WO2006104261A1 - 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 - Google Patents

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WO2006104261A1
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steel
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cooling
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Junji Shimamura
Shigeru Endo
Mitsuhiro Okatsu
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Jfe Steel Corporation
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate for high-strength line pipe used for transportation of natural gas and crude oil, and a method for producing the same.
  • it when cutting by shearing, it has excellent crack resistance against cutting, high toughness, especially excellent DWTT (Drop Weight Tear Test) characteristics, and yield ratio (yield strength divided by tensile strength). Value) 0.85 or less, and a tensile strength of 900 MPa or more, a low-yield-ratio high-strength linepipe steel sheet, a manufacturing method thereof, and a high-strength steel pipe manufactured using the same.
  • DWTT Dens Weight Tear Test
  • Patent Document 2 discloses a technology related to accelerated cooling + aging heat treatment conditions for strengthening using Cu precipitation strengthening. Furthermore, Patent Document 3 shows a low yield ratio by providing an appropriate area fraction of the second phase structure according to the ratio between the tube thickness and the outer diameter, and is excellent in compression local buckling resistance. Steel pipes are disclosed.
  • Patent Document 2 when heat treatment is performed after accelerated cooling, the hydrogen in the steel is sufficiently diffused, so that cutting cracks can be suppressed, but the heat treatment process does not enter the mouthpiece structure. The cementite precipitates and becomes coarse, and the toughness decreases. In particular, the DWT T (Drop Weight Tear Test) characteristic, which evaluates the brittle crack propagation stop characteristics, deteriorates. Further, since Patent Document 2 is not directed to having high deformability, a material having a yield ratio of 0.85 or less has not been obtained.
  • Patent Document 3 is a high-level technology that does not lead to cracking even if a large deformation occurs in the line pipe due to ground deformation in a large earthquake or frozen land as described in that document.
  • the aim is to reduce the yield ratio (YR), which is the yield strength divided by the tensile strength. Because it has low Charpy absorption energy, Of crack propagation in ductile fracture caused by a natural accident (in brittle fracture tests, a static or dynamic load is applied to a specimen or specimen that has been cut or replaced. In this test, a brittle crack is generated by an impact load and the propagation stop characteristic of brittle fracture at each temperature is obtained.)
  • one phase is a ferrite structure, it is not possible to obtain a bow I tension strength of 900 MPa or more.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 3-2 9 3 0 8 9
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 08-8-3 1 1 5 4 8
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 09-184.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is a high-strength thick steel plate and high-strength steel tube that can be sheared without causing cutting cracks and used as a line pipe.
  • High strength steel sheet with the first objective of giving it a low yield ratio so that cracks due to local buckling will not occur even if large deformations due to ground deformation such as a large earthquake occur during High strength thick steel with good tensile cracking resistance, excellent Charpy absorption energy and DWTT characteristics, and low yield ratio of 0.85% or less, tensile strength of 900 MPa or more It aims at providing a board, its manufacturing method, and a high strength steel pipe.
  • the Charpy absorbed energy which is an index for evaluating the crack propagation stopping performance of ductile fracture, is the same strength level of painite martensite single-phase structure steel.
  • the desired Ral-Charpy absorbed energy can be obtained. It is possible to level.
  • the average particle size of cementite existing in hard paynite and Z or martensite is 0.5 jUm or less, the DWTT property, which is an indicator of brittle crack propagation stopping performance, is excellent.
  • cementite can be maintained in such a fine state even when heated to a temperature range of 300 ° C or higher after accelerated cooling, and the D WTT characteristics are excellent.
  • the present invention has been completed by further studies based on the above knowledge, and provides the following (1) 1 (5).
  • High strength thick steel plate includes:
  • the content of Ca, 0, S satisfies the following formula (1), and the balance consists of Fe and inevitable impurities, and 1 ⁇ (1 -130X [0]) X [Ca] / ( 1. 25 X [S]) ⁇ 3 to (1)
  • [0], [Ca], [S] are the contents of each element in steel (mass%).
  • -Average particle size of cementite in bainite and / or martensite is less than 0.5 m
  • the high-strength thick steel plate according to item (1) above further includes:
  • a method for producing a high strength thick steel plate includes:
  • the average heating rate is 5 ° CZs or higher and reheating to a temperature of 300 ° C or higher and 450 ° C or lower.
  • High-strength steel pipe consists of:
  • high strength means a tensile strength of 900 MPa or more
  • high toughness means a Charbi absorption energy of 200 J or more at a test temperature of 30 ° C and brittleness in DWTT at a test temperature of 30 ° C.
  • the fracture surface ratio is 750/0 or more
  • the low yield ratio is 0.85 or less.
  • the thick steel plate targeted in the present invention is a steel plate having a thickness of 10 mm or more.
  • a high strength thick steel plate having good cut cracking resistance, excellent Charpy absorption energy and DWTT characteristics, a low yield ratio of 0.85 or less, and a tensile strength of 9 OOMPa or more. It can be obtained and is extremely useful industrially.
  • c contributes to an increase in strength by forming a supersaturated solid solution in a low temperature transformation structure.
  • it is necessary to contain 0.030 / 0 or more.
  • the amount exceeds 0.1 2 o / o , when the pipe is processed, The hardness increases remarkably and weld cold cracking is likely to occur. Therefore, the C content is set to 0.03-0.12%.
  • Si Preferably, 0.01 to 0.5% or less
  • Si acts as a deoxidizer, and further increases the strength of the steel by solid solution strengthening, but if its amount is less than 0.01%, the effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.5% Toughness is significantly reduced. Therefore, the Si content is set to 0 ⁇ 01 to 0.5%.
  • Mn Preferably, 1.5 to 3%
  • Mn acts as a hardenability improving element. The effect is exhibited when the amount is 1.5% or more. However, in the continuous forging process, if the concentration increase in the central segregation part exceeds 30/0, it causes delayed fracture in the segregation part. For this reason, the Mn content is in the range of 1.5 to 3%.
  • AI Preferably, 0. 01 -0. 08%
  • AI acts as a deoxidizing element.
  • a sufficient deoxidation effect can be obtained at a content of 0.01 ° / o or more.
  • the content exceeds 0.08%, the cleanliness in the steel is lowered, and the toughness is deteriorated. Therefore, the AI content is set to 0.01 -0.0.08%.
  • Nb Preferably, 0.01 to 0.08% Nb has the effect of expanding the austenite non-recrystallized region during hot rolling.
  • Nb is contained in an amount of 0.01% or more in order to make the non-recrystallized region below 950 ° C. If the amount exceeds 0.08%, the toughness of the HAZ when welded is significantly impaired. Therefore, the Nb content is set to 0.01 -0.0.08%.
  • the pinning effect of precipitated TiN suppresses the austenite grain coarsening, thereby improving the toughness of the base material and HAZ.
  • the content In order to obtain the necessary pinning effect, the content must be 0.005% or more, but when it exceeds 0.025%, carbides are formed, and the toughness is remarkably increased by precipitation hardening. It will deteriorate. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.025%.
