JP4048985B2 - 高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼管や圧力容器等の製造に用いるAPI X80グレード以上の強度を有する高強度鋼板に関し、特に、溶接後に行う応力除去焼鈍（ＳＲ）後においても優れた強度と靱性を有する耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油またはガスの掘削用等に用いられるライザー鋼管は円周溶接によって合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を溶接する場合が多い。また、発電プラント等の配管用鋼管やその他強度部材として用いられる鋼材または鋼板はＣｒ―Ｍｏ鋼等と溶接接合される場合が多い。このような場合には、通常、溶接による残留応力除去を目的としてＳＲ処理（応力除去焼鈍）が施されるが、熱処理によって強度低下や靱性低下を招くことが懸念されるため、ＳＲ処理が施される鋼管や鋼材に対してはＳＲ処理後も強度、靱性が確保されることが要求されている。また近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コストの削減から、API X80グレード以上の高強度鋼管または鋼材に対する要求も高まっている。
このような要求に対して、API X80グレード以上の耐ＳＲ特性に優れた鋼板または鋼管が知られている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００３】
【特許文献１】
特開平１１−５０１８８号公報
【０００４】
【特許文献２】
特開２００１−１５８９３９号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許文献１に記載の鋼板はＳＲ処理による強度低下をＳＲ時のＣｒ炭化物の析出によって補っているため、多量のＣｒの添加が必要となっており、素材コストが高いだけでなく、溶接性や靱性の低下が問題となっていた。一方、特許文献２に記載の鋼管はシーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＳＲ処理による母材強度の低下がさけられないため、制御圧延や加速冷却によってＳＲ前の強度を高めておく必要があった。
【０００６】
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、API X80グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしに、優れた耐ＳＲ特性を示す高強度鋼板を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で示されるＣｅｑ値が０．３２以上であり、さらに、原子％でのＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量が０．１４％以上で、かつ原子％でのＣ量との比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）が０．６〜１．４３である鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２６℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・・（１）
但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（Ｂ）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（Ａ）に記載の高強度鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは耐ＳＲ特性向上と高強度の両立のために、ＳＲ処理による鋼材のミクロ組織変化について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、X65グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却されて製造されている。そのため、ミクロ組織はベイナイト主体か、またはベイナイト中にマルテンサイト（ＭＡ）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＳＲ処理を施すと、ベイナイト中のセメンタイト組織またはマルテンサイトが焼戻しにより分解するため強度低下はさけられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＳＲ時にCr炭化物等を析出させる方法があるが、炭化物が容易に粗大化するために靭性低下を生じてしまう。このように変態強化によって、ＳＲ後でも強度、靭性を確保することには限界があることが明白である。そこで、本発明者らは優れた耐ＳＲ特性が得られるミクロ組織形態に関して鋭意研究を行った結果、以下のａ）〜ｃ）の知見を得るに至った。
【０００９】
ａ）、加速冷却により得られるベイナイト組織がＳＲ処理によって軟化しても、ＳＲ処理によって微細でかつ安定な析出物を析出させれば、大幅な靱性低下を招かずに、ＳＲ後の強度を確保できる。ＳＲ処理によって析出強化を得るためには、高冷速の加速冷却を行いセメンタイトの析出を抑制しＣが過飽和に固溶したベイナイト組織とし、そして、ＳＲ処理時に鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることによって強化すればよい。
【００１０】
ｂ）、鋼中で析出する種々の析出物について検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物は適正な成分バランスの元では、１０nm以下の極めて微細な析出物となり、かつ熱的にも安定である。
【００１１】
ｃ）、上記ｂ）のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物が分散析出した鋼は、析出強化によって高強度が得られるだけでなく、７００℃程度以下の加熱によっても微細炭化物が分解または粗大化することが無いため、ＳＲ処理後もその高い強度・靱性が維持されるものである。
【００１２】
以下、本発明の高強度鋼板の製造方法について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００１３】
Ｃ：０.０３％以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０３％以上、０.０７％未満に規定する。
【００１４】
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。
【００１５】
Ｍｎ：０.５〜２％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２％を超えると再加熱時にマルテンサイト（ＭＡ）を生じるためＳＲ処理後の強度が劣化するだけでなく、溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２％に規定する。
【００１６】
Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。望ましくは０.０１％〜０.０８％である。
【００１７】
Ｍｏ：０.１〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.１％以上含有させることで、加速冷却時のベイナイト変態による強度上昇に寄与する。また、ＳＲ時には、ＴｉまたはＮｂ、Ｖとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.１〜０.５％に規定する。
【００１８】
Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。Ｔｉは０.００５％以上添加することで、ＳＲ時にＭｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性及び母材靱性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。
【００１９】
Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させる。また、ＳＲ時には、Ｍｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００２０】
Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＳＲ時にＭｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。
【００２１】
Ｃｅｑ値：０．３２以上とする。
【００２２】
Ｃｅｑ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示されるが、このＣｅｑ値が０．３２未満ではAPI X80グレードの高強度が得られないため、０．３２以上に規定する。溶接性・靭性の観点からは、Ｃｅｑ値の上限を０．５５とすることが好ましい。下記（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・・（１）
