していてもよい。これらの元素を以下の範囲で含有しても、鋼板、鋼管におけるX線ランダム強度比、ランクフォード値は、本発明で規定する範囲となる。
Vは、Nbとほぼ同様の効果を有するが、その効果はNbと比較して弱い。また、溶接部の軟化を抑制する効果も有する。V量が0.010%未満であると、母材及びHAZの低温靭性の改善や溶接部の軟化抑制の効果が不十分となる。V量が0.100%超であると、かえってHAZの靭性や現地溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、V量は0.010〜0.100%とする。
Ni、Cu、Cr、Moは焼入れ性を高め、鋼の高強度化に寄与する元素である。しかしながら、含有量が多すぎると、経済性の低下に加え、HAZの靭性や現地溶接性が低下する。したがって、Ni、Cu、Cr、Moはそれぞれ1.0%以下の含有量とする。
Bは、焼入れ性を高め、鋼の高強度化に寄与する元素である。B量が0.0001%未満であると、この効果が十分に得られない。B量が0.0020%超であると、HAZの靭性や現地溶接性が低下する。したがって、B量は0.0001〜0.0020%とする。
Ca、REMは、硫化物の形態を制御し、低温靭性の向上に寄与する元素である。Ca量が0.0040%超、REM量が0.005%超であると、CaO−CaSやREM−CaSが大量に析出して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の洗浄度を害し、さらに、現地溶接性にも悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ca量は0.0040%以下、REM量は0.005%以下とする。
Mgは、微細な酸化物として分散して析出し、HAZの粒径粗大化を抑制して低温靭性の向上に寄与する元素である。Mg量が0.0010%超であると、酸化物が粗大化することにより靭性が劣化する。したがって、Mg量は0.0010%以下とする。
次に、本発明に係る鋼板、鋼管の金属組織、集合組織、肉厚、引張強度、ランクフォード値(r値)の限定理由について説明する。
金属組織は、加工硬化特性を向上させるため、軟質のフェライトと、硬質のベイナイト又はマルテンサイトのいずれか1種又は2種との複合組織からなる必要がある。
また、金属組織は、肉厚中心部における有効結晶粒径が20μm以下である必要がある。有効結晶粒径が20μm超であると低温靭性が劣化するためである。有効結晶粒径とは、EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern:電子線後方散乱パターン)法により測定される、方位差15°以下の組織の境界で囲まれる部分の円相当径での結晶粒径のことを意味する。
集合組織は、鋼板及び鋼管について好ましいランクフォード値を得るために、X線ランダム強度比が以下に説明するような条件を満足する必要がある。本発明においては、鋼板の圧延方向に対して45°方向のランクフォード値rDと、板幅方向のランクフォード値rCに注目する。ランクフォード値を大きくすることにより、鋼板、鋼管の変形性能が高まめることができる。
以下において説明する結晶方位は、すべて板面と平行な面に関するもののことを意味する。X線ランダム強度比は、各方位を有する結晶面の集積度を表す数値であり、集合組織のないランダムな標準試料に対する各方位を有する結晶面のX回折強度での比を示す。
{111}面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどrC、rDを大きくすることができるので、極力発達していることが好ましい。好ましいrC、rDを得る観点からは、その{111}面のX線ランダム強度比を0.5以上にする必要がある。{111}面のX線ランダム強度比を5.0超にすると、他の結晶方位のX線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるので、{111}面のX線ランダム強度比は5.0以下とする。
{554}面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどrCを上げることができるので、極力発達していることが好ましい。好ましいrCを得る観点からは、その{554}面のX線ランダム強度比を1.0以上にする必要がある。また、{554}面のX線ランダム強度比を3.0超にすると、他の結晶方位のX線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるため、{554}面のX線ランダム強度比は3.0以下とする。
{100}面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどrC、rDを下げる原因となるので、極力発達が抑えられていることが好ましい。好ましいrCを得る観点からは、その{100}面のX線ランダム強度比を3.0以下にする必要がある。
{112}面及び{223}面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどrDを上げることができるため、極力発達していることが好ましい。好ましいrDを得る観点からは、その{112}面及び{223}面それぞれのX線ランダム強度比を0.5以上にする必要がある。{112}面及び{223}面それぞれのX線ランダム強度比を4.0超にすると、他の結晶方位のX線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるため、{112}面及び{223}面のX線ランダム強度比は4.0以下とする。