  • N Preferably, 0.001 to 0.01 0/0
  • N is usually present as an inevitable impurity in steel, but as described above, adding TiCl forms TiN that suppresses coarsening of austenite grains.
  • the content needs to be 0.001% or more, but if it exceeds 0.01%, it is 1450 ° C or more near the weld, especially in the vicinity of the melting line.
  • TiN is decomposed by HAZ heated at a low temperature, and the negative effect of solid solution N becomes significant. Therefore, the N content is set to 0.001 to 0.01%.
  • Cu Preferably, 0.01 to 2 0 / o
  • Cu contributes to improving the hardenability of steel at 0.01% or more. However, if the content exceeds 2%, the toughness deteriorates. For this reason, when adding Cu, the content is made 0.01-2%.
  • Ni Preferably, 0.01-3 0 / o
  • Ni contributes to improving the hardenability of steel by adding 0.01% or more. In particular, even if added in a large amount, it does not cause toughness deterioration, so it is effective for toughening. For this reason, when adding Ni, the content is made 0.01 to 3%.
  • the Cr content of 0.1% or more contributes to improving the hardenability of the steel, but if it exceeds 1%, the toughness deteriorates. For this reason, when adding Cr, the content is made 0.01 to 1%.
  • Mo also contributes to improving the hardenability of steel by containing 0 ⁇ 01 0/0 or more. If this value is exceeded, the toughness deteriorates. For this reason, when adding Mo, the content is made 0.01 to 1%.
  • V Preferably, 0.01 to 0.1%
  • V strengthens precipitation by forming carbonitride, and contributes to prevention of softening of the heat affected zone. This effect is obtained at 0.01 / 0/0 or more. However, if it exceeds 0. "
  • the Ca content is set to 0.0005 to 0.01%.
  • o and S are inevitable impurities and define the upper limit of the content.
  • the content of o is 0.003% or less from the viewpoint of suppressing the formation of inclusions that are coarse and adversely affect toughness.
  • MnS formation is suppressed by adding, MnS cannot be suppressed even by morphological control with Ca if the content of S is large, so the content is made 0.001% or less.
  • this parameter formula defines the relationship between 0, S content and Ca content in steel. By satisfying this range, it is coarse and adversely affects toughness. In addition to suppressing the formation of inclusions, it suppresses the coarsening of CaO'CaS generated by the addition of excess Ca to prevent a decrease in Charbi absorption energy. This will be specifically described below.
  • Ca has the ability to form sulfides, and when added, suppresses the formation of MnS, which lowers the Charbi absorption energy in the molten steel during steelmaking, and forms CaS that is relatively harmless to toughness instead.
  • Ca is also an oxide-forming element, it is necessary to first add an amount that allows for consumption as an oxide.
  • the effective CaO content (Ca *) excluding CaO generation was tested after setting O ⁇ 0.003% and S ⁇ 0.001%.
  • [0], [Ca], [S] in the above formulas (1) and (a) to (c) are the contents of each element in steel (mass 0 / o).
  • REM forms oxysulfide in steel and contains 0.0005% or more to provide a pinning effect that prevents the weld heat affected zone from becoming coarse.
  • it is an expensive element and the effect is saturated even if it exceeds 0.020 / 0. For this reason, when adding REM, the content is made 0.0005-0.02%.
  • Zr forms carbonitrides in steel and has a pinning effect that suppresses austenite grain coarsening, particularly in the heat affected zone.
  • a sufficient pinning effect addition of 0.0005% or more is necessary, but if it exceeds 0.03%, the cleanliness in the steel is remarkably lowered and the toughness is lowered. For this reason, when adding Zr, the content is made 0.0005-0.03%.
  • Mg 0.005% to 0.01%
  • Mg is produced as fine oxides in the steel during the steelmaking process, and has a pinning effect that suppresses the coarsening of austenite grains, particularly in the heat affected zone.
  • addition of 0.0005% or more is necessary. However, if it exceeds 0.01 o / o, the cleanliness in the steel is remarkably lowered and the toughness is lowered. For this reason, when adding Mg, the content is made 0.0005-0.01%.
  • Either ferrite + bainite, ferrite + martensite, or ferrite + bainite + martensite is 90% or more in area fraction
  • the hard phase is bainite, martensite, or a mixed structure thereof.
  • it should be either ferrite 10 banite, ferrite + martensite, or ferrite + bainite + martensite.
  • the desired strength and yield ratio can be obtained. Desirably, it is 950/0 or higher. That is, the presence of less than 10% residue, island martensite, pearlite, etc. is allowed.
  • the bainite and / or martensite constituting the hard phase have a structure transformed from fine-grained austenite having a thickness direction thickness of 30 m or less.
  • the ferrite When the ferrite is less than 1 Oo / o, the behavior is almost the same as that of bainite or martensite single-phase structure, and the yield strength remains high, making it difficult to achieve the desired low yield ratio.
  • the ferrite content exceeds 50%, soft ferrite is the main component and tensile strength is increased. The degree is greatly reduced and it becomes difficult to achieve a high strength exceeding 900 MPa.
  • it is 10 to 30%. By setting it to 30% or less, a high tensile strength can be stably obtained.
  • the ferrite has an average grain size of 20 jum.
  • Average particle size of cementite in bainite and Z or martensite is 0.5 ⁇ m or less
  • the average particle size of cementite cake in bainite and / or martensite is 0.5 / m or less.
  • the average particle size of cementite is preferably 0.2 jU m or less.
  • the average particle diameter of cementite rice cake is measured using the following method. First, a sample for microstructure observation was collected parallel to the cross section in the plate rolling direction, mirror-polished, speed-etched, and then observed with a scanning electron microscope. Take a photomicrograph. From this micrograph, the equivalent circle diameter of each cementite particle is calculated by image analysis, and the average value is calculated.
  • Nb, Ti, Mo and V contained in a single carbide containing one of Nb, Ti, Mo and V present in steel or in a composite carbide containing two or more of these is contained in steel. Less than 10% of the total of Nb, ⁇ , Mo and V contained (at mass 0 / ⁇ ).
  • Nb, Ti, Mo and V carbides precipitate in the steel in addition to cementite.
  • Precipitation strengthening occurs when the total amount of carbides precipitated from these elements exceeds 100/0 of the content in these steels, and in particular, the target value of low yield ratio is achieved by increasing the yield strength. It becomes difficult to do. Therefore, the amount of carbides forming these carbide forming elements is set to 10% or less.
  • Heating temperature 1 000 ⁇ 1 200 ° C
  • heating temperature shall be 1000-1200 degreeC.
  • the rolling end temperature is lower than the Ar 3 point, rolling is performed in the ferrite transformation temperature range, and the ferrite produced by transformation is processed greatly, and the Charpy absorbed energy is reduced.
  • the rolling is finished at a temperature higher than Ar 3 point + 100 ° C, the effect of refining by austenite non-recrystallization zone rolling becomes insufficient.
  • the austenite refinement effect by the austenite non-recrystallized region rolling can be sufficiently secured by terminating the rolling in the range of Ar 3 points or more and Ar 3 points + 100 ° C. or less. For this reason, the rolling end temperature is set to Ar 3 points or more and Ar 3 points + 100 ° C. or less.
