JPWO2013100106A1 - 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、炭素当量Ceqが0.30〜0.53であり、割れ感受性指数Pcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Description
本発明は、特に、原油及び天然ガス輸送用のラインパイプに好適な、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法に関する。
本願は、2011年12月28日に日本に出願された特願2011−287752号および特願2011−287699号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2011年12月28日に日本に出願された特願2011−287752号および特願2011−287699号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、原油や天然ガスの長距離輸送手段として、ラインパイプの重要性がより高まっている。そのような中、原油及び天然ガスの輸送効率向上のために、ラインパイプ用鋼管の内圧の高圧化が検討されている。これに伴い、ラインパイプ用鋼管の高強度化が要求されている。さらに、高強度ラインパイプ用鋼管には、溶接影響部(HAZ)靭性、母材靭性(耐アレスト性)、変形性能なども要求される。そのため、ベイナイト、マルテンサイトを主体とし、微細なフェライトを生成させた鋼板及び鋼管が提案されている(例えば、特許文献1〜3)。しかし、これらは、米国石油協会(API)規格X100(引張強さ760MPa以上)の高強度鋼板及び鋼管である。
一方、幹線パイプラインの素材として実用化されている、API規格X70(引張強さ570MPa以上)や、API規格X80(引張強さ625MPa以上)の高強度鋼管の高性能化も要求されている。これに対しては、ベイナイト中に微細なフェライトを生成させた母材を有する鋼管のHAZを加熱処理し、変形性能と低温靭性を高める方法が提案されている(例えば、特許文献4)。また、フェライト変態が起こり難く、HAZでの低温靭性が良好な成分を有する鋼板の母材に20〜90%のポリゴナルフェライトを生成させ、母材となる鋼板の低温靭性を高める方法が提案されている(例えば、特許文献5)。
このように、強度と靭性を両立させた、ベイナイト、マルテンサイトを主体とする鋼板及び鋼管を基に、さらに、フェライトを生成させて、母材靭性や変形性能などの特性を向上させる方法が提案されている。しかし、最近では、輸送効率の向上や深海での開発を可能とするために、API規格X70(以下、X70という)以上、更にはAPI規格X80(以下、X80という)以上の高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉化が要求されている。したがって、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管の低温靭性や変形性能に対する要求がますます高くなっている。
また、今後の原油および天然ガスの掘削域は、北極圏などの極寒地まで及ぶことが予想され、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管には−40℃以下、更には−60℃以下での低温靭性保証が要求されると予想される。特に鋼管を製造する際には、厚鋼板をUO、JCO、ベンドロールのいずれかの工程によって管状に成形した後、端部同士を突き合わせて、アーク溶接によるシーム部の溶接を行うが、板厚が厚肉化すると溶接による入熱が大入熱となり、溶接熱影響部(Heat
Affected Zone, HAZという。)の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題となる。
Affected Zone, HAZという。)の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題となる。
これに対して、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管のHAZの低温靭性を向上させる技術については、C量を極低量としてベイナイトを基本組織とする方法が提案されている(例えば、特許文献6〜7)。また、粒内変態を利用してHAZの組織を微細化する方法が提案されている(例えば、特許文献8〜10)。更に、結晶方位関係を規定したベイナイト組織を主体とし、合金元素の適正化によって靭性に有害なマルテンサイトとオーステナイトの混合組織(Martensite-Austenite constituent(以下「M−A」))を制御する方法(例えば、特許文献11)や、焼入れ性を高めて厚肉鋼板においてもベイナイトを主体とし、粒内ベイナイトを利用してHAZを微細化する方法(例えば、特許文献12〜13)も提案されている。
以上の方法は、HAZの低温靭性の向上に極めて効果的である。しかし、最近では、高強度ラインパイプ用鋼管のさらなる厚肉化や低温靭性に対する要求がますます高くなっており、20mm以上の厚肉、且つ−60℃以下といった極厚、極低温でのHAZ靭性が要求されている。
変形性能の向上のためには、母材となる鋼板及び鋼管の、軟質であるフェライトと硬質であるベイナイト、マルテンサイトの複合組織化が有効である。また、母材靭性の向上のためには、微細なフェライトを生成させたフェライト+ベイナイトからなる微細な金属組織とすることが有効である。
一方、HAZ靭性の向上のためには、炭素当量Ceq及び割れ感受性指数Pcmを制御し、更にB及びMoなどを添加することにより焼入れ性を高めて、粒界から生成する粗大なフェライト生成を抑制するとともに、Ti酸化物を利用した粒内変態組織を主体とする微細な金属組織とすることが有効である。したがって、フェライトの生成し易さの観点から、HAZ靭性と母材靭性の双方に最適な化学成分組成は相反するものである。
これを解決する方法として、BとMoを複合添加した焼入れ性の高い鋼においても熱間圧延工程において低温圧延することでフェライトを生成させる方法が提案されている。しかし、Mo添加は合金コストを増大させ、低温圧延は生産設備への付加が大きいため、生産性も低下する。したがって、低温靭性及び変形性能の両者を確保するためには高い合金コスト、生産コストを必要とし、これらを満足する高品質な高強度鋼板や鋼管を安価に大量生産することは極めて困難であった。
また、原油および天然ガスの等のラインパイプによる輸送効率の向上のためには、上述したように、高強度ラインパイプ用鋼管の高強度且つ厚肉化が有効である。しかし、鋼管の内圧の高圧化を図るべく、このように鋼管の管厚を厚肉とすると、低温でのHAZ靭性を保障することが困難になる。特に、20mm以上の厚肉材ではアーク溶接する時の入熱が大入熱となり、HAZの粒径が粗大化し、M−A量も増大するため、−40℃、更には−60℃といった極低温での靭性を保障することが極めて困難であった。そして、上述したような従来の方法では、20mm以上の厚肉、且つ−60℃以下といった、極厚かつ極低温でのHAZ靭性を確保することは不十分であった。
本発明は、このような実情に鑑み、炭素当量Ceq及び割れ感受性指数Pcmを制御し、更にBを添加してHAZでのフェライト生成を抑制させるために焼入れ性を高める。また一方、本発明は、母材となる高強度鋼板には低温圧延を必要とすることなく、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより、変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させる。本発明は、特に、高強度鋼板の合金コストおよび製造コストを低減し、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板、この高強度鋼板を母材とする高強度鋼管、および前記鋼板の製造方法の提供を課題とするものである。
なお、本発明では、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が4以下のフェライトをポリゴナルフェライトという。ここで、アスペクト比はフェライト粒の長さを幅で除した値である。
なお、本発明では、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が4以下のフェライトをポリゴナルフェライトという。ここで、アスペクト比はフェライト粒の長さを幅で除した値である。
従来、HAZ靭性を向上させるためには、BとMoを共に添加するとともに、焼入れ性の指標であるCeq及び溶接性の指標である割れ感受性指数Pcmを最適な範囲に制御していた。そして、母材靭性や変形性能を向上させるためには、熱間圧延工程における低温圧延を必要としていたため、低温靭性や変形性能に優れ、特に厚肉である高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管を安価に大量生産することは困難であった。
本発明は、Mo添加量を制限するとともに、焼入れ性の高い成分組成とすることにより、HAZにおいて、粗大な粒界フェライトを抑制させる。更に、このような成分組成とした鋼板に対する熱間圧延後の冷却条件を最適化することにより、母材となる鋼板において熱間圧延工程への負荷を軽減しても軟質かつ微細なポリゴナルフェライトと硬質なベイナイト、マルテンサイトとの複合組織としたものである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
[1]
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
前記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
前記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
[2]
前記母材鋼板が、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[1]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
前記母材鋼板が、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[1]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
[3]
質量%で、前記母材鋼板のCの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃であり、前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、[1]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
質量%で、前記母材鋼板のCの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃であり、前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、[1]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
[4]
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[5]
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[6]
前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[7]
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[8]
前記母材鋼板が、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
前記母材鋼板が、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[3]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
[9]
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[10]
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[11]
前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[12]
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、[8]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
[13]
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
上記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
上記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
[14]
さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[13]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[13]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
[15]
質量%で、Cの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃である、[13]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
質量%で、Cの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃である、[13]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
[16]
さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[15]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[15]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
[17]
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延工程を行い、10℃/s未満の平均冷却速度で冷却した後、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで、10℃/s以上の冷却速度で加速冷却する、変形性能と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)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
前記(式1)、(式2)、(式5)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延工程を行い、10℃/s未満の平均冷却速度で冷却した後、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで、10℃/s以上の冷却速度で加速冷却する、変形性能と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)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
前記(式1)、(式2)、(式5)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
[18]
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、[17]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、[17]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[19]
前記鋼片は、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[15]に記載の変形性能と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 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
前記鋼片は、さらに、質量%で、W:0.01〜0.50%、V:0.010〜0.100%、Nb:0.001〜0.200%、Zr:0.0001〜0.0500%、Ta:0.0001〜0.0500%、Mg:0.0001〜0.0100%、Ca:0.0001〜0.0050%、REM:0.0001〜0.0050%、Y:0.0001〜0.0050%、Hf:0.0001〜0.0050%、Re:0.0001〜0.0050%のうち1種又は2種以上を含有し、前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、[15]に記載の変形性能と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 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