本発明のX線ランダム強度比には、肉厚中心部においてX線回折により測定した測定値を用る。これは、{111}面等のrC、rDを上げることのできる集合組織は、肉厚表層部において発達しやすく、肉厚中心部において発達しにくいので、肉厚中心部におけるX線ランダム強度比を評価対象とすることにより、肉厚方向全体で一定以上の変形性能を発揮し得るようにしたものである。
鋼板は、最終製品として必要となる強度を確保しつつ、ラインパイプとして使用する際に内圧による破断を防止する観点から、その肉厚を25mm以上、引張強度を565MPa以上(API規格でX70以上のグレード)とする必要がある。
本発明において、鋼板の圧延方向に対して45°方向のランクフォード値rDと、板幅方向のランクフォード値rCは、大きいほど変形性能が向上する。鋼板、鋼管の変形時に肉厚の減少により座屈等が発生するおそれを小さくするためには、rD、rCは1.0以上であることが好ましく、1.1以上であればより好ましい。
次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
まず、転炉等を用いた公知の溶製方法により上述の組成の溶鋼を溶製した後、連続鋳造等の公知の鋳造方法により得られた溶鋼から鋼片を得る。
続いて、得られた鋼片を1000〜1150℃の温度に加熱する。加熱温度が1000℃未満であると、オーステナイトの十分な再結晶化が図れず、十分高い低温靭性が得られない。加熱温度が1150℃超であると、オーステナイト粒が粗大化することにより有効結晶粒径が増大し、低温靭性が低下する。
続いて、再結晶温度以上の温度域において、1パスあたりの圧下率、すなわち累積圧下率/パス数の値を、前記加熱温度が1000℃以上1050℃未満の時は5〜10%、前記加熱温度が1050℃以上1150℃以下のときは10〜15%とし、さらに、累積圧下率を35%以上として圧延を行う。累積圧下率が35%未満であると、再結晶によるオーステナイト粒径の微細化が十分達成できず、有効結晶粒径が増大し、低温靭性が低下する。
1パスあたりの圧下率は、目的とする結晶方位の集合組織を得るうえで特に重要である。従来、設備の制約等から、1パスあたりの圧下率を大きくすることはなかった。しかし、本発明の鋼板、鋼管において目的とする組織を得るためには、1パス当たりの圧下率が上記の範囲である必要がある。1パスあたりの圧下率が上記の範囲を外れると、目的とする集合組織の分布が得られなくなる。
個別のパスの圧下率は、パススケジュールの都合等で上記の範囲を外れる場合があってもかまわないが、パス数の半分以上のパスにおいて、圧下率が上記の範囲であることが好ましく、すべてのパスにおいて上記の範囲であることが、より好ましい。
続いて、Ar3変態点以上再結晶温度未満の温度域において、累積圧下率を70%以上として圧延を行う。累積圧下率が70%未満であると、{554}面の集合組織の発達が抑えられ、X線ランダム強度比について目標とするものが得られなくなり、rC値が低下する。
続いて、Ar3変態点−50℃以上Ar3変態点未満の温度域を冷却開始温度、200〜500℃の温度域を冷却終了温度として水冷する。冷却開始温度がAr3変態点−50℃未満であると、フェライトの生成が促進し、目標とする強度が得られなくなる。冷却開始温度がAr3変態点以上であると、{112}面及び{223}面のそれぞれの集合組織の発達が抑えられ、X線ランダム強度比について目標とするものが得られなくなり、rD値が低下する。
冷却終了温度が200℃未満であると、生産性低下や水素性欠陥の原因となる。冷却終了温度が500℃超であると、目標とする強度が得られなくなる。冷却速度は、特に限定するものではないが、1〜10℃/s程度である。
Ar3変態点は、下記の数式(C)から求められる。下記数式(C)におけるC、Si等は、それぞれ鋼中における質量%での各元素の含有量を意味する。
Ar3=868−396×C+24.6×Si−69.1×Mn−36.1
×Ni−20.7×Cu−24.8×Cr+29.6×Mo …(C)
×Ni−20.7×Cu−24.8×Cr+29.6×Mo …(C)
このように製造された鋼板を、さらに、管状に成形し、突き合わせ部を接合することにより鋼管を得る。鋼板から管状に成形する造管方法は、公知のUOE法、ベンディングロール法等が用いられ、突き合わせ部の溶接方法は、アーク溶接、レーザー溶接等が用いられる。
以上、本発明の実施形態の例について詳細に説明したが、上記の実施形態は、本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものにすぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならない。
以下、本発明の効果を、実施例により説明する。
下記の表1に示す各鋼種A〜Fの組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼片とした。得られた鋼片は、下記の表2に示す条件の下で熱間圧延、冷却を施し、No.1〜5及び8〜15の鋼板、並びに、鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を接合したNo.6〜7の鋼管を得た。No.6〜7の鋼管の直径は、48インチ(1219.2mm)である。
得られた鋼板及び鋼管について、以下に説明するような引張強度等を測定した。この結果を表3に示す。