  • Cooling start temperature for accelerated cooling Ar 3 point one 50 ° C or more, less than Ar 3 point
  • the cooling start temperature of accelerated cooling is set to less than Ar 3 points.
  • the cooling start temperature is set to less than 50 ° C for Ar 3 points, the area ratio of the Ferai woven fabric exceeds 50% and the required tensile strength cannot be ensured, so the lower limit is set to Ar 3 points.
  • the cooling start temperature is set to less than 50 ° C for Ar 3 points, the area ratio of the Ferai woven fabric exceeds 50% and the required tensile strength cannot be ensured, so the lower limit is set to Ar 3 points.
  • the cooling rate here refers to the average cooling rate (the value obtained by dividing the difference between the cooling start temperature and the cooling stop temperature by the required time) at the center of the plate thickness Cooling stop temperature for accelerated cooling: 250 ° C or less
  • the stop temperature of accelerated cooling is lowered to generate bainitic and martensitic structures that transform at low temperatures. If the cooling stop temperature exceeds 250 ° C, the accelerated cooling stops with insufficient transformation, and the remaining untransformed structure becomes rough and causes a decrease in toughness. Therefore, the cooling stop temperature should be 250 ° C or less.
  • the reheating treatment method may be either furnace heating or induction heating. This reheating treatment condition is an important condition for obtaining the characteristics of the steel sheet of the present invention. Heating temperature: 300 ⁇ 450 ° C
  • the reheating temperature When the reheating temperature is less than 300 ° C, hydrogen does not diffuse sufficiently and cutting cracks cannot be prevented, so the reheating temperature should be 300 ° C or higher. On the other hand, since it is necessary to suppress the increase in yield strength in order to obtain a yield ratio of 0.85 or less, the precipitation amount of Nb, Ti, Mo, and V carbides does not increase during reheating so that precipitation strengthening does not increase.
  • the upper limit temperature is 450 ° C. Average heating rate: 5 ° CZs or more
  • the heating rate is 5 ° CZs or more.
  • the rate of temperature increase refers to the average rate of temperature increase at the center of the plate thickness (a value obtained by dividing the difference between the reheating start temperature and the reheating temperature by the required time). Reheating start time: Immediately after stopping reheating and cooling.
  • the heating start time is preferably within 300 seconds after stopping accelerated cooling, more preferably within 100 seconds.
  • the high-strength thick steel plate of the present invention as described above can be formed into a high-strength steel pipe used for a line pipe or the like by forming into a pipe according to a conventional method and welding the end.
  • Steel sheets A to K were produced using the steel having the chemical composition shown in Table 1 under the hot rolling “accelerated cooling” reheating conditions shown in Table 2. Reheating was performed using an induction heating type heating device installed on the same line as the accelerated cooling equipment.
  • the obtained steel plate was cut at 20 locations with a shearing machine, and then the cut surface of the steel plate was investigated by magnetic particle flaw detection to determine the number of cut end faces where cut cracks were observed.
  • the number of cut cracks was set to 1 because there was only one edge. A case where no cut cracks were observed at all cut points (number of occurrence of cut cracks 0) was considered good.
  • Examples 1 to 8 of the present invention in which the chemical composition and rolling'cooling and reheating conditions are within the scope of the present invention, showed no cracking and exhibited high strength, high toughness and a low yield ratio.