[20]
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、[19]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、[19]に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、HAZでは粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、母材である鋼板には熱間圧延工程における低温圧延を必要とすることなくポリゴナルフェライトを生成させることが可能になる。これにより、強度及びHAZ靭性を向上させ、かつ、母材部の変形性能および低温靭性の極めて優れた高強度鋼板、更に、これを母材とする高強度鋼管を提供することができる。
以下、本発明の実施の形態について説明する。まず、本発明に至った本発明者らの知見について説明する。
一般的に、低温靭性の向上、特に、−40℃、更には、−60℃という極低温での靭性の確保には、結晶粒の微細化が有効である。特に、HAZの金属組織においては、結晶粒の微細化には、粗大な粒界フェライトの抑制が非常に有効である。しかしながら、HAZの粒界フェライトを抑制する効果を有する焼入れ性の高い化学成分組成では、母材の変形性能および低温靭性を向上させる微細なポリゴナルフェライトの生成が困難であることが分かった。
そこで、本発明者らは、溶接時の入熱および鋼管の板厚によって決まるHAZの熱履歴ではフェライトは生成しないが、熱間圧延工程ではポリゴナルフェライトを生成させることのできる高強度鋼板の製造方法を指向した。しかし、上述したように、本来ベイナイト、マルテンサイト組織主体の高強度鋼板を製造するために添加するMoやBを含む焼入れ性の高い化学成分組成では、高強度鋼板の母材にポリゴナルフェライトを生成させることは難しい。
Moは、Bとの複合添加により焼入れ性を大幅に向上させる元素であることが知られている。即ち、Mo−B複合添加鋼は、同じCeqを示すMoを含まないB添加鋼と比較してフェライト変態を更に遅延させる効果を持つことが示唆される。本発明者らは、まず、Mo−B複合添加鋼とMo以外の元素で焼入れ性を高めたB添加鋼について、金属組織がオーステナイトであり、再結晶しない温度域、即ち、未再結晶γ域での圧延条件とフェライト生成の関係を検討した。
まず、Mo以外の元素で焼入れ性を高めたB添加鋼として、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、焼入れ性の指標であるCeqが0.30〜0.53であり、溶接性の指標である割れ感受性Pcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。また、比較のため、Mo−B複合添加鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。
次に、得られた鋼片から高さ12mm、直径8mmの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した。加工熱処理として、圧下比を1.5とする1回の加工を施し、空冷に相当する0.2℃/sで冷却し、更に、水冷に相当する15℃/sで加速冷却した。なお、加工を与える温度(加工温度)は、加工されて延伸したフェライト(加工フェライトという)の生成、および生産性を低下させる低温圧延を避けるためにAr3以上の温度とした。冷却時の変態温度Ar3は、熱膨張曲線から求めた。
加工熱処理後、試験片のポリゴナルフェライトの面積率を測定した。なお、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が1〜4のフェライトをポリゴナルフェライトとした。
加工熱処理後、試験片のポリゴナルフェライトの面積率を測定した。なお、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が1〜4のフェライトをポリゴナルフェライトとした。
水冷に相当する15℃/sでの加速冷却を開始する温度(加速冷却開始温度)をAr3−70℃とし、上記加工温度を変化させて、ポリゴナルフェライトが生成する条件を検討した。結果を、図1に示す。なお、図1は、ポリゴナルフェライトの面積率を加工温度とAr3との差に対してプロットしたものであり、「◇」は、Mo−B複合添加鋼の結果、「○」は、Mo以外の元素で焼入れ性を高めたB添加鋼の結果である。図1に示したように、Mo−B複合添加鋼では、上記加工熱処理の圧延開始温度をAr3+60℃以下とし、圧下比が1.5以上とする低温圧延(歪み導入圧延)を行わなければ、面積率27%以上のポリゴナルフェライトが得られないことがわかった。つまり、Mo−B複合添加鋼の場合は加工温度を厳しく制御し、低温で圧延する必要がある。一方、Mo以外で焼入れ性を高めたB添加鋼は加工温度に因らず面積率27%以上のポリゴナルフェライトが生成することがわかった。
更に、熱間圧延後の加速冷却の開始温度とポリゴナルフェライトの面積率との関係、及びポリゴナルフェライトの面積率と変形性能、低温靭性それぞれとの関係について検討を行った。熱間圧延は、再加熱温度を1050℃とし、パス回数を20〜33回とし、Ar3以上で圧延を終了し、空冷した後、加速冷却として水冷を行った。なお、未再結晶γ域での圧下比を1.5以上とし、空冷した後、種々の温度から水冷(加速冷却)を開始した。
上記熱間圧延により得られた鋼板のポリゴナルフェライトの面積率は光学顕微鏡を用いて測定し、引張試験と落重試験(Drop Weight Tear Test、DWTTという)を行い、引張特性と低温靭性の評価を行った。
引張特性は、API規格の試験片を用いて評価し、引張強さ、降伏強度、及び降伏強度(YS)と引張強さ(TS)との比(YS/TS、降伏比という)を求めることにより、強度と変形性能とが両立可能となるようなポリゴナルフェライトの面積率を検討した。
また、DWTTは−60℃で行い、破面の延性破面率(Shear Area、SAという)を求め、低温靭性を評価した。
引張特性は、API規格の試験片を用いて評価し、引張強さ、降伏強度、及び降伏強度(YS)と引張強さ(TS)との比(YS/TS、降伏比という)を求めることにより、強度と変形性能とが両立可能となるようなポリゴナルフェライトの面積率を検討した。
また、DWTTは−60℃で行い、破面の延性破面率(Shear Area、SAという)を求め、低温靭性を評価した。
加速冷却開始温度とポリゴナルフェライトの面積率との関係を、図2に示す。なお、図2では、「○」はB添加鋼の結果であり、「◇」はMo-B添加鋼の結果である。図2から、Mo以外の元素で焼入れ性を高めたB添加鋼では、熱間圧延後の加速冷却開始温度をAr3−100℃〜Ar3−10℃とすれば、鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%となることがわかった。即ち、熱間圧延の終了後、Ar3以上の温度から、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の範囲内の温度まで空冷すると、面積率27〜90%のポリゴナルフェライトを生成させることができる。
また、Mo以外の元素で焼入れ性を高めたB添加鋼について、ポリゴナルフェライトの面積率と、引張強さ及び降伏比との関係を図3に示す。「○」は、ポリゴナルフェライトの面積率と降伏比との関係、「◇」は、ポリゴナルフェライトの面積率と引張強さとの関係である。図3から、ポリゴナルフェライトの面積率を27%以上とすれば、降伏比80%以下、ポリゴナルフェライトの面積率を50%以上とすれば、降伏比70%以下の極めて良好な変形性能が得られることがわかる。
また、図3から、X70に相当する570MPa以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を90%以下にすることが必要であることがわかる。更に、X80に相当する625MPa以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を75%以下とすることが好ましい。また、X80に相当する625MPa以上の引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を70%以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は60%以下である。
すなわち、図3より、ポリゴナルフェライトの面積率を27〜90%とすることにより、変形性能と強度とのバランスが良好になることがわかる。
また、図3から、X70に相当する570MPa以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を90%以下にすることが必要であることがわかる。更に、X80に相当する625MPa以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を75%以下とすることが好ましい。また、X80に相当する625MPa以上の引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を70%以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は60%以下である。
すなわち、図3より、ポリゴナルフェライトの面積率を27〜90%とすることにより、変形性能と強度とのバランスが良好になることがわかる。
さらに、ポリゴナルフェライトの面積率と−60℃での延性破面率SAとの関係を、図4に示す。図4から、延性破面率85%以上を得るためにポリゴナルフェライト面積率20%とすれば良いことがわかる。
以上のように、本発明者らは、HAZ及び母材の低温靭性、変形性能を向上させるべく、B添加鋼中に十分なポリゴナルフェライトを生成させるためには、Bとともに添加する第3元素として、Mo以外の合金元素を用いることが重要であることを見出した。本発明者らは、更なる詳細な検討を行い、以下の知見を得て本発明を完成させた。
B添加鋼中にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性及び変形性能を高めるためには、Bとともに添加する焼入れ性を向上させる第3元素の影響が重要である。そして、HAZ靭性を確保するためには、焼入れ性を高めた化学成分組成とする必要である。しかし、焼入れ性を高めるべくBとMoの複合添加とした場合には、圧延条件を厳しく制御する必要があり、生産コストが高くなるとともに、合金コストが高くなるという問題がある。したがって、Bとともに添加する第3元素として、Mo以外の焼入れ性向上元素を選択した化学成分組成とする必要がある。
また、焼入れ性を向上させるためには、焼入れ性の指標であるCeqを0.30〜0.53の範囲とし、さらには、焼入れ性を向上させる元素として、Cの他、Mn、Cr、Ni、Cuなどの元素を選択した。
また、焼入れ性を向上させるためには、焼入れ性の指標であるCeqを0.30〜0.53の範囲とし、さらには、焼入れ性を向上させる元素として、Cの他、Mn、Cr、Ni、Cuなどの元素を選択した。
また、熱間圧延後にポリゴナルフェライトを生成させるために、いわゆる歪み導入圧延を行う必要はない。ここで、歪み導入圧延とは、圧延開始温度をAr3+60℃以下、圧下比が1.5以上の条件で行われる熱間圧延である。本発明では、この歪み導入圧延を行わなくても、熱間圧延後の冷却条件を制御することのみで、変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させることができる。熱間圧延後の加速冷却開始温度をAr3−100℃〜Ar3−10℃とすることで鋼板のポリゴナルフェライトの面積率を27〜90%とすることができる。なお、加速冷却開始温度までの冷却は空冷にて行ってもよいが、平均冷却速度が10℃/s未満の緩冷却にて行ってもよい。
また、このように、熱間圧延後、上記加速冷却開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後、ベイナイト変態、マルテンサイト変態による強度の向上のため、10℃/s以上の平均冷却速度で加速冷却する。また、強度を確保するために、加速冷却はベイナイト生成温度Bs以下で停止させることが必要である。
また一方、低温でのHAZ靭性の向上、特に、−40℃、更には−60℃といた極低温でのHAZ靭性の確保には硬質第二相であるM−Aの低減および結晶粒の微細化が必要である。しかし、20mm以上の厚肉材では溶接時の入熱が大入熱となり、HAZの粒径が粗大化し、靭性に有害な硬質第二相であるM−Aも増大する。このため、−40℃、更には−60℃といった極低温でのHAZ靭性を保障することが極めて困難である。そこで次に、本発明者らは、溶接時のM−Aの生成を抑制し、さらに、粗大な粒界フェライトの生成を防止する方法を指向した。また、本発明者らは、酸化物を起点とした粒内変態を促進させ、さらに焼入れ性を高めることで、溶接時に生成される粒内変態組織を微細化して、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径を微細化し、HAZにおける低温靭性を向上させる方法を指向した。なお、本実施形態における粒内変態組織とは、介在物を微細に分散させ、それを起点として花弁状(放射状)に生成した粒内フェライトまたは粒内ベイナイトである。
そこで次に、本発明者らは、HAZでの粒内変態組織の生成温度に及ぼす成分の条件について検討を行った。
そこで次に、本発明者らは、HAZでの粒内変態組織の生成温度に及ぼす成分の条件について検討を行った。
まず、質量%で、C:0.010〜0.060%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.008%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、焼入れ性の指標であるCeqが0.30〜0.53であり、溶接性の指標である割れ感受性Pcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。
次に、得られた鋼片から長さ10mm、3mm径の試験片を切り出し、溶接部のHAZを模擬した熱処理を施した際のベイナイトと粒内変態組織のγ/α変態開始温度を熱膨張測定により測定した。このときのCeqとγ/α変態開始温度との関係を図5に示す。
さらに、鋼片から長さ120mm、12mm角の試験片を切り出し、溶接部のHAZを模擬した上記熱処理を施した後、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径をEBSP(Electron
Back Scatter Diffraction Pattern)法により測定した。なお、各結晶粒に15°以上の角度差を示した界面を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をHAZ靭性に有効な大角粒径(有効結晶粒径)として定義した。結果を図6に示す。なお、粒径は、結晶粒と同じ面積の円の半径である。
Back Scatter Diffraction Pattern)法により測定した。なお、各結晶粒に15°以上の角度差を示した界面を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をHAZ靭性に有効な大角粒径(有効結晶粒径)として定義した。結果を図6に示す。なお、粒径は、結晶粒と同じ面積の円の半径である。
また、鋼片から長さ120mm、12mm角の試験片を切り出し、溶接部のHAZを模擬した上記熱処理を施した後、シャルピー衝撃試験を行い、−60℃での吸収エネルギーを測定した。結果を図7に示す。
図5に示したように、Ceqの増加にともないγ/α変態開始温度が低下することがわかる。つまり、焼入れ性を高めることにより、粒内変態組織のγ/α変態開始温度を低温化させることができる。
図6に示したように、γ/α変態開始温度が低下するとともにベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径は微細化したが、一方で、γ/α変態開始温度が500℃未満の低温になると大角粒径が粗大化することがわかった。これは、γ/α変態開始温度の低下による結晶粒微細化効果は、生成する粒内変態組織の粒径微細化が大きく寄与するが、一方で、γ/α変態開始温度が低温になり過ぎると粒内変態組織が得られず、ベイナイト、マルテンサイト主体の組織となり結晶粒が粗大化したためと考えられる。γ/α変態開始温度の低温化による組織微細化は、低温で変態するほど過冷度が増大し、粒内変態の核の生成頻度が増して粒内変態が促進された結果、得られた効果だと考えられる。
図7は、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径と−60℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示す図である。図7に示したように、大角粒径が微細化すると−60℃におけるシャルピー吸収エネルギーは増加し、大角粒径が80μm以下のときに−60℃での吸収エネルギーが50J以上となることがわかる。つまり、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織を微細化させることにより、−60℃といった極低温においても優れた靭性を得られることがわかる。