引張強度は、得られた鋼板から長手方向が圧延方向と平行なJIS5号板状試験片を切り出し、この試験片を用いてJISZ2241号に記載の方法に準拠した引張試験を行うことにより測定した。また、引張強度はAPI規格でのグレードについても併せて求めた。鋼管については、引張強度はAPI規格に基づき、鋼管長手方向の全厚試験片で測定した。
金属組織は、光学顕微鏡により観察した。有効結晶粒径は、EBSP法により測定し、15°以上の方位差を有する組織の境界を粒界とみなし、ひとつの結晶内部の面積を求め、その面積を円相当径に換算したものを有効結晶粒径として評価した。
X線ランダム強度比は、得られた鋼板から圧延方向10mm×板幅方向10mmの試験片を切り出し、試験片を機械研磨により肉厚中心部付近まで研磨し、バフ研磨により鏡面に研磨した後、電解研磨等によりひずみを除去すると同時に肉厚中心層が測定面となるように調整し、X線回折により各結晶方位の回折強度を測定することにより評価した。
ランクフォード値は、得られた鋼板からJIS5号板状試験片を切り出すことにより、長手方向が圧延方向と平行な試験片、圧延方向に対して45°方向と平行な試験片、板幅方向と平行な試験片を製作し、これら試験片を用いてJISZ2241号に記載の方法に準拠した引張試験を行い、試験片に3%の単軸引張歪を与えたときの各試験片の幅ひずみ及び板厚ひずみの比から各ランクフォード値rC、rD、rLを測定することにより評価した。rLは、圧延方向のランクフォード値である。
シャルピー衝撃試験は、得られた鋼板から肉厚方向1/4位置からVノッチシャルピー試験片を製作し、JISZ2242に記載されている方法に準じ、試験温度が−40℃のときのシャルピー吸収エネルギーを測定することにより評価した。
各例では、引張強度については565MPa以上である例を合格とし、低温靭性についてはシャルピー吸収エネルギーが200J以上である例を合格とした。なお、各表において下線は発明の範囲外であることを示す。
製造No.1〜7は発明例であり、No.1〜5は鋼板、No.6〜7は鋼管の実施例である。これらはいずれも、その組成、金属組織、有効結晶粒径、X線ランダム強度比、肉厚、引張強度が本発明の条件を満足しており、rD値が1.0以上、rC値が1.0以上、シャルピー吸収エネルギーが200J以上と、低温靭性に優れた高強度鋼板が得られている。
また、これらはいずれも、その組成、肉厚、製造方法が本発明の条件を満足しているため、金属組織、有効結晶粒径、X線ランダム強度比、引張強度が本発明の条件を満足したものが得られている。
図1に、発明例の鋼板の肉厚中心部における組織写真の一例を示す。図1の写真は、製造No.2のものである。組織写真中、白く内部に微細な組織構造が無い部分がフェライトであり、フェライト以外の部分で、全体として灰色で内部に微細構造がある部分がベイナイトやマルテンサイトである。
製造No.8〜15は比較例である。製造No.8は、加熱温度が高いため有効結晶粒径が大きくなっており、低温靭性が劣化した例である。
製造No.9は、再結晶温度以上の温度域での1パスあたりの圧下率が低いため、目的とする集合組織の分布が得られておらず、変形特性の指標であるrD値、rC値が劣化した例である。
製造No.10は、再結晶温度以上の温度域での累積圧下率が低いため、再結晶によるオーステナイト粒径の微細化が十分達成できず、有効結晶粒径の増大を招き、低温靭性が劣化した例である。
製造No.11は、Ar3変態点以上再結晶温度未満の温度域での累積圧下率が低いため、{554}面の集合組織の発達が抑えられ、rC値が劣化した例である。
製造No.12は、冷却開始温度が高いため、{112}面及び{223}面のそれぞれの集合組織の発達が抑えられ、rD値が劣化した例である。
製造No.13は、冷却終了温度が高いため、強度が低下した例である。
製造No.14は、Ceq、Pcmがともに低いことと、再結晶温度以上の温度域での1パスあたりの圧下率が低いため、強度及びrD値、rC値が劣化した例である。
製造No.15は、Ceq、Pcmがともに高く、加熱温度が高いため有効結晶粒径が大きく、さらに強度が上昇することによって、靭性が低下した例である。
(3)さらに、質量%で、V:0.010〜0.100%、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.0001〜0.0020%、Ca:0.0040%以下、Mg:0.0017%以下、REM:0.005%以下のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする前記(1)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
(6)前記鋼片が、さらに、質量%で、V:0.010〜0.100%、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、B:0.0001〜0.0020%、Ca:0.0040%以下、Mg:0.0017%以下、REM:0.005%、以下のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする前記(6)の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Mgは、微細な酸化物として分散して析出し、HAZの粒径粗大化を抑制して低温靭性の向上に寄与する元素である。Mg量が0.0017%超であると、酸化物が粗大化することにより靭性が劣化する。したがって、Mg量は0.0017%以下とする。