  • the comparative example outside the scope of the present invention was inferior in any of these characteristics. Specifically, in Comparative Example No. 9 having a rolling end temperature lower than the range of the present invention, the strength decreased because the fraction of the ferrite structure increased. Further, in Comparative Example No. 10 where the cooling start temperature is higher than the range of the present invention, the Charlie absorption energy and the DWTT characteristic with a high yield ratio were lowered because the Ferai transformation at Ar 3 or less did not occur. In Comparative Example No.
  • Comparative Example No. 1 where the time until reheating started exceeded 300 seconds, a fracture occurred.
  • Comparative Example No. 14 where the reheating temperature was lower than the range of the present invention, since the heating temperature was too low and sufficient dehydrogenation did not occur, many cutting cracks occurred.
  • Comparative Example No. 15 where the reheating temperature was higher than the range of the present invention, the yield of carbide increased and the yield ratio (YR) increased due to precipitation strengthening.
  • Comparative Example No. 16 using steel type G in which the C content of the steel sheet is higher than the range of the present invention, showed high strength, the density of cementite became too high, and cut cracks occurred. Charpy absorbed energy was also low. Comparative Example No.
  • It provides a high-strength steel plate with DWTT characteristics and a low yield ratio of 0 ⁇ 85 or less and a tensile strength of 900 MPa or more, and is suitable for line pipes for the transportation of natural gas and crude oil.

Abstract

本発明は耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネルギーおよびDWTT特性を有するとともに低降伏比を示す、引張強度が９００Mpa以上の高強度厚鋼板、その製造方法およびそれを用いた高強度鋼管を提供する。その解決手段として、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：１．５～３％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００１～０．０１％，更にＣｕ：０．０１～２％、Ｎｉ：０．０１～３％、Ｃｒ：０．０１～１％、Ｍｏ：０．０１～１％、Ｖ：０．０１～０．１％、の一種または二種以上を含有し，Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下式を満たし、ミクロ組織がフェライト＋硬質第２相であり、フェライトが面積分率で１０～５０％であり、第２相中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であり、鋼中に存在するＮｂ等の炭化物に含まれるＮｂ等が鋼中含有量の１０％以下である。　１≦（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］／（１．２５×［Ｓ］）≦３…（１）

Description

高強度厚鋼板およびその製造方法、 ならびに高強度鋼管
技術分野
本発明は、天然ガスや原油の輸送用として用いられる高強度ラインパイプ用厚鋼 板およびその製造方法に関するものである。 特に、せん断加工での切断の際、その 切断に対する耐割れ性に優れ、 高靭性 特に DWTT(Drop Weight Tear Test、落 重引裂試験)特性に優れ、かつ降伏比 (降伏強度を引張強度で除した値） が 0. 8 5以下で、引張強度が 900MPa以上の低降伏比高強度ラインパイプ用鋼板および その製造方法、ならびにそれを用いて製造した高強度鋼管に関する。
背景技術
天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは， 近年、 高圧化 による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため， 年々高 強度化されるとともに大地震や凍土地帯における地盤変動によリラインパイプ に大変形が生じても局部座屈による亀裂発生に至らないために高変形能 （高変 形能とは、 例えば、 外部応力に対して大きな一様伸びを示し座屈を防止するこ とや低降伏比であるために伸びに余裕があること、 などを意味する。 ） を有す るという、 弓 I張強度 8 0 0 M Paを超えるラインパイプが既に実用化されている。 近年では、 さらに， 弓 I張強度 9 0 O MPaを超えるラインパイプに対する要求が 具体化されつつある。 このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管用の厚鋼板の製造方法に関し，例え ば特許文献 1には，熱間圧延後 2段冷却を行い， 2段目の冷却停止温度を 300°C以 下とすることで，高強度化を達成する技術が開示されている。
また，特許文献 2には， Cu析出強化を利用した高強度化のための加速冷却 +時 効熱処理条件に関する技術が開示されている。 さらに、特許文献 3には、管厚と 外径との比に応じて、適切な第 2相組織の面積分率を持たせることによって低降伏比 'を示す、耐圧縮局部座屈性に優れた鋼管が開示されている。
しかしながら，特許文献 1に記載された技術のように、冷却停止温度を低くして， 低温変態生成する硬質なベイナイトまたはマルテンサイト組織を導入することで高強 度化を達成した場合，冷却したままの鋼板を必要なサイズにせん断加工で切断する 際，鋼中に残存する拡散性水素が原因で、切断した端面に割れ (以降、切断割れと 称する）が発生する。 弓 I張強度 900MPa未満の鋼板において高変形能を求めてい るが、降伏比が 0. 85以下のものは得られていない。 一方， 特許文献 2のように， 加速冷却後に熱処理を行った場合， 鋼中の水 素は十分拡散させられるので， 切断割れを抑制することはできるものの， 熱処 理過程でミク口組織中にセメンタィ卜が析出■粗大化し， 靱性が低下し， 特に 脆性亀裂伝播停止特性の評価を行う DWT T (Drop We ight Tear Test)特性 が劣化する。 また、 特許文献 2は、 高変形能を有することを指向していないの で、 降伏比が 0 . 8 5以下のものは得られていない。 さらに，特許文献 3に記載されている技術は、当該文献に記載されているように 大地震や凍土地帯における地盤変動により，ラインパイプに大変形が生じても，亀裂 発生にいたらないための高変形能を有するという要求に対応して、降伏強度を引張 強度で除した降伏比 (YR)を低くすることを指向するものであるが、この技術において は、鋼管の母材は第 2相を有することからシャルピー吸収エネルギーが低くなリ、外 因性の事故により発生する延性破壊の亀裂伝播停止特性 (脆性破壊試験は、切り欠 きを付け、または、これに代わる加工を施した試験片もしくは試験体に、静的或いは 動的荷重を加えて行う。この試験において、衝撃荷重により脆性亀裂を発生させ、各 温度における脆性破壊の伝播停止特性を求める。）に優れているとは言えないし、第