以上のように、本発明者らは、溶接時のM−Aの生成を抑制し、さらに、鋼の焼入れ性を高めて粗大な粒界フェライトの生成を防止するとともに、介在物を起点とした粒内変態を生成させ、さらに、γ/α変態開始温度の制御によって粒内変態を促進させることで、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径を微細化し、HAZにおける低温靭性を向上させる方法を見出した。
溶接時のM−Aの生成を抑制するためには、Cの低減およびMoの制限が有効である。M−Aは溶接により高温にさらされたHAZがオーステナイト相となり、その後の冷却中に変態が進行する過程で、未変態のオーステナイト相へのCの濃縮が進行し、オーステナイト相が安定化した結果生成するものである。そのため、C量を低減することにより未変態オーステナイト相へのCの濃縮を抑制し、M−Aの生成を抑制する。また、このようにC量を低減するとともに、M−Aの生成に寄与するMo量も制限することにより、さらにM−Aの生成を抑制することが可能となる。
また、粒内変態を促進させるべく、Al量を低減し、Tiを適量添加することが有効である。Tiの酸化物は、微細に分散させると粒内変態の生成核として有効に作用する。しかし、Alを多量に添加すると、粒内変態の生成核として作用するTiの酸化物の生成が阻害されてしまうため、本発明ではTiを適量添加するとともに、Al量を低減する。
また、HAZにおける低温靭性を阻害する粗大な粒界フェライトの生成を抑制するためには、適量のB添加によって焼入れ性を高めることが非常に有効である。
また、ベイナイトと粒内変態組織からなる組織の大角粒径を、さらに微細化するためにはγ/α変態開始温度を低温化することが非常に重要であることが分かった。そこで、M−Aを増加させるMo以外の元素を用いて、γ/α変態開始温度を低温化させる。
また、HAZにおける低温靭性を阻害する粗大な粒界フェライトの生成を抑制するためには、適量のB添加によって焼入れ性を高めることが非常に有効である。
また、ベイナイトと粒内変態組織からなる組織の大角粒径を、さらに微細化するためにはγ/α変態開始温度を低温化することが非常に重要であることが分かった。そこで、M−Aを増加させるMo以外の元素を用いて、γ/α変態開始温度を低温化させる。
また、Mn、Cr、Cu、Niのいずれか1種または2種以上の添加により焼入れ性を高めてγ/α変態開始温度を低下させる。そして、低温にて変態した微細な粒内変態組織によってHAZでの金属組織をベイナイトとこの粒内変態組織とからなる微細粒とすることにより、HAZにおける低温靭性を高めることができる。
即ち、これまで報告されてきた粒内変態組織を利用した鋼と比べて、Cの低減およびMoの制限によりM−Aの生成をさらに低減する。そして、Mnと、Cr、Cu、Niのいずれか1種または2種以上の添加により焼入れ性を高めて、粒内変態組織のγ/α変態開始温度を低温化させ、HAZ靭性に対する有効結晶粒径をさらに微細化させる。
即ち、これまで報告されてきた粒内変態組織を利用した鋼と比べて、Cの低減およびMoの制限によりM−Aの生成をさらに低減する。そして、Mnと、Cr、Cu、Niのいずれか1種または2種以上の添加により焼入れ性を高めて、粒内変態組織のγ/α変態開始温度を低温化させ、HAZ靭性に対する有効結晶粒径をさらに微細化させる。
(成分組成)
次に、本発明における、高強度鋼管および高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成に関し、%は質量%を意味する。
次に、本発明における、高強度鋼管および高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成に関し、%は質量%を意味する。
(C:0.01〜0.080%)
Cは、鋼の強度を向上させる元素である。金属組織にベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させるため、Cを0.01%以上含有することが必要である。また、本発明では、高強度と高靭性を両立させるため、Cの含有量を0.080%以下とする。また、特にHAZの金属組織中におけるM−Aの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、Cの含有量を0.060%以下とする。なお、強度と靭性のバランスの観点から、C含有量を0.02〜0.070%とすることが好ましく、さらにHAZ靭性を考慮すると0.02〜0.050%とすることがより好ましい。
Cは、鋼の強度を向上させる元素である。金属組織にベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させるため、Cを0.01%以上含有することが必要である。また、本発明では、高強度と高靭性を両立させるため、Cの含有量を0.080%以下とする。また、特にHAZの金属組織中におけるM−Aの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、Cの含有量を0.060%以下とする。なお、強度と靭性のバランスの観点から、C含有量を0.02〜0.070%とすることが好ましく、さらにHAZ靭性を考慮すると0.02〜0.050%とすることがより好ましい。
(Si:0.01〜0.50%)
Siは、脱酸や強度向上に有用な元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にSiが0.01%以上含まれることが必要である。一方、鋼中に0.50%超のSiを含有させると、HAZの靭性が劣化するおそれがあるため、Siの含有量の上限を、0.50%とする。なお、強度と靭性のバランス、脱酸効率化の観点から、Si含有量を0.05〜0.3%とすることが好ましく、0.1〜0.25%とすることがより好ましい。
Siは、脱酸や強度向上に有用な元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にSiが0.01%以上含まれることが必要である。一方、鋼中に0.50%超のSiを含有させると、HAZの靭性が劣化するおそれがあるため、Siの含有量の上限を、0.50%とする。なお、強度と靭性のバランス、脱酸効率化の観点から、Si含有量を0.05〜0.3%とすることが好ましく、0.1〜0.25%とすることがより好ましい。
(Mn:1.2〜2.8%以下)
Mnは、安価な元素であり、焼入れ性の指標であるCeqを高め、ベイナイトと粒内変態組織のγ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しHAZ靭性を高めるために重要な元素である。また、一方、Mnは、Bと一緒に添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にMnが1.2%以上含まれることが必要である。
一方、Mnを過剰に添加すると、γ/α変態開始温度が低温化し過ぎて粒内変態組織が得られなり、粒径が粗大化してHAZ靭性を損なうため上限を2.8%とする。また、鋼を溶製する際の生産性の観点からは、Mnの上限を好ましくは2.5%、より好ましくは
2.2%とする。
Mnは、安価な元素であり、焼入れ性の指標であるCeqを高め、ベイナイトと粒内変態組織のγ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しHAZ靭性を高めるために重要な元素である。また、一方、Mnは、Bと一緒に添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にMnが1.2%以上含まれることが必要である。
一方、Mnを過剰に添加すると、γ/α変態開始温度が低温化し過ぎて粒内変態組織が得られなり、粒径が粗大化してHAZ靭性を損なうため上限を2.8%とする。また、鋼を溶製する際の生産性の観点からは、Mnの上限を好ましくは2.5%、より好ましくは
2.2%とする。
(S:0.0001〜0.0050%)
Sは、不純物であり、鋼中に0.0050%超のSを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下するため、Sの含有量を0.0050以下とする。なお、靭性の低下をより抑制するためには、0.003%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.0025%以下とすることが好ましい。一方、鋼板にTiの酸化物を微細に分散させると、MnSが析出して、粒内変態が生じ、母材鋼板及びHAZの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にSを0.0001%以上含有させることが必要である。したがって、Sの含有量は、0.0001〜0.0050%とする。
Sは、不純物であり、鋼中に0.0050%超のSを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下するため、Sの含有量を0.0050以下とする。なお、靭性の低下をより抑制するためには、0.003%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.0025%以下とすることが好ましい。一方、鋼板にTiの酸化物を微細に分散させると、MnSが析出して、粒内変態が生じ、母材鋼板及びHAZの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にSを0.0001%以上含有させることが必要である。したがって、Sの含有量は、0.0001〜0.0050%とする。
(Ti:0.003〜0.030%)
Tiは、母材鋼板及びHAZの結晶粒径の微細化に寄与するTiの窒化物を生成させるために重要な元素である。そのため、鋼中にTiが0.003%以上含まれることが必要である。HAZの結晶粒径をより微細にするためには、Tiの含有量が0.005%以上であることが好ましく、0.008%以上であることがより好ましい。
一方、鋼中にTiを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Tiの上限は、0.030%とする。また、Tiの酸化物をより微細に分散させるためには、Tiの含有量が0.028%以下であることが好ましく、0.025%以下であることがより好ましい。
Tiの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。なお、Tiを添加する際の酸素量が多いと、粗大なTiの酸化物を生成するため、製鋼時には、Si及びMnにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Alの酸化物は、Tiの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のAlを添加することは好ましくない。
Tiは、母材鋼板及びHAZの結晶粒径の微細化に寄与するTiの窒化物を生成させるために重要な元素である。そのため、鋼中にTiが0.003%以上含まれることが必要である。HAZの結晶粒径をより微細にするためには、Tiの含有量が0.005%以上であることが好ましく、0.008%以上であることがより好ましい。
一方、鋼中にTiを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Tiの上限は、0.030%とする。また、Tiの酸化物をより微細に分散させるためには、Tiの含有量が0.028%以下であることが好ましく、0.025%以下であることがより好ましい。
Tiの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。なお、Tiを添加する際の酸素量が多いと、粗大なTiの酸化物を生成するため、製鋼時には、Si及びMnにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Alの酸化物は、Tiの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のAlを添加することは好ましくない。
(B:0.0003〜0.005%)
Bは、焼入れ性を著しく高め、HAZでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にBが0.0003%以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Bの含有量が、0.0005%以上であることが好ましい。
一方、鋼中にBを過剰に添加すると、粗大なBNが生じ、特にHAZの靭性が低下するため、Bの含有量の上限は、0.005%とする。
Bは、焼入れ性を著しく高め、HAZでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にBが0.0003%以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Bの含有量が、0.0005%以上であることが好ましい。
一方、鋼中にBを過剰に添加すると、粗大なBNが生じ、特にHAZの靭性が低下するため、Bの含有量の上限は、0.005%とする。
(N:0.0010〜0.008%)
NはTiNを形成し、スラブ再加熱時及びHAZのγ粒の粗大化を抑制して母材、HAZの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は0.0010%である。
一方、Nを過剰に含有させると、BNが生成してBの焼入れ性向上効果を損なう結果、粗大な粒界フェライトを生成しHAZ靭性を損なう、又は粗大なBNを生成してHAZ靭性を損なう。そのため、Nの上限を0.008%とする。なお、N添加による効果を安定して得るためにはN含有量を0.0020〜0.007とすることが好ましい。
NはTiNを形成し、スラブ再加熱時及びHAZのγ粒の粗大化を抑制して母材、HAZの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は0.0010%である。
一方、Nを過剰に含有させると、BNが生成してBの焼入れ性向上効果を損なう結果、粗大な粒界フェライトを生成しHAZ靭性を損なう、又は粗大なBNを生成してHAZ靭性を損なう。そのため、Nの上限を0.008%とする。なお、N添加による効果を安定して得るためにはN含有量を0.0020〜0.007とすることが好ましい。
(O:0.0001〜0.0080%)
Oは、不純物であり、介在物の生成による靭性の低下を避けるために、含有量の上限を0.0080%にすることが必要である。
一方、粒内変態に寄与するTiの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するO量を、0.0001%以上とする。
なお、靭性の確保とTi酸化物生成とのバランスを考慮すると、0.0010〜0.0050%とすることが好ましい。
Oは、不純物であり、介在物の生成による靭性の低下を避けるために、含有量の上限を0.0080%にすることが必要である。
一方、粒内変態に寄与するTiの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するO量を、0.0001%以上とする。
なお、靭性の確保とTi酸化物生成とのバランスを考慮すると、0.0010〜0.0050%とすることが好ましい。
(P:0.050%以下)
Pは、不純物であり、鋼中に0.050%超のPを含有すると、母材鋼板の靭性が著しく低下する。したがって、Pの含有量を0.050%以下に制限する。HAZの靭性を向上させるには、Pの含有量を0.020%以下に制限することが好ましい。なお、Pの含有量の下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。
Pは、不純物であり、鋼中に0.050%超のPを含有すると、母材鋼板の靭性が著しく低下する。したがって、Pの含有量を0.050%以下に制限する。HAZの靭性を向上させるには、Pの含有量を0.020%以下に制限することが好ましい。なお、Pの含有量の下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。
(Al:0.020%以下)
Alは、脱酸剤であるが、介在物の生成を抑制して鋼板及びHAZの靭性を高めるには、上限を0.020%にすることが必要である。このようにAlの含有量を制限することにより、粒内変態に寄与するTiの酸化物を微細に分散させることができる。特に、粒内変態に寄与するTiの酸化物を十分に生成させるためには、Alの上限は0.008%とする。Tiの酸化物を微細に分散させるためには、Alの上限が0.005%であることが好ましく、より安定的にTiの酸化物を得るためには、Alの上限が0.003%であることがより好ましい。なお、Alの含有量の下限値は特に定めないが、0%超であってもよい。
Alは、脱酸剤であるが、介在物の生成を抑制して鋼板及びHAZの靭性を高めるには、上限を0.020%にすることが必要である。このようにAlの含有量を制限することにより、粒内変態に寄与するTiの酸化物を微細に分散させることができる。特に、粒内変態に寄与するTiの酸化物を十分に生成させるためには、Alの上限は0.008%とする。Tiの酸化物を微細に分散させるためには、Alの上限が0.005%であることが好ましく、より安定的にTiの酸化物を得るためには、Alの上限が0.003%であることがより好ましい。なお、Alの含有量の下限値は特に定めないが、0%超であってもよい。
