JPWO2016157856A1 - 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
X(%)=0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V (1)
式(1)中における元素記号は各元素の含有量(質量%)を意味する。また、含有しない元素については0を代入する。
本発明の高強度鋼は、質量%で、C:0.04〜0.09%、Si:0.05〜0.20%、Mn:1.5〜2.0%、P:0.020%以下、S:0.002%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.10〜0.50%、Nb:0.010〜0.050%、V:0.070%以下、Ti:0.005〜0.02%、Al:0.01〜0.04%、N:0.006%以下を含有する。以下の説明において、成分の含有量を表す「%」は「質量%」を意味する。
Cは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素である。特に、固溶C量の増加と析出物の形成は中温度域での強度確保に寄与する。室温ならびに中温度域において所定の強度を確保するために、本発明では、C含有量を0.04%以上とする。また、C含有量が0.09%を超えると、靭性ならびに溶接性の劣化を招く。このため、C含有量の上限を0.09%とする。以上の通り、本発明において、C含有量は0.04〜0.09%とした。
Siは脱酸のために添加される。Si含有量が0.05%未満では充分な脱酸効果が得られない。Si含有量が0.20%を超えると靭性の劣化を招く。そこで、Si含有量は0.05〜0.20%とした。
Mnは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素である。Mn含有量が1.5%未満ではその効果が小さい。また、Mn含有量が2.0%を超えると靭性ならびに溶接性が著しく劣化する。そこで、Mn含有量は1.5〜2.0%とした。
Pは不純物元素であり、靱性を劣化させる。このため、P含有量は極力低減することが望ましい。しかし、P含有量を過度に低減すると、製造コストが上昇する。そこで、靭性劣化が許容範囲内に収まる条件として、P含有量を0.020%以下とした。
Sは不純物元素であり靭性を劣化させる。このため、S含有量は極力低減することが望ましい。また、Caを添加してMnSからCaS系の介在物に形態制御を行ったとしても、X80グレードの高強度材の場合には微細に分散したCaS系介在物も靱性低下の要因となり得る。そこで、S含有量を0.002%以下とした。
Crは焼き戻し軟化抵抗を高め、高温強度の上昇に有効な元素の一つである。この効果を得るためには、Cr含有量は0.05%以上であることが好ましい。しかし、Cr含有量が0.50%を超えると溶接性に悪影響を与える。そこで、Cr含有量は0.50%以下とした。なお、後述する式(1)が所望の範囲にあること等によって、焼き戻し軟化抵抗を高め、高温強度の上昇させることができるのであれば、Crを含まなくてもよい。
Moは、固溶強化させ、また、焼入れ性を向上させる。固溶強化及び焼入れ性向上により、強度上昇の効果が得られ、特に焼戻し軟化抵抗の増大による中温度域での強度が上昇する。Mo含有量が0.10%未満ではその効果が小さく十分な強度が得られない。一方、Mo含有量が0.50%を超えると効果が飽和すると共に、靭性ならびに溶接性が劣化する。そこで、Mo含有量は0.1〜0.50%とした。
Nbはスラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制する。この抑制により、ミクロ組織が微細化し、充分な強度と靱性を鋼に付与できる。また、Nbは、炭化物を形成し中温度域での強度確保に必要な成分でもある。その効果はNb含有量が0.010%以上で顕著である。また、Nb含有量が0.050%を超えるとその効果がほぼ飽和するだけでなく、靭性ならびに溶接性が劣化する。そこで、Nbの含有量は0.010〜0.050%とした。
Vは少量添加で結晶粒を微細化し、強度上昇に寄与する。また、焼戻し軟化抵抗を高め、中温度域での強度上昇に有効な元素の1つである。これらの効果を得るためにはV含有量は0.01%以上であることが好ましい。また、V含有量が0.070%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、V含有量は0.070%以下に規定する。なお、後述する式(1)で表されるXが所望の範囲にあること等によって、高温強度を上昇させることができるのであれば、Vを含まなくてもよい。
Tiは、TiNを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、ミクロ組織の微細化をもたらして靱性を改善する効果がある。この効果を得るためには、Ti含有量を0.005%以上にする必要がある。また、Ti含有量が0.02%を超えると、靱性が劣化する。そこで、Ti含有量は0.02%以下とした。
Alは脱酸剤として添加される。この効果を得るためにはAl含有量を0.01%以上にする必要がある。Al含有量が0.04%を超えると靱性が劣化する。そこで、Al含有量は0.01〜0.04%とする。
NはTiと共にTiNを形成し、1350℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散する。この微細分散は、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。この効果を得るためにはN含有量が0.002%以上であることが好ましい。N含有量が0.006%を超えると、析出物の粗大化ならびに固溶Nの増加による母材靭性の劣化と、鋼管での溶接金属の靭性劣化を招く。そこで、N含有量は0.006%以下とした。
また、本発明では、Cr含有量、Mo含有量、Nb含有量及びV含有量を、X(%)が0.75%以上になるように調整する。X(%)は、中温度域での長時間時効後の優れた強度を有する鋼とするための重要な因子である。長時間時効時の転位回復を抑制し、長時間時効後に転位密度が1.0×1015/m2になるように、X(%)を0.75%以上とする必要がある。本発明の高強度鋼を安価に製造するためには、X(%)は1.00%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.90%以下である。なお、本発明にはCr、Vを含まない場合があるが、この場合、「0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V」の「Cr」や「V」には0を代入すればよい。