Claims (7)
- 質量%で、
C :0.03〜0.08%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.50〜2.50%、
P :0.015%以下、
S :0.0050%以下、
Al:0.001〜0.080%、
N :0.0010〜0.0060%
Ti:0.005〜0.030%、
Nb:0.010〜0.050%、
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式(A)により表されるCeqが0.35〜0.50%であり、
下記式(B)により表されるPcmが0.15〜0.25%であり、
フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずれか1種又は2種との複合組織からなり、
肉厚中心部における有効結晶粒径が20μ以下であり、
肉厚中心部において板面と平行な{111}面のX線ランダム強度比が0.5〜5.0、{554}面のX線ランダム強度比が1.0〜3.0、{100}面のX線ランダム強度比が3.0以下、{112}面及び{223}面それぞれのX線ランダム強度比が0.5〜4.0であり、
肉厚が25mm以上であり、
引張強度が565MPa以上である
ことを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (A)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15
+V/10+5B (B)
ここで、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、Bは、各元素の質量%での含有量である。 - 鋼板の圧延方向に対して45°方向のランクフォード値rD、板幅方向のランクフォード値rCがそれぞれ1.0以上であることを特徴とする請求項1に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
- さらに、質量%で、
V :0.010〜0.100%
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Cr:1.0%以下、
Mo:1.0%以下
B :0.0001〜0.0020%
Ca:0.0040%以下、
Mg:0.0010%以下、
REM:0.005%以下
のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。 - 請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼板からなることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 質量%で、
C :0.03〜0.08%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.50〜2.50%、
P :0.015%以下、
S :0.0050%以下、
Al:0.001〜0.080%、
N :0.0010〜0.0060%
Ti:0.005〜0.030%、
Nb:0.010〜0.050%、
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式(A)により表されるCeqが0.35〜0.50%であり、
下記式(B)により表されるPcmが0.15〜0.25%である鋼片を加熱温度1000〜1150℃で加熱し、
続いて、再結晶温度以上の温度域において、1パスあたりの圧下率を、上記加熱温度が1000℃以上1050℃未満の時は5〜10%、上記加熱温度が1050℃以上1150℃以下のときは10〜15%とし、さらに、累積圧下率を35%以上として圧延し、
次いで、Ar3変態点以上再結晶温度未満の温度域において累積圧下率を70〜80%として圧延し、
続いて、Ar3変態点−50℃以上Ar3変態点未満の温度域を冷却開始温度とし、200〜500℃の温度域を冷却終了温度として水冷する
ことを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (A)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15
+V/10+5B (B)
ここで、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、Bは、各元素の質量%での含有量である。 - 前記鋼片が、さらに、質量%で、
V :0.010〜0.100%
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Cr:1.0%以下、
Mo:1.0%以下
B :0.0001〜0.0020%
Ca:0.0040%以下、
Mg:0.0010%以下、
REM:0.005%以下
のうちから選ばれた1種又は2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項5に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 請求項5又は6に記載の製造方法により得られた鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管の製造方法。
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