(Mo:0.03%以下)
Moは、特にBとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高め、母材鋼板の高強度化、HAZ靭性の向上にとって有効な元素であるが、Moの添加は、母材鋼板におけるポリゴナルフェライトの生成を困難にし、これにより、母材の低温靭性及び変形性能を十分に確保できなくなるおそれがある。そのため、母材靭性および変形性能の向上のために、Mo量を0.03%以下に制限する。また、Moは高価な元素であり、合金コストの観点からはMoを添加しない方が好ましい。
Moは、特にBとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高め、母材鋼板の高強度化、HAZ靭性の向上にとって有効な元素であるが、Moの添加は、母材鋼板におけるポリゴナルフェライトの生成を困難にし、これにより、母材の低温靭性及び変形性能を十分に確保できなくなるおそれがある。そのため、母材靭性および変形性能の向上のために、Mo量を0.03%以下に制限する。また、Moは高価な元素であり、合金コストの観点からはMoを添加しない方が好ましい。
(Cr、Cu、Ni)
また、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、1上記元素に加え、Cr、Cu、Niの1種以上を含む。Crは、Bとともに添加しても低温圧延することなく母材鋼板にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる元素である。また、Crは、安価な元素であり焼入れ性の指標であるCeqを高め、γ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しHAZ靭性を高めるために重要な元素である。また、Cu、Niは靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、焼入れ性の指標であるCeqを高め、HAZ靭性を向上させる。さらに、Cu、NiはBとともに添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させる。また、Cu、Niはγ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化させる元素である。なお、CuとNiは、表面疵の発生を抑制するために、複合して含有させることが好ましい。
後述するように、これらCr、Cu、Niの含有量は、(式1)(もしくは、(式1’))によって求められるCeqが0.30〜0.53となるように制限され、かつ、(式2)(もしくは、(式2’))によって求められるPcmが0.10〜0.20となるように制限される。また、特にHAZの金属組織中におけるM−Aの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、(式3)によって求められるγ/α変態開始温度が500〜600℃となるように制限される。
また、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、1上記元素に加え、Cr、Cu、Niの1種以上を含む。Crは、Bとともに添加しても低温圧延することなく母材鋼板にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる元素である。また、Crは、安価な元素であり焼入れ性の指標であるCeqを高め、γ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しHAZ靭性を高めるために重要な元素である。また、Cu、Niは靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、焼入れ性の指標であるCeqを高め、HAZ靭性を向上させる。さらに、Cu、NiはBとともに添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させる。また、Cu、Niはγ/α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化させる元素である。なお、CuとNiは、表面疵の発生を抑制するために、複合して含有させることが好ましい。
後述するように、これらCr、Cu、Niの含有量は、(式1)(もしくは、(式1’))によって求められるCeqが0.30〜0.53となるように制限され、かつ、(式2)(もしくは、(式2’))によって求められるPcmが0.10〜0.20となるように制限される。また、特にHAZの金属組織中におけるM−Aの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、(式3)によって求められるγ/α変態開始温度が500〜600℃となるように制限される。
更に、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、W、V、Nb、Zr、Taのうち、1種又は2種以上を添加しても良い。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことは無いため、不純物と見做すことができる。
(W、V、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re)
更に、本発明では、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、W、V、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Reのうち、1種又は2種以上を含有してもよい。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないので、不純物と見做すことができる。
更に、本発明では、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、W、V、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Reのうち、1種又は2種以上を含有してもよい。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないので、不純物と見做すことができる。
W、V、Nb、Zr、Taはそれぞれ、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、1種又は2種以上を含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、W量の下限は0.01%、V量の下限は0.010%、Nb量の下限は0.001%、Zr量、Ta量の下限は、共に0.0001%とすることが好ましい。
一方、Wを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が過剰に上昇し、靭性を損なうことがあるため、W量の上限を0.50%とすることが好ましい。また、V、Nb、Zr、Taを過剰に添加すると、炭化物、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、V量の上限を0.100%、Nb量の上限を0.200%、Zr、Ta量の上限を共に0.0500%とすることが好ましい。
一方、Wを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が過剰に上昇し、靭性を損なうことがあるため、W量の上限を0.50%とすることが好ましい。また、V、Nb、Zr、Taを過剰に添加すると、炭化物、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、V量の上限を0.100%、Nb量の上限を0.200%、Zr、Ta量の上限を共に0.0500%とすることが好ましい。
Mg、Ca、REM、Y、Hf、Reは、それぞれ介在物の形態を制御して、靭性の向上を図る元素であり、1種又は2種以上を含有させても良い。
Mgは、酸化物の微細化や、硫化物の形態抑制に効果を発現する元素である。特に、微細なMgの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、0.0001%以上のMgを含有することが好ましい。一方0.0100%を超える量のMgを含有すると、粗大な酸化物が生成して、HAZの靭性を低下させることがあるため、Mg量の上限を0.0100%とすることが好ましい。
Mgは、酸化物の微細化や、硫化物の形態抑制に効果を発現する元素である。特に、微細なMgの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、0.0001%以上のMgを含有することが好ましい。一方0.0100%を超える量のMgを含有すると、粗大な酸化物が生成して、HAZの靭性を低下させることがあるため、Mg量の上限を0.0100%とすることが好ましい。
Ca及びREMは、硫化物の形態制御に有用な元素であるとともに、硫化物を生成して圧延方向に伸長したMnSの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する元素である。これらの効果を得るためには、Ca量、REM量の下限を、共に0.0001%以上とすることが好ましい。一方、Ca量、REM量は、0.0050%を超えると酸化物が増加して、微細なTi含有酸化物が減少し、粒内変態の生成を阻害することがあるため、Ca量、REM量それぞれを0.0050%以下とすることが好ましい。
Y、Hf、Reも、Ca、REMと同様の効果を発現する元素であり、過剰に添加すると粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Y、Hf、Re量の好ましい範囲は、それぞれ、0.0001〜0.0050%である。
また、上記した元素以外の残部は実質的にFeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。
(炭素当量Ceq)
本発明においては、鋼板及びHAZの低温靭性を確保するために、焼入れ性向上に寄与する元素である、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、及び、Vのそれぞれの含有量[質量%]から計算される、下記(式1)の炭素当量Ceqを0.30〜0.53とする。炭素当量Ceqは溶接部の最高硬さと相関があることが知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1)
本発明においては、鋼板及びHAZの低温靭性を確保するために、焼入れ性向上に寄与する元素である、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、及び、Vのそれぞれの含有量[質量%]から計算される、下記(式1)の炭素当量Ceqを0.30〜0.53とする。炭素当量Ceqは溶接部の最高硬さと相関があることが知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1)
ここで、前記(式1)におけるC、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
なお、本発明において、更にVを含む場合は、Ceqは、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められる。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
ここで、前記(式1’)におけるC、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Vは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
(割れ感受性指数Pcm)
また、鋼板及びHAZの低温靭性を確保するために、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、及び、Bの含有量[質量%]から計算される、下記(式2)の割れ感受性指数Pcmを0.10〜0.20とする。割れ感受性指数Pcmは溶接時の低温割れの感受性を推測できる係数として知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
また、鋼板及びHAZの低温靭性を確保するために、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、及び、Bの含有量[質量%]から計算される、下記(式2)の割れ感受性指数Pcmを0.10〜0.20とする。割れ感受性指数Pcmは溶接時の低温割れの感受性を推測できる係数として知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
ここで、前記(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
なお、本発明において、更にVを含む場合は、Pcmは、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる。
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
ここで、前記(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。
また、特に−60℃といった極低温において良好なHAZ靭性を得るためには、ベイナイトと粒内変態組織からなる金属組織の大角粒径が80μm以下の微細組織とする必要がある。そのためには、CeqとPcmの制限に加えて、更に下記(式3)によって求められるHAZでのγ/α変態開始温度を500〜600℃とする。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3)
(金属組織)
本発明の高強度鋼管における母材鋼板の金属組織、および、本発明の高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライトを主とし、残部に硬質相を含む。ここで、図8は、母材鋼板の金属組織を示す写真である。図9は、母材鋼板の金属組織を説明するための模式図である。ポリゴナルフェライトとは、熱間圧延後の空冷時に、比較的高温で生成されるフェライトである。ポリゴナルフェライトは、アスペクト比が1〜4であり、圧延されて延伸したフェライト(加工フェライト)や、熱間圧延後の加速冷却時に比較的低温で生成される、針状のフェライト(アシキュラーフェライト)やウィドマンステッテンフェライトとは区別される。ここで、アスペクト比は、フェライト粒の長さを幅で除した値である。
また、ポリゴナルフェライトは、光学顕微鏡により、粒内に粗大なセメンタイトやマルテンサイト−オーステナイト複合体(M−Aという)などの析出物を含まない、白い丸みを帯びた塊状の組織として観察される。
また、ポリゴナルフェライトは、光学顕微鏡により、粒内に粗大なセメンタイトやマルテンサイト−オーステナイト複合体(M−Aという)などの析出物を含まない、白い丸みを帯びた塊状の組織として観察される。
また、上記硬質相は、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる組織である。なお、光学顕微鏡で観察される組織では、ポリゴナルフェライト及びベイナイトとマルテンサイトとの残部として、残留オーステナイト、M−Aを含むことがある。母材中のM−A分率は、8.0%以下が望ましい。
図9に示したように、母材鋼板の金属組織では、白い丸みを帯びた塊状のポリゴナルフェライト1に対し、ベイナイト等の硬質相2は例えばラス状や板状に現れ、M−A3はポリゴナルフェライト1の粒外に現れている。
図9に示したように、母材鋼板の金属組織では、白い丸みを帯びた塊状のポリゴナルフェライト1に対し、ベイナイト等の硬質相2は例えばラス状や板状に現れ、M−A3はポリゴナルフェライト1の粒外に現れている。
鋼板におけるポリゴナルフェライトの面積率は27%以上とする。上述のように、焼入れ性を高めた成分組成を有する鋼板では、ポリゴナルフェライトを生成させ、かつ、残部をベイナイトとマルテンサイトの硬質相とすることで、強度と変形性能のバランスが良好になる。ポリゴナルフェライトの面積分率が27%以上では、変形性能の指標である降伏比(YS/TS)が80%以下、ポリゴナルフェライトの面積率が50%以上では、降伏比が70%以下となり、良好な変形性能を得ることができる。
一方、強度を確保するためには、ポリゴナルフェライトの面積率を90%以下とすることが必要である。図3に示されるように、ポリゴナルフェライトの面積率を90%以下とすることにより、X70以上に相当する引張強さを確保することができる。更に、強度を高め、X80以上に相当する引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を80%以下とすることが好ましい。また、X80に相当する引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を70%以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は60%以下である。