Cuは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の1つである。これらの効果を得るためにはCu含有量を0.05%以上にすることが好ましい。Cu含有量が0.50%を超えると、溶接性が低下する。そこで、Cuを含有する場合、Cu含有量は0.50%以下とした。
Niは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の1つである。これらの効果を得るためにはNi含有量を0.05%以上にすることが好ましい。Ni含有量が0.50%を超えると効果が飽和し製造コストの上昇を招く。そこで、Niを含有する場合、Ni含有量を0.50%以下とした。
T:熱処理温度(℃)
t:熱処理時間(秒)
上記処理後の降伏強度が550MPa以上である。上記降伏強度が550MPa以上であることで蒸気配管用鋼管として安定した操業が可能であるという効果がある。ここで、上記降伏強度は、350℃の高温引張試験で測定された降伏強度を意味する。
さらにこの式は以下に変形できる。
βcosθ/λ=0.9/D+2ε×sinθ/λ
sinθ/λに対してβcosθ/λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は(110)、(211)、(220)とする。ひずみεから転位密度の換算は以下の式を用いた。
ρ=14.4ε2/b2
この時ρは転位密度を、bはバーガースベクトル(=0.25nm)を意味する。なお、θはX線回折のθ‐2θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはX線回折で使用するX線の波長を意味する。
本発明の鋼管は、上記の高強度鋼から構成される。本発明の鋼管は、本発明の高強度鋼から構成されるため、大径としても、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を有する。
次に、本発明の高強度鋼の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、加熱工程と、熱間圧延工程と、加速冷却工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は板厚方向の平均温度とする。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚方向の平均温度が求められる。
本発明において、加熱工程とは、鋼素材を1100〜1200℃に加熱する工程である。ここで鋼素材とは、例えば溶鋼を鋳造して得られるスラブである。鋼素材の成分組成が、高強度鋼の成分組成となるため、高強度鋼の成分組成の調整は、溶鋼の成分組成の調整の段階で行えばよい。なお、鋼素材の製鋼方法については特に限定しない。経済性の観点から、転炉法による製鋼プロセスと、連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
本発明において、熱間圧延工程とは、加熱工程で加熱された鋼素材を、900℃以下での累積圧下率が50%以上、かつ圧延終了温度が850℃以下の条件で熱間圧延する工程である。
本発明において、加速冷却工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度(冷却開始温度と冷却停止温度との差を冷却開始から冷却停止までの所要時間で除した平均冷却速度を意味する。)が5℃/秒以上、冷却停止温度が300〜550℃の条件で加速冷却する工程である。
本発明の鋼管の製造方法は、冷間成形工程と、溶接工程とを有する。
冷間成形工程とは、本発明の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する工程である。
溶接工程とは、冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する工程である。溶接方法は、特に限定されないが、サブマージドアーク溶接等により溶接接合すればよい。なお、溶接後の鋼管に対して、拡管を実施すると、管断面の真円度が改善されるため、好ましい。鋼管製造後の熱処理は所望する特性に応じて実施すればよく、特に規定しない。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.04〜0.09%、Si:0.05〜0.20%、Mn:1.5〜2.0%、P:0.020%以下、S:0.002%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.10〜0.50%、Nb:0.010〜0.050%、V:0.070%以下、Ti:0.005〜0.02%、Al:0.01〜0.04%、N:0.006%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
式(1)で表されるX(%)が0.75%以上であり、
ベイナイト分率が50%以上の組織を有する鋼であり、
Lerson Miller Parameter (LMP)=15000の条件で行った時効後の転位密度が1.0×1015/m2以上、かつ前記時効前後の降伏強度550MPa以上である高強度鋼。
X(%)=0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V (1)
式(1)中における元素記号は各元素の含有量(質量%)を意味する。また、含有しない元素については0を代入する。 - 質量%で、更に、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下のうち1種または2種を含有する請求項1に記載の高強度鋼。
- 請求項1又は2に記載の高強度鋼から構成される鋼管。
- 請求項1または2記載の高強度鋼の製造方法であって、
鋼素材を1100〜1200℃に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された鋼素材を、900℃以下での累積圧下率が50%以上、かつ圧延終了温度が850℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が5℃/秒以上、冷却停止温度が300〜550℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。 - 請求項1又は2に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、
前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
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