1相がフェライト組織であるので弓 Iつ張り強度が 900MPa以上のものは得られない。
【特許文献 1】 特開 2 0 0 3— 2 9 3 0 8 9号公報
【特許文献 2】 特開平 0 8— 3 1 1 5 4 8号公報
【特許文献 3】 特開平 0 9— 1 8 4 0 1 5号公報
発明の開示 本発明は， かかる事情に鑑^>てなされたものであって、 切断割れを起こさ ずにせん断加工することができる高強度厚鋼板および高強度鋼鋼管であってラ インパイプとして使用する際に大地震などの地盤変動による大変形が生じても 局部座屈による亀裂が発生しないように降伏比が低い特性を持たせることを第 1の目的とし、 さらに靱性にも優れる高強度鋼板、 つまリ耐切断割れ性が良好 であり、 優れたシャルピー吸収エネルギーおよび DWTT特性を有するとともに 0 . 8 5 %以下の低降伏比を示す、 引張強度が 9 0 0 M P a以上の高強度厚鋼 板およびその製造方法および高強度鋼管を提供することを目的とする。
本発明者らは、 上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、 以下の知見 を得た。
1 ) 加速冷却したままの高強度厚鋼板の耐切断割れ性が劣るのは、 鋼中の 拡散性水素がトラップサイ卜にトラップされることに起因しており、 これを阻 止するために、 水素量を 2 p p m未満とする必要があり、 そのために少なくと も 3 0 0 °C以上での脱水素熱処理が必要である。 具体的には、 加速冷却停止後、 直ちに再加熱を開始し、 鋼板温度を 3 0 0 °C以上で昇温することで水素の拡散 が促進され、 その結果、 鋼中に残留する水素の量が切断割れ発生限界量である 2 p p mを下回る。
2 ) 軟質なフェライ卜と硬質なペイナイ卜及び/またはマルテンサイ卜を 組み合わせた 2相組織を基本とすることで高強度でかつ低降伏比を達成する ことが可能であるが、 N b、 T i、 Mo、 Vの炭化物が形成されると析出強化によ リ降伏強度が上昇して所望の低降伏比を得難くなるため、 これら炭化物の析 出物を極力抑えることが必要である。
3 ) 上記 2相組織は、 高強度かつ低降伏比を達成できるものの、 延性破壊 の亀裂伝播停止性能を評価する指標であるシャルピー吸収エネルギーについて は、 同じ強度レベルのペイナイトゃマルテンサイト単相組織鋼よりも低くなる 傾向にあるが、 鋼中の 0、 Ca、 Sを適切に制御して鋼中の介在物の形態を制御 し、 特に粗大な MnSを低減させることによリシャルピー吸収エネルギーを所望 のレベルにすることが可能である。
4) 硬質なペイナイトおよび Zまたはマルテンサイトに存在するセメンタイトの平 均粒径が 0. 5 jU m以下であれば脆性亀裂伝播停止性能の指標である DWTT特性 が優れる。そして、再加熱時の加熱速度を速くすることで、加速冷却後に 300°C以上 の温度域に加熱してもセメンタイトをこのような微細な状態に保持することができ、 D WTT特性を良好なものとすることができる。 本発明は、 以上のような知見にもとづいて、 更に検討を加えて完成され たものであり、 以下の （1 ) 一 （5) を提供する。
(1) 高強度厚鋼板は、以下を含む；
質量0 /oで、 C:0. 03~0. 12%, Si:0. 01~0. 50/o、Mn:1. 5〜30/o、AhO. 01〜0. 08%、 Nb:0. 01〜0. 08%、"Π:Ο. 005—0. 025%、 N:0. 001-0. 0 1%、O:0. 003%以下、 S:0. 001%以下、 Ca:0. 0005〜0. 01% ； 且つ、
Cu:0. 01〜2%、NM:0. 01~3%、Cr:0. 01〜1%、Mo:0. 01〜1%、 V:0. 01〜0. 1% の内少なくとも一種の成分；
ここで、 Ca、 0、 Sの含有量は、下記の（1 )式を満たし、残部は、 Feおよび不可 避的不純物からなり、 1≤(1 -130X [0]) X [Ca]/(1. 25 X [S] )≤3〜（1 ) 但し、上記（1)式において、 [0]、 [Ca]、 [S]は各元素の鋼中含有量 (質量％) 更に、 以下のミクロ組織を含む；
• フェライ卜 +ベイナイト、フ： Lライト +マルテンサイト、およびフェライト十べイナ ィト +マルテンサイ卜のいずれかが面積分率で 90%以上；且つ
■ フェライトが面積分率で 10〜50%； 且つ
- ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイ卜の平均粒径が 0. 5 m以下；且つ
■ 鋼中に存在する Nb、 Ti、 Moおよび Vの少なくとも 1種を含む単独炭化物また はこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれる Nb、 Ti、 Mo、 V量の総和が、鋼中 に含有される Nb、 Ti、 Moおよび Vの総和の 10%以下。
(2) 上記の項目（1 )に従う高強度厚鋼板は、更に、以下を含む；
質量0 /oで、 REM:0. 0005〜0. 02%、Zr:0. 0005〜0. 03%、Mg:0. 000 5〜0. 01 %、の内、少なくとも一種の成分。
(3) 上記の項目（1)または（2)に従う高強度厚鋼板において、ベイナイトおよび/ま たはマルテンサイト中に存在するセメンタイトの平均粒径は、 0. Ζβ m以下である。 (4) 高強度厚鋼板を製造する方法は、以下を含む；
•上記の項目（ 1 )または（2)に記載の成分組成を有する鋼を、 1 000〜 1 20 0°Cに加熱後、圧延を開始する工程；
' 950°C以下の温度域での、（圧下回数 totalとしての）累積圧下量が 67%以上 となるように圧延を行う工程；
■ Ar3点以上、 Ar3点 + 1 00°C以下の温度で圧延を終了する工程；
'引き続き、 Ar3点一 50°C以上、 Ar3点未満の温度から、 250°C未満まで、平均 冷却速度 20〜80°CZsの加速冷却を開始する工程；
■250°C未満の温度域で冷却を停止する工程； 及び、
■ 冷却後ただちに、平均昇温速度を 5°CZs以上として 300°C以上 450°C以 下の温度に再加熱する工程。
(5) 高強度鋼管は、以下からなる；
上記の項目（ 1 )から (3)のいずれかに記載の高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
なお、本発明において、高強度とは引張強度 900MPa以上であり、高靱性と は、試験温度一 30°Cでのシャルビ一吸収エネルギー 200J以上で、かつ試験温度 一 30°Cでの DWTTにおける脆性破面率が、 750/0以上であり、低降伏比とは 0. 85 以下である。また、本発明で対象とする厚鋼板とは、板厚 1 0mm以上の鋼板である。 本発明によれば、耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネル ギーおよび DWTT特性を有するとともに 0. 85以下の低降伏比を示し、引張強度が 9 OOMPa以上の高強度厚鋼板を得ることができ、産業上極めて有用である。 発明を実施するための最良の形態 以下、本発明について、成分組成、組織、製造方法に分けて具体的に説明する。
[成分組成]
まず、本発明の高強度厚鋼板の成分組成について説明する。なお、以下におい て％は質量％を意味する。
C : 好ましく (ま、 0. 03〜0. 1 2%
cは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効 果を得るためには 0. 030/0以上含有することが必要であるが、その量が 0. 1 2o/oを 超えると、パイプに加工した時に、パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなリ、溶 接低温割れが発生しやすくなる。このため、 C含有量を 0. 03-0. 1 2%とする。
Si : 好ましくは、 0. 01 ~0. 5%以下
Siは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増力 Πさせる元素であ るが、その量が 0. 01 %未満ではその効果が得られず、 0· 5%を超えると靱性が著 しく低下する。このため、 Si含有量を 0· 01〜0. 5%とする。
Mn : 好ましくは、 1 . 5〜3%
Mnは焼入性向上元素として作用する。その効果はその量が 1 . 5%以上で発揮 されるが、連続錶造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しぐ 30/0を超えると偏 析部での遅れ破壊 の原因となる。このため、 Mn含有量を 1 . 5〜3%の範囲とする。
AI : 好ましくは、 0. 01 -0. 08%