また、ポリゴナルフェライトの面積率を27〜90%とすることにより、鋼板の強度と靭性のバランスが良好になる。ポリゴナルフェライトの面積率を20%以上とすることにより、図4に示されるように、鋼板の低温靭性は著しく向上し、−60℃でのDWTT延性破面率を85%以上とすることができる。
また、鋼板の金属組織において、ポリゴナルフェライトの残部はベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相である。硬質相の面積率は、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であることから、10〜73%になる。
ベイナイトは、ラス状、板状、塊状のベイニティックフェライト間またはベイニティックフェライト内に炭化物、残留オーステナイト、M−Aが位置している組織として定義される。マルテンサイトは、炭素が過飽和に固溶したラス状、板状のフェライトからなる組織であり、炭化物は析出していない。残留オーステナイトは、高温で生成したオーステナイトがγ/α変態せず、室温で残留したオーステナイトである。
なお、本発明の高強度鋼板の板厚は限定されるものではないが、20〜40mmで特に有効である。同様に、本発明の高強度鋼管における母材鋼板の板厚は限定されるものではないが、20〜40mmで特に有効である。
(HAZの金属組織)
また、本発明の高強度鋼管において、特に−60℃といった極低温において良好なHAZ靭性を得るためには、HAZにおける旧γ粒内の金属組織は、粒内変態組織を含むことが重要である。
また、本発明の高強度鋼管において、特に−60℃といった極低温において良好なHAZ靭性を得るためには、HAZにおける旧γ粒内の金属組織は、粒内変態組織を含むことが重要である。
図10(a)、(b)は、本発明の高強度鋼管におけるHAZの組織を説明するための模式図であり、粒内変態組織を説明するための図である。図10(a)は、旧γ粒内に粒内変態組織12が含まれていない状態を示し、図10(b)は、旧γ粒内に粒内変態組織12が含まれた状態を示している。後述するように、本発明の高強度鋼管は、例えば高強度鋼板(母材)を管状に成形し、突き合せ部を溶接し、拡管することにより製造される。その際、溶接金属から所定の距離の範囲がHAZとなる。
図10(a)、(b)において、符号11は旧γ(オーステナイト)粒界を示しており、この旧γ粒界11で囲まれた領域が旧γ粒内である。旧γ粒界は溶接によって高温にさらされた母材組織がオーステナイトに変態した際のオーステナイト粒界である。旧γ粒内は溶接後の冷却過程でγ/α変態し、粒内変態組織12を含む組織となる。
図10(a)、(b)は、HAZにおいて、二つの旧γ粒G1、G2が接している金属組織を示している。図10(a)、(b)に示すような金属組織は、HAZをナイタールなどでエッチングし、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いて100倍〜500倍程度に拡大することで観察することができる。
本発明の高強度鋼管では、特にAlを0.005%以下とすることにより、鋼中にTi酸化物を微細に分散させ、そのTi酸化物(介在物)を起点として、HAZにおける旧γ粒内に粒内変態組織を生成させることができる。
ここで、図10(a)に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織12が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒14が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図10(b)に示すように、HAZにおける旧γ粒内では、Al量が低減され、Tiが適量添加されていることにより、Ti酸化物12が微細に分散した状態となる。(なお、Ti酸化物12は非常に微細である。)
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したTi酸化物12を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状(花びら状)に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織13と称す。粒内変態組織13は、符号14で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒14を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
ここで、図10(a)に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織12が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒14が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図10(b)に示すように、HAZにおける旧γ粒内では、Al量が低減され、Tiが適量添加されていることにより、Ti酸化物12が微細に分散した状態となる。(なお、Ti酸化物12は非常に微細である。)
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したTi酸化物12を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状(花びら状)に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織13と称す。粒内変態組織13は、符号14で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒14を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
図10(b)に示すように、本発明の高強度鋼管では、粒内変態組織13が旧γ粒内の粗大なベイナイト組織、マルテンサイト組織(ベイナイト粒、マルテンサイト粒14)を分断することで、HAZ組織が全体的に微細化する。なお、図10(b)では、一方の旧γ粒G1内においてのみ、ベイナイト粒、マルテンサイト粒14が粒内変態組織13によって分断された状態を示しているが、同様に、他方の旧γ粒G2内においても、粒内変態組織13が生成され、ベイナイト粒、マルテンサイト粒14が分断された状態となる。
即ち、Alを0.008%以下に制限し、Tiを適量添加することでTi酸化物を微細分散させた本発明の高強度鋼管では、HAZにおける旧γ粒内から多数の粒内変態組織が生成されることとなり、旧γ粒内に生成する粗大なベイナイト(またはマルテンサイト)を分断することでHAZ組織全体が微細化し、HAZ靭性が向上する。
即ち、Alを0.008%以下に制限し、Tiを適量添加することでTi酸化物を微細分散させた本発明の高強度鋼管では、HAZにおける旧γ粒内から多数の粒内変態組織が生成されることとなり、旧γ粒内に生成する粗大なベイナイト(またはマルテンサイト)を分断することでHAZ組織全体が微細化し、HAZ靭性が向上する。
このように、HAZにおける金属組織の大角粒径は80μm以下となるように、多数の粒内変態組織を生成させることが望ましい。極低温におけるHAZ靭性をより高めるには、HAZの金属組織の大角粒径を70μm以下とすることが好ましく、さらに好ましくは60μm以下とする。なお、上述したように、大角粒径は、15°以上の角度差を示した界面を粒界とみなした結晶粒の粒径であり、EBSP(Electron Back Scatter Diffraction
Pattern)法により測定される。HAZの金属組織において、角度差を示した界面(粒界)を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をHAZ靭性に有効な大角粒径(有効結晶粒径)として定義される。
Pattern)法により測定される。HAZの金属組織において、角度差を示した界面(粒界)を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をHAZ靭性に有効な大角粒径(有効結晶粒径)として定義される。
本発明では、上記(式3)によって求められるHAZでのγ/α変態開始温度を500〜600℃とすることにより、粒内変態組織の生成を促進し、HAZにおける金属組織の大角粒径を80μm以下にする。ここで、図11は、γ/α変態開始温度が600℃超の場合のHAZの金属組織を示す写真である。また、図12は、γ/α変態開始温度が500〜600℃の場合の、HAZの金属組織を示す写真である。図中の矢印で示した箇所に粒内変態組織の生成核となるTi酸化物が存在している。これら図11、12は、γ/α変態開始温度が異なるものの、Al量、Ti量、酸素量はほぼ同じであるため、Ti酸化物の分散状態も同じであると考えられる。しかしながら、図11に示すように、γ/α変態開始温度が600℃超の場合では、粒内変態組織の生成数が少なくなり、大角粒径が80μmを超えてしまう。なお、同様に、γ/α変態開始温度が500℃未満の低温になると大角粒径は80μmを超えてしまう。これに対して、図12に示すように、γ/α変態開始温度が500〜600℃の場合は、粒内変態が促進され、多数の粒内変態組織が生成するため、大角粒径が80μm以下となる。
また、本発明の高強度鋼管において、M−Aは、HAZ靭性に有害な組織である。そのため、HAZにおけるM−Aは、面積分率で2.5%以下とする。なお、安定的に良好なHAZ靭性を得るためには、面積分率で2.2%以下とすることが好ましく、より良好なHAZ靭性を得るためには1.7%以下とすることが好ましく、1.3%以下とすることがより好ましい。
ここで、図13は、M−Aの面積分率が2.2%の場合の、HAZの金属組織を示す写真である。また、図14は、M−Aの面積分率が3.0%の場合の、HAZの金属組織を示す写真である。これら図13、14において、M−Aは、白い部分として現れている。図13に示すように、M−Aの面積分率が2.2%の場合では、vTrs(破面遷移温度)は−65℃となり、−60℃以下での低温靭性が保証される。これに対して、図14に示すように、M−Aの面積分率が3.0%の場合では、vTrs(破面遷移温度)は−55℃となり、−60℃以下での低温靭性が保証されなくなってしまう。
なお、これら図13、14において、M−An分率の測定は、光学顕微鏡を用いて500倍でHAZの金属組織を観察した際の面積分率によって行われる。
ここで、図13は、M−Aの面積分率が2.2%の場合の、HAZの金属組織を示す写真である。また、図14は、M−Aの面積分率が3.0%の場合の、HAZの金属組織を示す写真である。これら図13、14において、M−Aは、白い部分として現れている。図13に示すように、M−Aの面積分率が2.2%の場合では、vTrs(破面遷移温度)は−65℃となり、−60℃以下での低温靭性が保証される。これに対して、図14に示すように、M−Aの面積分率が3.0%の場合では、vTrs(破面遷移温度)は−55℃となり、−60℃以下での低温靭性が保証されなくなってしまう。
なお、これら図13、14において、M−An分率の測定は、光学顕微鏡を用いて500倍でHAZの金属組織を観察した際の面積分率によって行われる。
なお、本発明における高強度鋼管の周方向を引張方向とした際、母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである場合に、より本発明の効果を享受することができる。
(製造方法)
次に、本発明の高強度鋼板および高強度鋼管の製造方法について説明する。先ず、上記成分組成からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延を行い、その後、緩冷し、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から、10℃/s以上の平均冷却速度で、下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで加速冷却する。
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
ここで、上記(式4)におけるC、Mn、Ni、Cr、及び、Moは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
次に、本発明の高強度鋼板および高強度鋼管の製造方法について説明する。先ず、上記成分組成からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延を行い、その後、緩冷し、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から、10℃/s以上の平均冷却速度で、下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで加速冷却する。
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
ここで、上記(式4)におけるC、Mn、Ni、Cr、及び、Moは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
上述したBを含有する成分組成とすることで、HAZでのフェライト生成を抑制させるために焼入れ性を高めるが、母材となる高強度鋼板には変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させることができる。特に、本発明によれば、Bとともに添加する第3元素として、Mo以外の焼入れ性向上元素を選択することで、圧延工程に負荷をかける低温での圧延を必要とせず、熱間圧延後の加速冷却の開始温度をAr3−100℃〜Ar3−10℃とするだけで鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%となる。
製造方法において、まず、製鋼工程で上記成分組成からなる鋼を溶製した後、鋳造して鋼片とする。製鋼工程においては、Si、Mnを添加して弱脱酸を行った後、Tiを添加して、上記成分組成となるよう溶製した後、鋳造して鋼片とする。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えばよいが、生産性の観点から連続鋳造が好ましい。そして、鋼片を熱間圧延のために再加熱する。
熱間圧延時の再加熱温度は950℃以上とする。これは、鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で熱間圧延を行い、母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。
加熱温度の上限は特に規定しないが、有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、加熱温度を1250℃以下とすることが好ましい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率を高めるためには、加熱温度の上限を1100℃以下にすることがより好ましく、さらに1050℃以下にすることがより好ましい。
熱間圧延時の再加熱温度は950℃以上とする。これは、鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で熱間圧延を行い、母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。
加熱温度の上限は特に規定しないが、有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、加熱温度を1250℃以下とすることが好ましい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率を高めるためには、加熱温度の上限を1100℃以下にすることがより好ましく、さらに1050℃以下にすることがより好ましい。
次に、加熱された鋼片に対し、温度と圧下比を制御しながら複数回のパスの熱間圧延を実施し、終了後、空冷して、加速冷却を行う。母材鋼板の結晶粒径を微細にするためには、900℃超の再結晶域での熱間圧延の圧下比を2.0以上とすることが好ましい。再結晶域での圧下比は、鋼片の板厚と900℃での板厚との比である。また、熱間圧延は、母材の組織がオーステナイト単相になるAr3温度以上で終了することが必要である。Ar3温度未満で熱間圧延を行うと、生産性が低下する。また、アスペクト比が4を超える加工フェライトが生成され、セパレーションという破面形態が形成されてシャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが低下する。
なお、本発明では、熱間圧延工程の最終において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃とし、900℃以下の未再結晶γ域で行う未再結晶γ域圧延を行ってもよい。この場合、生産性を考慮すると圧延開始温度はAr3+60〜Ar3+100℃とすることが好ましい。母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、未再結晶γ域での熱間圧延の圧下比は、2.5以上、更に微細にするには圧下比を3.0以上とすることが好ましい。なお、本発明において、未再結晶γ域圧延の圧下比とは、900℃での板厚を熱間圧延終了後の板厚で除した比である。