原子％でのＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量：０．１４％以上とする。Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは微細炭化物として析出強化に寄与し、さらにＳＲ後の強度保持に有効な元素である。析出強化量はこれらの原子％での合計量に従って増加するが、０．１４％未満ではその効果が不足し十分な強度が得られないため、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子％での合計量は０．１４％以上とする。なお、上記元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（２）式により求めることもできる。下記（２）式の元素記号は各含有元素の質量％である。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００・・・・（２）
さらに、Ｃ量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの合計量の比である、[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）：０．６〜１．７とする。ここで、[Ｃ]、[Ｍｏ]、[Ｔｉ]、[Ｎｂ]、[Ｖ]はその成分の原子％の含有量（at%）を示す。本発明鋼板における高強度化はＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む複合析出物（炭化物）によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加する事によって、熱的に安定でかつ非常に微細な複合析出物を得ることができる。このときＣの原子％での含有量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の原子％での含有量の合計量の比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]+[Ｔｉ]+[Ｎｂ]+[Ｖ]）の値は、０．６〜１．７とする。[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）の値が０．６未満または１．７を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明の複合析出物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＳＲ特性の劣化や、靭性の劣化を招くため、[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）の値を０．６〜１．７に規定する。なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（３）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７とする。
【００２３】
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）・・・・（３）
本発明では鋼板の強度をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。
【００２４】
Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２５】
Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２６】
Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％をこえて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００３５％に規定する。
【００２８】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００２９】
次に、上記組成の鋼を用いた本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００３０】
本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１１００〜１３００℃、圧延終了温度：７５０℃以上で熱間圧延を行い、その後２０℃/s以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行うことで、Ｃが過飽和に固溶したベイナイト相組織とし、ＳＲ処理時にＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる微細な複合炭化物を分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００３１】
加熱温度：１１００〜１３００℃とする。加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１１００〜１３００℃とする。
【００３２】
圧延終了温度：７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
【００３３】
圧延終了後、直ちに２０℃/s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が２０℃/s未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃/s以上に規定する。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００３４】
冷却停止温度：４００℃未満とする。本発明では圧延終了後加速冷却によりＣが過飽和に固溶したベイナイト単相とすることによって、ＳＲ処理時に微細析出物による析出強化が得られる。しかし、冷却停止温度が４００℃以上では、ベイナイト変態が完了しないため、冷却停止後の空冷時にパーライトが析出し加速冷却後に十分な強度が得られないだけでなく、固溶Ｃ量が不足しＳＲ処理での微細炭化物の析出が不十分となり、ＳＲ後の強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を４００℃未満に規定する。
【００３５】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｌ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１９mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１７）を製造した。
【００３６】
【表１】

【００３７】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ.１〜１７）の製造条件を表２に示す。
【００３８】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。降伏強度５５１MPa以上、引張強度６２０MPa以上を本発明に必要な強度とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。そして、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の物を良好とした。
【００３９】
また耐ＳＲ特性を調査するため、各鋼板をガス雰囲気炉を用いてＳＲ処理を行った。このときの熱処理条件は６５０℃で２時間とし、その後炉から取り出し空冷によって室温まで冷却した。そして、ＳＲ処理前後の鋼板の引張特性及びシャルピー衝撃特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。
【００４０】
【表２】

【００４１】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜９はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、ＳＲ処理の前後で、降伏強度５５１MPa以上、引張強度６２０MPa以上の高強度であり、さらに母材靱性及び溶接熱影響部靭性も良好であった。
【００４２】
Ｎｏ.１０〜１２は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.１３〜１７は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶接熱影響部靭性が劣っていた。
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、API X80グレード以上の高強度を有し、かつＳＲ処理後も強度靭性の優れた鋼板が得られる。このため、特にＳＲ処理を行う可能性のある鋼管や圧力容器等への利用に好適である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で示されるＣｅｑ値が０．３２以上であり、さらに、原子％でのＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量が０．１４％以上で、かつ原子％でのＣ量との比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）が０．６〜１．４３である鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２６℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
   Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・・（１）
   但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
2. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。