AIは脱酸元素として作用する。その含有量が 0. 01 °/o以上で十分な脱酸効果が得 られるが、 0. 08%を超えると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となる。この ため、 AI含有量を 0. 01 -0. 08%とする。
Nb :好ましくは、 0. 01 ~0. 08% Nbは熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、特に 9 50°C以下を未再結晶領域とするため、 0. 01 %以上含有させる。し力、し、その量が 0. 08%を超えると、溶接した際の HAZの靱性を著しく損ねる。このため、 Nbの含有量 を 0. 01 -0. 08%とする。
Ti : 好ましくは、 0. 005〜0. 025%
Τίは窒化物を形成し、鋼中の固溶 Ν量低減に有効である他、析出した TiNのピン ニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、母材、 HAZの靱性向 上に寄与する。必要なピンニング効果を得るためにはその含有量を 0· 005%以上と することが必要であるが、 0. 025%を超えると炭化物を形成するようになり、それに よる析出硬化によって靱性が著しく劣化してしまう。このため、 Ti含有量を 0. 005〜 0. 025%とする。
N : 好ましくは、 0. 001〜0. 01 0/0
Nは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、前述の通り Τί添加を行うことで、 オーステナイト粒の粗大化を抑制する TiNを形成する。必要とするピンニング効果を 得るためには、その含有量が 0. 001 %以上であることが必要であるが、 0. 01 %を 超えると、溶接部、特に溶融線近傍で 1 450°C以上に加熱された HAZで TiNが分解 し、固溶 Nの悪影響が著しくなる、ことのため、 N含有量を 0. 001〜0. 01 %とする。
Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 Vの一種または二種以上
Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 Vはいずれも焼入性向上元素として作用するため、高強度化 を目的に、これらの元素の一種または二種以上を以下に示す範囲で含有させる。
Cu : 好ましくは、 0. 01〜20/o
Cuは 0. 01 %以上で鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、 2%を超えて含有させ ると靱性の劣化が生じる。このため、 Cuを添加する場合には、その含有量を 0. 01〜 2%とする。 Ni : 好ましくは、 0. 01 ~30/o
Niは 0. 01 %以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添 加しても靱性劣化を生じないため、強靭化に有効であるが、高価な元素であり、かつ 30/0を超えても効果が飽和する。このため、 Niを添加する場合には、その含有量を 0. 01〜3%とする。
Cr: 好ましくは、 0. 01〜1 %
Crもまた 0· 01 %以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、 1 %を超え ると靱性が劣化する。このため、 Crを添加する場合には、その含有量を 0. 01〜1 % とする。
Mo : 好ましくは、 0. 01〜1 0/o
Moもまた 0· 01 0/0以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、 /。を超 えると靱性が劣化する。このため、 Moを添加する場合には、その含有量を 0. 01〜 1 %とする。
V： 好ましくは、 0. 01〜0. 1 %
Vは炭窒化物を形成することで析出強化し、特に溶接熱影響部の軟化防止に寄 与する。この効果は 0. 01 0/0以上で得られるが、0. "| o/oを超えると析出強化が著しく 靱性が低下してしまう。このため、 Vを添加する場合には、その含有量を 0. 01 ~0. 1 %とする。
Ca : 好ましくは、 0. 0005〜0. 01 %
製鋼プロセスにおいて、 Ca含有量が 0. 0005%未満の場合、脱酸反応支配で C aSの確保が難しく靱性改善効果が得られず、—方、 Ca含有量が 0. 01 %を超えた 場合、粗大 CaOが生成しやすくなリ、母材を含めて靱性が低下する上に、取鍋のノズ ル閉塞の原因となり、生産性を阻害する。このため、 Ca含有量を 0. 0005〜0. 0 1 %とする。
O : 好まし ま、 0. 003%以下、 S : 0. 001 %以下
本発明において、 o、 Sは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。 oの 含有量は、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成を抑制する観点から 0. 00 3%以下とする。
また、 を添加することで MnSの生成が抑制されるが、 Sの含有量が多いと Ca による形態制御でも MnSを抑制しきれないため、 0. 001 %以下とする。
1≤(1 - 1 30 x [O] ) X [Caレ（1 . 25 x [S] )≤3
本パラメータ式は、優れた靱性を得るために、鋼中 0、 S含有量と Ca含有量との 関係を規定したものであり、この範囲を満たすことにより、粗大で靱性に悪影響を及 ぼす介在物生成を抑制するとともに、過剰な Ca添加により生成する CaO'CaSの粗 大化を抑制し、シャルビ一吸収エネルギーの低下を防止する。 以下、具体的に説明する。
Caは硫化物形成能を持ち、添加されると製鋼時の溶鋼中でシャルビ一吸収エネ ルギーを低下させる MnSの生成を抑制し、代わりに比較的靱性に無害な CaSを形 成する。ただし、 Caは酸化物形成元素でもあるため、まず酸化物として消費される分 を見込んだ量を添加する必要がある。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在 物生成抑制の観点から、 O≤0. 003%、 S≤0. 001 %とした上で、 CaO生成分を 除いた有効 CaO量 (Ca * )を実験結果の回帰による下記 (a)式のように規定し、さら に下記 (b)式に示すように、 Caと Sの化学量論比 1 . 25で有効 Ca *を割った値が鋼 中 S量になるように Caを添加した場合、鋼中 Sが全て CaSの生成に費やされる。
Ca * = ( 1 - 1 30 X [O] ) X [Ca] …… (a)
[S] ≤ Ca * /1 . 25 …… (b) 一方、 Ca含有量が過剰になると、生成する CaO'CaSの粗大化が生じ、シャルビ 一吸収エネルギーが低下することも判明した。実験室的な検討結果より、この Ca粗 大化を抑制するには、以下の (c)式を満たすことが求められる。
3-[S]≥Ca*/1.25 -…" (c) 以上の検討結果により、上記 (b)式と (c)式で挟まれる範囲として以下の（1)式を 規定する。
1≤(1-130X [O]) X [Caレ（1.25 x [S])≤3 --(1)
ただし、上記（1)式、（a)〜（c)式の [0]、 [Ca], [S]は各元素の鋼中含有量 (質 量0 /o)である。
REM, Zr、 Mgの一種または二種以上
これらは、溶接部の靱性をさらに向上させる観点から、上記基本成分に加え、必 要に応じて添加する。
REM:0.0005〜0.02%
REMは鋼中で酸硫化物を形成し、 0.0005%以上含有させることで溶接熱影響 部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ 0. 020/0を超えても効果が飽和する。このため、 REMを添加する場合には、その含有量 を 0.0005—0.02%とする。
Zr:0.0005—0.03%
Zrは鋼中で炭窒化物を形成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗 大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには 0. 0005%以上の添加が必要であるが、 0.03%を超えると鋼中の清浄度が著しく低 下し、靱性が低下するようになる。このため、 Zrを添加する場合には、その含有量を 0. 0005-0.03%とする。 Mg : 0. 0005〜0. 01 %
Mgは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部におい てオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニン グ効果を得るためには 0. 0005%以上の添加が必要であるが、 0. 01 o/oを超えると 鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになる。このため、 Mgを添加する 場合には、その含有量を 0. 0005-0. 01 %とする。