なお、未再結晶γ域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが、熱間圧延前の鋼片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、12.0以下である。
なお、本発明では、熱間圧延工程の最終において、圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃とし、900℃以下の未再結晶γ域で行う未再結晶γ域圧延を行ってもよい。この場合、生産性を考慮すると圧延開始温度はAr3+60〜Ar3+100℃とすることが好ましい。母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、未再結晶γ域での熱間圧延の圧下比は、2.5以上、更に微細にするには圧下比を3.0以上とすることが好ましい。なお、本発明において、未再結晶γ域圧延の圧下比とは、900℃での板厚を熱間圧延終了後の板厚で除した比である。
なお、未再結晶γ域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが、熱間圧延前の鋼片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、12.0以下である。
本発明では、Bとともに添加する第3元素として、Mo以外の焼入れ性向上元素を選択することが、極めて重要である。これは、BとMoとの複合添加により焼入れ性効果を大幅に向上させたMo−B複合添加鋼では、フェライト変態が著しく遅延してしまうためである。
そして、このようにMo以外の元素を選択し、焼入れ性を高めれば、HAZへの粒界フェライトの生成を抑制するとともに、母材中にポリゴナルフェライトを生成させることが容易になる。このとき、Mo以外の合金元素を用いて焼入れ性の指標であるCeqを0.30〜0.53の範囲とする。そのために、Cの他、Mn、Cr、Ni、Cuなどの元素を選択しても良い。
そして、このようにMo以外の元素を選択し、焼入れ性を高めれば、HAZへの粒界フェライトの生成を抑制するとともに、母材中にポリゴナルフェライトを生成させることが容易になる。このとき、Mo以外の合金元素を用いて焼入れ性の指標であるCeqを0.30〜0.53の範囲とする。そのために、Cの他、Mn、Cr、Ni、Cuなどの元素を選択しても良い。
母材中にポリゴナルフェライトを生成させるためには、熱間圧延の圧延開始温度をAr3+60℃以下の低温とし、圧下比を1.5以上で行う歪み導入圧延(低温圧延)を必要としない。しかし、熱間圧延後の加速冷却は、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の範囲で開始する必要がある。これにより、母材となる鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%となる。なお、好ましくは、加速冷却の開始温度をAr3−70℃〜Ar3−20℃の範囲内とする。
なお、上記未再結晶γ域圧延の前に、再結晶圧延を行ってもよい。再結晶圧延は、900℃超の再結晶域での圧延であり、未再結晶域圧延は、900℃以下の未再結晶域での圧延である。再結晶圧延は、鋼片を加熱炉から抽出後、直ちに開始してもよいため、開始温度は特に規定しない。また、温度と圧下比を制御しながら複数パスの圧延を実施してもよい。
また、鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、再結晶圧延および未再結晶γ域圧延の圧下比を1.5以上とすることが好ましい。
また、鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、再結晶圧延および未再結晶γ域圧延の圧下比を1.5以上とすることが好ましい。
更に、熱間圧延終了後、緩冷し、その後加速冷却を実施する。面積率が27〜90%のポリゴナルフェライトを生成させるためには、未再結晶γ域圧延終了後、Ar3未満の温度まで緩冷することが必要である。したがって、上記加速冷却を、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の範囲内の温度で開始する必要がある。
また、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なM−Aの生成を抑制し、引張強さ及び靭性を確保するには、上記加速冷却の平均冷却速度を、10℃/s以上とすることが必要である。このように、加速冷却の開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後に加速冷却することにより、ベイナイト変態、マルテンサイト変態させることができ、強度及び靭性を向上させることができる。なお、好ましくは、加速冷却の平均冷却速度を20℃/s以上とする。
なお、通常は熱間圧延後、加速冷却が開始されるまでの間、一定の空冷期間が存在する。熱間圧延後から加速冷却開始温度までの冷却(緩冷)は、この空冷期間によって行われても良い。この冷却は、平均冷却速度が10℃/s未満の緩冷却とする。このように、加速冷却を開始するまでの冷却を緩冷却(平均冷却速度が10℃/s未満)とすることで、ポリゴナルフェライトを効率的に生成させることができる。
ここで、各冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。
また、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なM−Aの生成を抑制し、引張強さ及び靭性を確保するには、上記加速冷却の平均冷却速度を、10℃/s以上とすることが必要である。このように、加速冷却の開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後に加速冷却することにより、ベイナイト変態、マルテンサイト変態させることができ、強度及び靭性を向上させることができる。なお、好ましくは、加速冷却の平均冷却速度を20℃/s以上とする。
なお、通常は熱間圧延後、加速冷却が開始されるまでの間、一定の空冷期間が存在する。熱間圧延後から加速冷却開始温度までの冷却(緩冷)は、この空冷期間によって行われても良い。この冷却は、平均冷却速度が10℃/s未満の緩冷却とする。このように、加速冷却を開始するまでの冷却を緩冷却(平均冷却速度が10℃/s未満)とすることで、ポリゴナルフェライトを効率的に生成させることができる。
ここで、各冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。
また、上記加速冷却は、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なM−Aの生成を抑制し、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させることにより強度を確保するために、加速冷却の停止温度を下記(式4)によって求められるBs以下にする必要がある。なお、Bsはベイナイト変態開始温度であり、下記(式4)で示すように、合金元素の添加により低下することが知られている。Bs以下の温度まで加速冷却すれば、ベイナイトを生成させることができる。
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
また、加速冷却の停止温度の下限は規定せず、室温まで加速冷却してもよい。しかし、生産性や水素性欠陥を考慮すると、停止温度は、150℃以上が好ましい。
また、本発明の高強度鋼管は、上記の方法で製造した高強度鋼板を母材としてUO、JCO、ベンドロールのいずれかの工程で管状に成形し、突き合せ部を内外面からアーク溶接し、その後、拡管することにより製造することができる。
上記アーク溶接は、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。特に、肉厚が20〜40mmであるような高強度鋼板を母材として溶接鋼管を製造する際には、内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、3.0〜10.0kJ/mmとすることが好ましい。この範囲の入熱であれば、上述した成分組成を有する本発明の鋼管では、有効結晶粒径であるHAZの大角粒径が80μm以下となり、優れた低温靭性が得られる。
また、内外面から1パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合、内面から溶接する際の入熱と、外面から溶接する際の入熱とを、同じ条件にする必要はなく、多少の入熱差があってもよい。
また、内外面から1パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合、内面から溶接する際の入熱と、外面から溶接する際の入熱とを、同じ条件にする必要はなく、多少の入熱差があってもよい。
アーク溶接後、鋼管の真円度を向上させるために、拡管しても良い。鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで変形させる必要があるため、拡管率を0.7%以上とすることが好ましい。なお、拡管率とは、拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長の差を、拡管前の鋼管の外周長で除した値を百分率で表したものである。拡管率を2%超にすると、母材、溶接部とも塑性変形により、靭性が低下するおそれがある。したがって、拡管率は0.7〜2.0%とすることが好ましい。
また、得られた鋼管の溶接部及びHAZには、熱処理を施しても良い。特に、300〜600℃の温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なM−Aがベイナイトと微細なセメンタイトに分解するため、靭性が向上する。なお、加熱温度が300℃未満では、粗大なM−Aの分解が不十分で、靭性の向上効果が十分でないことがあるため、下限を300℃以上とすることが好ましい。一方、600℃超に溶接部を加熱すると、析出物を生じて溶接金属の靭性が劣化することがあるため、上限を600℃以下とすることが好ましい。HAZに生成していたM−Aがベイナイトとセメンタイトに分解すると、SEMによる観察では、形状はM−Aと同様であるが、内部に微細な白い析出物を含有するものとなり、M−Aと区別することができる。
溶接部及びHAZの熱処理は、外面からバーナーによって加熱しても良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、M−Aの分解を促進するためには、1〜600s保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は300s以下とすることが好ましい。
溶接部及びHAZの熱処理は、外面からバーナーによって加熱しても良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、M−Aの分解を促進するためには、1〜600s保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は300s以下とすることが好ましい。
以上説明したような本発明に係る高強度鋼板は、Bを添加するとともにMo添加量を制限し、さらに、炭素当量Ceq及び割れ感受性指数Pcmを上記範囲内となるような焼入れ性の高い鋼成分を有している。また、金属組織が、軟質かつ微細なポリゴナルフェライトと、ベイナイト、マルテンサイトの一方又はその双方からなる硬質相とからなる複合組織である。そのため、金属組織において、HAZにおいては粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、低温靭性を向上させることができるとともに、母材の低温靭性も向上させることができる。また、ポリゴナルフェライトと、ベイナイト、マルテンサイトとの複合組織であるため、降伏比を抑えることができ、優れた変形性能を得ることができる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、上記高強度鋼板を母材としているため、極低温での母材靭性、HAZ靭性及び変形性能ともに向上させることができる。母材となる高強度鋼板の成分組成において、Cを低減し、さらにMoを制限することにより、低温靭性に有害であるM−Aの生成が低減される。また、Alの低減および適量のTi添加により粒内変態が促進され、適量のB添加によって焼入れ性が高められて粒界からの粗大なフェライト生成が抑制される。更には、Cr、Cu、Niのいずれか1種または2種以上の添加により焼入れ性が高められ、低温にて変態した微細な粒内変態組織によって、HAZでの金属組織が、ベイナイトと粒内変態組織からなる微細粒となる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、特に、肉厚が20mm以上、更には30mm以上であっても、−40℃、更には−60℃といった極低温での優れたHAZの低温靭性を確保できる。そのため、ラインパイプ用鋼管、特に、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管として適用することができる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、特に、肉厚が20mm以上、更には30mm以上であっても、−40℃、更には−60℃といった極低温での優れたHAZの低温靭性を確保できる。そのため、ラインパイプ用鋼管、特に、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管として適用することができる。
また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法によれば、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより、熱間圧延工程における低温圧延を必要とすることなく、ポリゴナルフェライトを生成させることが可能になる。これにより、強度及びHAZ靭性を向上させ、かつ、母材部の変形性能および低温靭性にも極めて優れた高強度鋼板を製造することが可能となる。
また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法によれば、高価であるMo添加量を制限する一方、焼入れ性を十分に確保できる成分組成とするとともに、従来実施されていた低温圧延を施すことなくポリゴナルフェライトを生成させることができる。そのため、合金コスト及び生産コストを抑えることが可能となる。
また、本発明に係る高強度鋼管の製造方法によれば、焼入れ性に十分寄与する成分組成を有する鋼板を用いるため、該鋼板を溶接し鋼管とした際、HAZへの粗大な粒界フェライトの生成を抑制することができ、優れた低温靭性を確保することができる。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
(実施例1)
表1に示す成分組成を有する鋼を溶製し、常法に従い、連続鋳造で、240〜300mmの厚みを有する鋼片とした。このときの鋼片板厚を表2に示す。
次に、これらの鋼片を、表2に示す再加熱温度まで加熱した後、表2に示す条件で熱間圧延し、冷却して、表2に示す最終板厚を有する鋼板を製造した。なお、本実施例の熱間圧延の最終工程である未再結晶γ域圧延の圧延条件を表2に示す。
また、本実施例では、熱間圧延後の鋼板を表2に示す加速冷却の開始温度までは緩冷(平均冷却速度が10℃/s未満)し、その後に、表2に示す加速冷却の条件で水冷にて冷却した。また、各鋼種のAr3は、溶製した鋼片から高さ12mm、直径8mmの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した後、熱膨張測定によって求めた。
なお、表1及び表2に示す成分組成及び製造条件において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。また、未再結晶γ域圧延の開始温度、及び加速冷却の開始温度は、Ar3との差である。
表1に示す成分組成を有する鋼を溶製し、常法に従い、連続鋳造で、240〜300mmの厚みを有する鋼片とした。このときの鋼片板厚を表2に示す。
次に、これらの鋼片を、表2に示す再加熱温度まで加熱した後、表2に示す条件で熱間圧延し、冷却して、表2に示す最終板厚を有する鋼板を製造した。なお、本実施例の熱間圧延の最終工程である未再結晶γ域圧延の圧延条件を表2に示す。
また、本実施例では、熱間圧延後の鋼板を表2に示す加速冷却の開始温度までは緩冷(平均冷却速度が10℃/s未満)し、その後に、表2に示す加速冷却の条件で水冷にて冷却した。また、各鋼種のAr3は、溶製した鋼片から高さ12mm、直径8mmの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した後、熱膨張測定によって求めた。
なお、表1及び表2に示す成分組成及び製造条件において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。また、未再結晶γ域圧延の開始温度、及び加速冷却の開始温度は、Ar3との差である。
以上のようにした製造した鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し、ポリゴナルフェライトと、残部であるベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質相の面積率を測定した。
更に、鋼板から、API、5L3、ASTM、E436に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたプレスノッチ試験片を作製し落重試験(DWTT)を行った。DWTTは−60℃で行い、延性破面率(SA)を求め、低温靭性を評価した。また、引張特性は、API規格の試験片を用いて引張試験を行い、引張強さを求めて評価した。また、引張試験より得られた結果を基に、降伏比(降伏強度/引張強さ)を算出し、変形性能を評価した。
なお、引張特性についてはX70以上(引張強さ570MPa以上)、変形性能については降伏比が80%以下、そして低温靭性についてはSAが85%以上を良好として評価した。
更に、鋼板から、API、5L3、ASTM、E436に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたプレスノッチ試験片を作製し落重試験(DWTT)を行った。DWTTは−60℃で行い、延性破面率(SA)を求め、低温靭性を評価した。また、引張特性は、API規格の試験片を用いて引張試験を行い、引張強さを求めて評価した。また、引張試験より得られた結果を基に、降伏比(降伏強度/引張強さ)を算出し、変形性能を評価した。
なお、引張特性についてはX70以上(引張強さ570MPa以上)、変形性能については降伏比が80%以下、そして低温靭性についてはSAが85%以上を良好として評価した。
結果を表3に示す。
表3に示す製造No.1、3〜7、9〜13、15、16は、本発明例であり、アスペクト比1〜4のポリゴナルフェライトが面積率で27〜90%になっている。これらは、X70以上、更にはX80以上の引張強さを満足し、ポリゴナルフェライトの面積率が27%以上で80%以下の降伏比およびDWTTでのSAが85%以上となる変形性能および低温靭性に優れた鋼板である。更に、ポリゴナルフェライトの面積率が50%以上で70%以下の降伏比となる変形性能および低温靭性に優れた鋼板である。
これらの鋼板をUO工程で造管し、突き合せ部を内外面からサブマージドアーク溶接し、拡管して鋼管を製造した。これらの鋼管の金属組織は、鋼板と同様であり、引張強さは鋼板と同等もしくは鋼板よりも5〜20MPa高く、低温靭性は鋼板と同等であった。鋼管の降伏比は造管時の加工硬化により鋼板よりも6〜17%高くなるが、API規格X70〜X80で規定されている最大降伏比の93%と比較して低い72〜85%に抑えることができ、変形性能に関しても良好な結果を得ることができた。
一方、表3に示す製造No.2は、加速冷却の開始温度が低く、ポリゴナルフェライトの面積率が過度に増大してしまい、強度がX70未満と低下した例である。
製造No.8、14は、加速冷却の開始温度が高く、ポリゴナルフェライトの面積率が減少し、降伏比が上昇し、延性破面率が低下した例である。
製造No.8、14は、加速冷却の開始温度が高く、ポリゴナルフェライトの面積率が減少し、降伏比が上昇し、延性破面率が低下した例である。
また、表3に示す製造No.17〜19は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。製造No.17は、B量が少なく、ポリゴナルフェライトが増加し、引張強さが低下した例である。製造No.18、19は、Mo量が多く、ポリゴナルフェライトが減少し、変形性能および低温靭性が低下した例である。
(実施例2)
Tiを添加する際の酸素濃度を0.001〜0.003%の範囲内に調整して、表4及び5に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、鋳造して鋼片とした。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造で行っても良い。本実施例では、連続鋳造にて行った。
次に、得られた鋼片を熱間圧延のために950℃以上に再加熱した後、700℃以上で熱間圧延した後に、10℃/s以上の平均冷却速度で水冷して鋼板を作製した。なお、本実施例の熱間圧延において、再結晶域圧延の圧下比は0〜3、未再結晶域圧延の圧下比は2〜9の範囲とした。
なお、表4及び5に示す成分組成において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
Tiを添加する際の酸素濃度を0.001〜0.003%の範囲内に調整して、表4及び5に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、鋳造して鋼片とした。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造で行っても良い。本実施例では、連続鋳造にて行った。
次に、得られた鋼片を熱間圧延のために950℃以上に再加熱した後、700℃以上で熱間圧延した後に、10℃/s以上の平均冷却速度で水冷して鋼板を作製した。なお、本実施例の熱間圧延において、再結晶域圧延の圧下比は0〜3、未再結晶域圧延の圧下比は2〜9の範囲とした。
なお、表4及び5に示す成分組成において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
次に、得られた鋼板から長さ120mm、12mm角の鋼片を切り出し、板厚が20〜40mm、溶接入熱を3.0〜10.0kJ/mmの範囲で変化させサブマージドアーク溶接した際のHAZを模擬したHAZ再現熱サイクル処理を施した。加熱は誘電加熱、誘導加熱、高周波加熱で行ってもよく、冷却は水、Heガス、窒素ガスなどで行っても良い。本実施例においては、HAZ再現熱サイクル処理の加熱を1400℃加熱にて行い、冷却はHeガスまたは窒素ガスで行った。
なお、表6に示す製造No.6、10、11、12、18及び19においては、HAZ再現熱サイクル処理後に、表6に示す熱処理温度を最大とする焼き戻しを行った。
HAZ再現熱サイクル処理を施した鋼片からミクロ組織観察用試験片を採取し、エッチングした後、光学顕微鏡またはSEMを用いて組織観察、HAZでのM−Aの面積分率を測定した。ここで、粒内変態組織は介在物を起点にする花弁状に生成したフェライトまたはベイナイトと定義した。
また、EBSP法により15°を大角粒界と定義し、大角粒径を測定した。更に、HAZ再現熱サイクル処理を施した鋼片からVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−60℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー吸収エネルギーをJIS Z 2242に準拠して測定した。
以上の結果を表6に示す。
なお、表6に示す製造No.6、10、11、12、18及び19においては、HAZ再現熱サイクル処理後に、表6に示す熱処理温度を最大とする焼き戻しを行った。
HAZ再現熱サイクル処理を施した鋼片からミクロ組織観察用試験片を採取し、エッチングした後、光学顕微鏡またはSEMを用いて組織観察、HAZでのM−Aの面積分率を測定した。ここで、粒内変態組織は介在物を起点にする花弁状に生成したフェライトまたはベイナイトと定義した。
また、EBSP法により15°を大角粒界と定義し、大角粒径を測定した。更に、HAZ再現熱サイクル処理を施した鋼片からVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−60℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー吸収エネルギーをJIS Z 2242に準拠して測定した。
以上の結果を表6に示す。
なお、表6中における母材鋼板の引張強度および母材鋼管の引張強度は、鋼板の幅方向および鋼管の周方向を引張方向とした際の引張強度である。また、鋼管の降伏比は、鋼管の長手方向(圧延方向)を引張方向とした際の降伏比(降伏強度と引張強度の比)である。表6に示す製造No.1〜24いずれにおいても、X70以上(引張強さ570MPa以上)であった。また、表6に示す製造No.1〜24のいずれにおいても93%と比較して低い72〜85%の降伏比であった。
また、HAZにおける低温靭性の評価については、シャルピー吸収エネルギー(vE−60)が50J以上を良好として評価した。
また、HAZにおける低温靭性の評価については、シャルピー吸収エネルギー(vE−60)が50J以上を良好として評価した。
表6に示す製造No.1〜19は本発明例であり、HAZの金属組織はM−Aおよび粗大な粒界フェライトが抑制されており、粒内変態組織が認められ、大角粒径が80μm以下のベイナイトと粒内変態組織からなる微細組織であった。これらのシャルピー吸収エネルギーは、−60℃の極低温においても全て50J以上の値を示した。
一方、表6に示す製造No.20〜24は母材鋼板の化学成分もしくはγ/α変態開始温度が本発明の範囲外であり、これらは比較例である。
製造No.20はB量が少なく、焼入れ性が低下した結果、粒界フェライトが生成し、大角粒径が粗大化してしまい、HAZ靭性が低下した例である。
製造No.21はAl量が多く、Ti酸化物による粒内変態組織の生成が得られなかったために大角粒径が粗大化してしまい、HAZ靭性が低下した例である。
製造No.20はB量が少なく、焼入れ性が低下した結果、粒界フェライトが生成し、大角粒径が粗大化してしまい、HAZ靭性が低下した例である。
製造No.21はAl量が多く、Ti酸化物による粒内変態組織の生成が得られなかったために大角粒径が粗大化してしまい、HAZ靭性が低下した例である。
また、表6に示す製造No.22は特許文献7の範囲内の化学成分であり、粒界フェライトが抑制され、粒内変態組織が得られているものの、Moの添加量が過剰であったため、硬質相であるM−Aの面積分率が2.5%超となっており、吸収エネルギーが低下した例である。
製造No.23、24は特許文献8の化学成分であり、ともに粒界フェライトが抑制され、M−Aの面積分率も低いものの、製造No.23ではγ/α変態開始温度が高いために、生成した粒内変態組織が本発明と比較して少なく、大角粒径が粗大化し、HAZ靭性が低下した例である。製造No.24はγ/α変態開始温度が低いために粒内変態組織が得られず、HAZ靭性が低下した例である。
製造No.23、24は特許文献8の化学成分であり、ともに粒界フェライトが抑制され、M−Aの面積分率も低いものの、製造No.23ではγ/α変態開始温度が高いために、生成した粒内変態組織が本発明と比較して少なく、大角粒径が粗大化し、HAZ靭性が低下した例である。製造No.24はγ/α変態開始温度が低いために粒内変態組織が得られず、HAZ靭性が低下した例である。
[1]
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
前記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
前記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
[13]
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
上記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
上記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
[17]
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延工程を行い、10℃/s未満の平均冷却速度で冷却した後、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで、10℃/s以上の冷却速度で加速冷却する、金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と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)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
前記(式1)、(式2)、(式5)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
質量%で、C:0.010〜0.080%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.2〜2.8%、S:0.0001〜0.0050%、Ti:0.003〜0.030%、B:0.0003〜0.005%、N:0.0010〜0.008%、O:0.0001〜0.0080%をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、P:0.050%以下、Al:0.020%以下、Mo:0.03%以下にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延工程を行い、10℃/s未満の平均冷却速度で冷却した後、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで、10℃/s以上の冷却速度で加速冷却する、金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と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)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
前記(式1)、(式2)、(式5)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。
図10(a)、(b)において、符号11は旧γ(オーステナイト)粒界を示しており、この旧γ粒界11で囲まれた領域が旧γ粒内である。旧γ粒界は溶接によって高温にさらされた母材組織がオーステナイトに変態した際のオーステナイト粒界である。旧γ粒内は溶接後の冷却過程でγ/α変態し、粒内変態組織13を含む組織となる。
本発明の高強度鋼管では、特にAlを0.005%以下とすることにより、鋼中にTi酸化物を微細に分散させ、そのTi酸化物(介在物)を起点として、HAZにおける旧γ粒内に粒内変態組織を生成させることができる。
ここで、図10(a)に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織13が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒14が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図10(b)に示すように、HAZにおける旧γ粒内では、Al量が低減され、Tiが適量添加されていることにより、Ti酸化物12が微細に分散した状態となる。(なお、Ti酸化物12は非常に微細である。)
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したTi酸化物12を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状(花びら状)に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織13と称す。粒内変態組織13は、符号14で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒14を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
ここで、図10(a)に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織13が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒14が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図10(b)に示すように、HAZにおける旧γ粒内では、Al量が低減され、Tiが適量添加されていることにより、Ti酸化物12が微細に分散した状態となる。(なお、Ti酸化物12は非常に微細である。)
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したTi酸化物12を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状(花びら状)に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織13と称す。粒内変態組織13は、符号14で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒14を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
Claims (20)
- 管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、
前記母材鋼板が、質量%で、
C:0.010〜0.080%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.2〜2.8%、