[ミクロ組織]
次に、ミクロ組織について説明する。
■フェライト +ベイナイト、フェライト +マルテンサイト、フェライト +ベイナイト +マルテ ンサイトのいずれかが面積分率で 90%以上
軟質なフェライトと硬質相の 2相組織とすることで引張強度が高ぐ降伏強度が 低くなリ、高強度と低降伏比とを両立させることができる。そして、 900MPa以上の強 度を得るためには、硬質相をべイナイトまたはマルテンサイトまたはこれらの混合組 織とする。すなわち、フェライト十べイナイト、フヱライト +マルテンサイト、およびフェラ イト +ベイナイト +マルテンサイトのいずれかとする。これらブエライトと硬質相の合計 の面積分率が 90%以上であれば、所望の強度および降伏比を得ることができる。望 ましくは、 950/0以上である。すなわち、 1 0%未満の残留 、島状マルテンサイト、 パーライト等の存在は許容される。靱性の観点から、硬質相を構成するべイナイトお よび またはマルテンサイトは、板厚方向厚さが 30 m以下の細粒オーステナイト から変態した組織であることが望ましい。
'フェライトの面積分率が 10〜50%
フェライトが 1 Oo/o未満の場合、ほとんどべイナイトあるいはマルテンサイト単相組 織と挙動が変わらず、降伏強度が高いままとなり、所望の低降伏比を達成することが 困難となる。一方、フェライトが 50%を超えると 軟質なフェライトが主体となり引張強 度が大きく低下し、 900MPaを超える高強度を達成することが困難となる。好ましく は 1 0〜30%である。 30%以下とすることで安定して高い引張強度を得ることができ る。さらに、靱性向上の観点からフェライトの平均粒径が 20 ju mの細粒であることが 好ましい。
■ベイナイト及び Zまたはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が 0. 5 μ m 以下
切断割れ防止のために焼戻しを行うことで、硬質相中、すなわちべイナイトおよ ぴ またはマルテンサイト中にセメンタイトが析出する。焼戻し条件でこのセメンタイト が 0. 5 / mを超える大きさに粗大化してしまうと、 DWTT特性の劣化およびシャルビ —吸収エネルギーの低下を生じる。このため、ベイナイトおよび またはマルテンサ イト中のセメンタイ卜の平均粒径を 0. 5 / m以下とする。特にセメンタイトの平均粒径 を 0. 2 fi m以下として一層粗大化を抑制することにより、シャルピー吸収エネルギー をより上昇させることができるので、セメンタイ卜の平均粒径は 0. 2 jU m以下が好まし し、。なお、セメンタイ卜の平均粒径は以下の手法を用いて測定される。まず、板圧延方 向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨後、スピードエツチン グ処理を行ってから走査型電子顕微鏡にて観察を行し、、無作為 1 0視野で顕微鏡写 真を撮影する。この顕微鏡写真から個々のセメンタイト粒子の円相当直径を画像解 析にて算出し、その平均値を計算で求める。
'鋼中に存在する Nb、 Ti、 Moおよび Vのいずれか 1種を含む単独炭化物または これらの 2種以上を含む複合炭化物に含まれる Nb、 Ti、 Mo、 V量の総和が、鋼中に 含有される Nb、 Τί、 Moおよび Vの総和の 1 0%以下（質量0 /οにて）。
せん断割れ防止のために焼戻しを行うことで、セメンタイト以外にも Nb、 Ti、 Mo および Vの炭化物が鋼中に析出する。これらの元素の炭化物として析出した量の総 和がこれらの鋼中含有量の 1 00/0を超えると析出強化が生じ、特に降伏強度が上昇 することによリ低降伏比の目標値を達成し難くなる。このため、これら炭化物形成元 素の炭化物を形成する量を 1 0%以下とする。 [製造条件]
次に、製造条件について説明する。
( 1 )熱間圧延
加熱温度： 1 000〜 1 200°C
熱間圧延する際、鋼片全体をオーステナイト化するため、 1000°C以上に加熱す る必要がある。一方、 1 200°Cを超える温度まで鋼片を加熱すると、 TiNピンニングに よってもオーステナイト粒成長が著しぐ母材靱性が劣化する。このため、加熱温度を 1 000〜1 200°Cとする。
950°C以下の温度域での累積圧下量： 67 O/Q以上
前述の通り、 Nb添加によって 950°C以下はオーステナイト未再結晶域である。こ の温度域にて (圧下回数の卜一タルとしての）累積大圧下を行うことにより、オーステ ナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる 鋼の靱性は良好となる。しかし、累積圧下量が 67%未満では、細粒化効果は不十分 であり、鋼の靱性向上効果が得難いため、累積圧下量を 67%以上とする。靱性向上 効果を一層高めるための好適な範囲は 750/0以上である。 圧延終了温度: Ar3点以上、 Ar3点 + 100°C以下
圧延終了温度が Ar3点より低い場合、フェライト変態温度域で圧延することとなり、 変態生成したフェライトが大きく加工され、シャルピー吸収エネルギーが低下する。一 方、 Ar3点 + 100°Cを超える高い温度で圧延を終了した場合、オーステナイト未再結 晶域圧延による細粒化効果が不十分となる。これに対して、 Ar3点以上、 Ar3点 +10 0°C以下の範囲で圧延を終了することにより、オーステナイト未再結晶域圧延による オーステナイト細粒化効果を十分確保することができる。このため、圧延終了温度を Ar3点以上、 Ar3点 + 100°C以下とする。 (2)加速冷却
加速冷却の冷却開始温度: Ar3点一 50°C以上、 Ar3点未満
低降伏比化を実現するため軟質なフェライト組織を変態生成させる必要があるが、 加速冷却を行うとフェライト変態は抑制されるため、熱間圧延後加速冷却を開始する までの間の空冷過程でフェライ卜を変態させる。このため、加速冷却の冷却開始温度 を Ar3点未満とする。一方、冷却開始温度を Ar3点一 50°C未満とすると、フェライ卜組 織の面積率が 50%を超え、必要な引張強度を確保することができなくなるので、下 限を Ar3点一 50°Cとする。 加速冷却の平均冷却速度： 20〜80°O/s
ベイナイトおよび またはマルテンサイトからなる硬質な第 2相組織を得るために 20°CZs以上で加速冷却を行う。一方、冷却速度が 80°CZsを超えても得られる組 織が変わらず材質が飽和することから上限を 80°CZSとする。なお、ここでの冷却速 度は、板厚中心部の平均冷却速度 (冷却開始温度と冷却停止温度の差を所要時間 で除した値〉のことを指す。 加速冷却の冷却停止温度： 250°C以下
鋼板の高強度化のため、加速冷却の停止温度を下げて、低温で変態するべイナ イトやマルテンサイト組織を生成させる。冷却停止温度が 250°Cを超えると、変態が 不十分なまま加速冷却を止めることとなり、残った未変態組織が粗く靱性低下の原因 となるので、冷却停止温度は 250°C以下とする。
(3)再加熱処理
加速冷却で低温変態させて高強度化させた鋼板は、加速冷却後、空冷させても鋼 中の拡散性水素が残留し、切断割れが生じることがある。そこで、冷却停止後、速や かに再加熱処理を行う。再加熱処理の方法は、炉加熱、誘導加熱などのいずれでも かまわない。この再加熱処理条件は本発明鋼板の特性を得るために重要な条件で あ 。 加熱温度： 300〜450°C
再加熱温度が 300°C未満の場合、十分水素が拡散せず、切断割れを防止するこ とができないため、再加熱温度は 300°C以上とする。一方、降伏比 0. 85以下を得る ために降伏強度の上昇を抑える必要があるので、再加熱時に、 Nb、 Ti、 Mo、 Vの炭 化物の析出量が増加して析出強化が増加しないように上限温度を 450°Cとする。 平均昇温速度： 5°CZs 以上
加速冷却を停止した鋼をただちに再加熱することで、加速冷却によって変態生 成したベイナイトあるいはマルテンサイト中に過飽和固溶している炭素がセメンタイト として均質，微細に析出する。そして、 300°Cを超える温度域からセメンタイトは凝集- 粗大化する傾向にある。高強度鋼板の靱性の評価として特に脆性亀裂伝播停止性 能を評価する DWTT特性があるが、特にこの特性に関する本発明者らの研究の結果、 加熱時の昇温速度を速くして前記凝集過程を抑制し、セメンタイトの粗大化を阻止す ることが優れた DWTT特性を得るのに効果があり、そのためには昇温速度を 5°CZs 以上とすれば、セメンタイ卜をほぼ析出直後の微細な状態を維持して優れた DWTT特 性を得ることができることを見出した。このため、昇温速度を 5°CZs以上とする。なお、 ここでの昇温速度は、板厚中心部の平均昇温速度 (再加熱開始温度と再加熱温度の 差を所要時間で除した値)のことを指す。 再加熱開始時期： 再加熱冷却停止後ただちに行う。