S:0.0001〜0.0050%、
Ti:0.003〜0.030%、
B:0.0003〜0.005%、
N:0.0010〜0.008%、
O:0.0001〜0.0080%
をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、
P:0.050%以下、
Al:0.020%以下、
Mo:0.03%以下
にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
前記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。 - 前記母材鋼板が、さらに、質量%で、
W:0.01〜0.50%、
V:0.010〜0.100%、
Nb:0.001〜0.200%、
Zr:0.0001〜0.0500%、
Ta:0.0001〜0.0500%、
Mg:0.0001〜0.0100%、
Ca:0.0001〜0.0050%、
REM:0.0001〜0.0050%、
Y:0.0001〜0.0050%、
Hf:0.0001〜0.0050%、
Re:0.0001〜0.0050%
のうち1種又は2種以上を含有し、
前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、
前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、請求項1に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。 - 質量%で、前記母材鋼板のCの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、
下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃であり、
前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、請求項1に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3) - 前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、請求項3に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、請求項3に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、請求項3に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、請求項3に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板が、さらに、質量%で、
W:0.01〜0.50%、
V:0.010〜0.100%、
Nb:0.001〜0.200%、
Zr:0.0001〜0.0500%、
Ta:0.0001〜0.0500%、
Mg:0.0001〜0.0100%、
Ca:0.0001〜0.0050%、
REM:0.0001〜0.0050%、
Y:0.0001〜0.0050%、
Hf:0.0001〜0.0050%、
Re:0.0001〜0.0050%
のうち1種又は2種以上を含有し、
前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、
前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、請求項3に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
前記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。 - 前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で2.5%以下である、請求項8に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が80μm以下である、請求項8に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板の板厚が20〜40mmである、請求項8に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が500〜800MPaである、請求項8に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 質量%で、
C:0.010〜0.080%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.2〜2.8%、
S:0.0001〜0.0050%、
Ti:0.003〜0.030%、
B:0.0003〜0.005%、
N:0.0010〜0.008%、
O:0.0001〜0.0080%
をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、
P:0.050%以下、
Al:0.020%以下、
Mo:0.03%以下
にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が27〜90%であり、残部にベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相を含む、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
上記(式1)、(式2)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。 - さらに、質量%で、
W:0.01〜0.50%、
V:0.010〜0.100%、
Nb:0.001〜0.200%、
Zr:0.0001〜0.0500%、
Ta:0.0001〜0.0500%、
Mg:0.0001〜0.0100%、
Ca:0.0001〜0.0050%、
REM:0.0001〜0.0050%、
Y:0.0001〜0.0050%、
Hf:0.0001〜0.0050%、
Re:0.0001〜0.0050%
のうち1種又は2種以上を含有し、
前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、
前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、請求項13に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。 - 質量%で、Cの含有量が0.010〜0.060%であり、Alの含有量が0.008%以下であり、下記(式3)によって求められる、溶接熱影響部でのγ/α変態開始温度が500〜600℃である、請求項13に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ/α変態開始温度=−2500Ceq2+1560Ceq+370 ・・・ (式3) - さらに、質量%で、
W:0.01〜0.50%、
V:0.010〜0.100%、
Nb:0.001〜0.200%、
Zr:0.0001〜0.0500%、
Ta:0.0001〜0.0500%、
Mg:0.0001〜0.0100%、
Ca:0.0001〜0.0050%、
REM:0.0001〜0.0050%、
Y:0.0001〜0.0050%、
Hf:0.0001〜0.0050%、
Re:0.0001〜0.0050%
のうち1種又は2種以上を含有し、
前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、
前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、請求項15に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。 - 質量%で、
C:0.010〜0.080%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:1.2〜2.8%、
S:0.0001〜0.0050%、
Ti:0.003〜0.030%、
B:0.0003〜0.005%、
N:0.0010〜0.008%、
O:0.0001〜0.0080%
をそれぞれ含み、Cr、Cu、Niの1種以上を含み、
P:0.050%以下、
Al:0.020%以下、
Mo:0.03%以下
にそれぞれ制限され、下記(式1)によって求められるCeqが0.30〜0.53であり、下記(式2)によって求められるPcmが0.10〜0.20であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、950℃以上に加熱し、Ar3以上で熱間圧延工程を行い、10℃/s未満の平均冷却速度で冷却した後、Ar3−100℃〜Ar3−10℃の温度から下記(式4)によって求められるBs以下の温度まで、10℃/s以上の冷却速度で加速冷却する、変形性能と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)/5 ・・・ (式1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B ・・・ (式2)
Bs(℃)=830−270C−90Mn−37Ni−70Cr−83Mo ・・・ (式4)
前記(式1)、(式2)、(式4)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。 - 前記熱間圧延工程において、
圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、請求項15に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼片は、さらに、質量%で、
W:0.01〜0.50%、
V:0.010〜0.100%、
Nb:0.001〜0.200%、
Zr:0.0001〜0.0500%、
Ta:0.0001〜0.0500%、
Mg:0.0001〜0.0100%、
Ca:0.0001〜0.0050%、
REM:0.0001〜0.0050%、
Y:0.0001〜0.0050%、
Hf:0.0001〜0.0050%、
Re:0.0001〜0.0050%
のうち1種又は2種以上を含有し、
前記Ceqが、前記(式1)の代わりに、下記(式1’)で求められ、
前記Pcmが、前記(式2)の代わりに、下記(式2’)で求められる、請求項15に記載の変形性能と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 ・・・ (式1’)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ・・・ (式2’)
上記(式1’)、(式2’)におけるC、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Bは、各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moについては、含有量が0%の場合は、0として計算する。Vについては、含有量が0%の場合、および、含有量が0.010質量%未満の場合、0として計算する。 - 前記熱間圧延工程において、
圧延開始温度をAr3〜Ar3+100℃、かつ圧下比を1.5以上とする未再結晶γ域圧延を行う、請求項19に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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TW459053B (en) * | 1997-12-19 | 2001-10-11 | Exxon Production Research Co | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
JP2000345239A (ja) | 1999-06-09 | 2000-12-12 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法 |
JP3602471B2 (ja) | 2000-05-24 | 2004-12-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP4268317B2 (ja) | 2000-06-09 | 2009-05-27 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法 |
JP2003138340A (ja) | 2001-10-31 | 2003-05-14 | Nippon Steel Corp | 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法 |
JP3785376B2 (ja) | 2002-03-29 | 2006-06-14 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 |
JP2003306749A (ja) | 2002-04-19 | 2003-10-31 | Nippon Steel Corp | 変形能に優れた高強度鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 |
JP4205922B2 (ja) | 2002-10-10 | 2009-01-07 | 新日本製鐵株式会社 | 変形性能および低温靱性ならびにhaz靱性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 |
JP2005146407A (ja) | 2003-10-20 | 2005-06-09 | Nippon Steel Corp | 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法 |
JP4825025B2 (ja) | 2006-03-09 | 2011-11-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労亀裂進展抑制および溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 |
JP4823841B2 (ja) * | 2006-10-12 | 2011-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ570MPa級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 |
EP2093302B1 (en) * | 2006-11-30 | 2017-01-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Weld steel pipe with excellent low-temperature toughness for high-strength line pipe and process for producing the same |
KR101119240B1 (ko) * | 2006-11-30 | 2012-03-20 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 저온 인성이 우수한 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법 |
JP5292784B2 (ja) * | 2006-11-30 | 2013-09-18 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
JP5251089B2 (ja) | 2006-12-04 | 2013-07-31 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
JP5200600B2 (ja) * | 2008-03-18 | 2013-06-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度低降伏比鋼材の製造方法 |
US8110292B2 (en) * | 2008-04-07 | 2012-02-07 | Nippon Steel Corporation | High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same |
RU2459875C1 (ru) * | 2008-11-07 | 2012-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода |
JP5131715B2 (ja) * | 2009-09-09 | 2013-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
CN102666885B (zh) * | 2010-02-15 | 2013-08-07 | 新日铁住金株式会社 | 厚钢板的制造方法 |
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