再加熱までの時間が長いと、その間の空冷過程での温度低下によって水素 が拡散しに《なり、 100°Cまで低下してしまうと水素は、ほとんど拡散されなくなるた め、加速冷却停止後ただちに再加熱を開始する。加熱開始時期は、加速冷却停止後 300秒以内が好ましぐ 100秒以内がさらに ましい。 なお、本発明において Ar3点は、鋼板圧延後の冷却過程においてフ： Lライ卜変態 が開始する温度であり、各元素の鋼中含有量質量06)から、 Ar3=91 0-31 0C- 80Mn— 20Cu— 55Νί— 1 5Cr— 8OM0を用いて計算することが望ましし、が、特に 規定しない。 以上のような本発明の高強度厚鋼板は、定法に従ってパイプに成形し、端部を溶 接することによってラインパイプ等に用いられる高強度鋼管とすることができる。
【実施例】
表 1に示す化学組成の鋼を用い、表 2に示す熱間圧延'加速冷却'再加熱条件で 鋼板 A〜Kを作製した。なお、再加熱は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘 導加熱型の加熱装置を用いて行った。
8
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S8ZL0£/900ZdT/lJd 19ひ 0U900 OAV 表 2
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注: *印は本発明の範囲外であることを示す
得られた鋼板をせん断機により 20箇所切断し、その後、鋼板切断面を磁粉探傷 により調査し、切断割れが認められた切断端面の数を求めた。ここで、 1つの端面内 に複数の割れが確認できた場合でも、端 としては 1つなので、切断割れの発生数 は 1とした。全ての切断箇所において切断割れが認められない場合 (切断割れ発生 数 0)を良好とした。 次に、得られた鋼板の強度と靱性を評価するために、 API— 5Lに準拠した全厚引 張試験片および DWTT 験片を採取し、板厚中央位置から JIS Z2202 ( 1 980)の Vノッチシャルピー衝撃試験片を採取して、鋼板の引張試験、 DWTT試験 (試験温度 — 30°C)およびシャルピー衝撃試験 (試験温度—30°C)を実施した。また、板圧延方 向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨後、硝酸アルコール エッチング処理を行ってから光学顕微鏡にて組織観察を行い、鋼のミクロ組織の種類 を調査した。（表 3において、 F:フェライト、 B:ベイナイト、 M :マレテンサイト）。 次に、 再度鏡面研磨後、スピードエッチング処理を行ってから走査型電子顕微鏡にて観察 を行い、無作為 1 0視野で顕微鏡写真を撮影する。この顕微鏡写真から個々のセメン タイト粒子の円相当直径を画像解析にて算出し、その平均値を計算した。 鋼板のせ ん断加工試験結果、母材の強度'靱性試験結果をまとめて表 3に示す。（なお、鋼種 Aについて鋼管にしたが、厚鋼板とほぼ同等であった。 )
表 3
Figure imgf000022_0001
ま: *印は本発明の範囲外であることを示す
化学組成および圧延'冷却，再加熱条件が本発明の範囲内である、本発明例 1〜 8は切断割れが発生することなく、かつ高強度，高靱性 '低降伏比を示した。 これに対して、本発明の範囲を外れる比較例はこれらのいずれかの特性が劣って いた。具体的には、圧延終了温度が本発明の範囲よりも低い比較例 No. 9は、フェラ イト組織の分率が高くなつたために強度が低下した。また、冷却開始温度が本発明の 範囲よりも高い比較例 No. 1 0は、 Ar3点以下のフェライ卜変態が起こらなかったため 降伏比が高ぐシャルビ一吸収エネルギーおよび DWTT特性が低下した。冷却停止 温度が本発明の範囲よりも高くかつ再加熱温度が上限を超えた比較例 No. 1 1は、 ベイナイト組織は得られたものの低い温度で変態できず、粗い組織となったため、シ ャルピー吸収エネルギーが低下し、さらに、再加熱時に炭化物の析出が生じたため に降伏比 (YR)が高くなつた。再加熱昇温速度が本発明の範囲よりも低い比較例 No.
1 2は、セメンタイトの粗大化が起こったために、シャルピー吸収エネルギーおよび D
WTT特性が低下した。再加熱開始までの時間が 300秒を超えた比較例 No.1 は切 断割れを起こした。再加熱温度が本発明の範囲よりも低い比較例 No. 1 4は、加熱 温度が低すぎて十分な脱水素が起こらなかったため、切断割れが多数発生した。再 加熱温度が本発明の範囲よりも高い比較例 No. 1 5は、炭化物の析出量が増加し、 析出強化が起きたことで降伏比 (YR)が高くなつた。鋼板の C含有量が本発明の範囲 よりも高い鋼種 Gを用いた比較例 No. 1 6は、高い強度を示したものの、セメンタイト の密度が高くなりすぎて切断割れを起こした。また、シャルピー吸収エネルギーも低 かった。鋼板の Mn含有量が本発明の範囲よりも低い鋼種 Hを用いた比較例 No. 1 7 は、強度が低かった。鋼板の S量が上限を超え、かつ（1 )式で規定される関係を満た さない鋼種 Jを用いた比較例 No. 1 8は、 MnS系介在物が存在し、清浄度が低いた め、シャルピー吸収エネルギーが低かった。さらに、個々の化学成分は本発明の範 囲内であるものの、やはり（1 )式で規定される関係を満たさない鋼種 Kを用いた比較 例 No. 1 9は、 MnS介在物は抑制されたものの Caが過剰となり Ca系介在物による 清浄度低下の結果、シャルピー吸収エネルギ が低下した。 産業上の利用可能性 本発明は、耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネルギーおよび
DWTT特性を有するとともに 0· 85以下の低降伏比を示す、引張強度が 900MPa以 上の高強度厚鋼板を提供するので、天然ガスや原油の輸送用のラインパイプに好適 である。

Claims

請求の範囲
1. 高強度厚鋼板は、以下を含む；
質量0 /oで、 C:0.03〜0. 12%、 Si:0.01~0.5%、Mn:1.5〜3%、AI:0. 01~0.08%、Nb:0.01-0.08%、ΤΊ:0. Ο05~Ο.025%、 Ν:0.001 ~0.0 1%、Ο:0.003%以下、 S:0.001%以下、 Ca:0.0005〜0.01% ； 且つ、
Cu:0.01〜20/o、NM:0.01〜30/o、Cr:0.01〜1%、Mo:0.01-1%. V:0.01〜0. 1% の内少なくとも一種の成分；
ここで、 Ca、 0、 Sの含有量は、下記の（1)式を満たし、残部は、 Feおよび不可 避的不純物からなり、 1≤(1-130x[O])x[Ca]/(1.25x [S])≤3-(1 ) 但し、上記（1)式において、 [0]、 [Ca]、 [S]は各元素の鋼中含有量 (質量％) 更に、 ミクロ組織において、
■ フェライト +ベイナイト、フェライ卜 +マルテンサイト、およびフェライ卜十べイナ イト +マルテンサイトのいずれかが面積分率で 90%以上；且つ
- フェライトが面積分率で 10〜50%； 且つ
- ベイナイトおよび Zまたはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が 0.5 ji m以下；且つ
■ 鋼中に存在する Nb、Ti、 Moおよび Vの少なくとも 1種を含む単独炭化物また はこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれる Nb、 Ti、 Mo、 V量の総和が、鋼中 に含有される Nb、 Ti、 Moおよび Vの総和の 10%以下（質量％にて）。
2.請求の範囲 1に従う高強度厚鋼板は、更に、以下を含む；
質量0 /oで、 REM:0.0005〜0.02%、Zr:0.0005〜0.03%、 Mg:0.000 5~0.01%、の内、少なくとも一種の成分。
3.請求の範囲 1または 2に従う高強度厚鋼板において、ベイナイトおよび/またはマ ルテンサイト中に存在するセメンタイトの平均粒径は、 0. 2 jU m以下である。
4.高強度厚鋼板を製造する方法は、以下を含む；
'請求の範囲 1または 2に記載の成分組成を有する鋼を、 1 000〜1 200°Cに 加熱後、圧延を開始する工程；
■950°C以下の温度域での累積圧下量が 67<½以上となるように圧延を行うェ 程；
■Ar3点以上、 Ar3点 + 1 00°C以下の温度で圧延を終了する工程；
'引き続き、 Ar3点一 50°C以上、 Ar3点未満の温度から、冷却速度 20~80°CZ sの加速冷却を開始する工程；
'250°C未満の温度域で冷却を停止する工程； 及び、
■ 冷却後ただちに、平均昇温速度を 5°C/s以上として 300°C以上 450°C以 下の温度に再加熱する工程。
5. 請求の範囲 1から 3のいずれかに記載の高強度鋼板を用いて製造した高強度鋼 管。
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