JP5472423B2 - 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 - Google Patents
耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5472423B2 JP5472423B2 JP2012229386A JP2012229386A JP5472423B2 JP 5472423 B2 JP5472423 B2 JP 5472423B2 JP 2012229386 A JP2012229386 A JP 2012229386A JP 2012229386 A JP2012229386 A JP 2012229386A JP 5472423 B2 JP5472423 B2 JP 5472423B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- steel
- toughness
- temperature
- steel plate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は，天然ガスや原油の輸送用として用いられる引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性のラインパイプ用厚鋼板に関し，特に，せん断加工での切断の際，切断面での耐切断割れ性に優れるものに関する。
近年，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，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、既にＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが実用化されているが，さらに，引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレード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においては，熱間圧延後２段冷却を行い，２段目の冷却停止温度を３００℃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においては，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。
しかしながら，特許文献１記載のように、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あるい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板面に平行な割れ（以降、切断割れと称する）が発生する。
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，切断割れは抑制できるものの，熱処理過程でミクロ組織中にセメンタイトが析出・粗大化し，靱性低下，特に脆性亀裂伝播停止特性の評価を行うＤＷＴＴ（ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）特性が劣化する。
また，天然ガス輸送用ラインパイプにおいては，外因性の事故により発生した延性破壊の亀裂伝播停止を目的として，高い母材シャルピー吸収エネルギー値や、脆性亀裂発生防止の観点から優れたＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）値といった様々な靭性要求を満足しなくてはならない。
本発明は，種々の靭性要求を満足し、且つ耐切断割れ性を改善した高強度厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは，加速冷却ままの高強度厚鋼板の切断割れについて，鋭意研究を重ねた結果，切断割れについては以下の１）、２）、セメンタイトの粗大化挙動については３）、ＤＷＴＴ特性については４）〜６）の知見を得た。
１）鋼中の拡散性水素が，各トラップサイトにトラップされることを阻止するために，少なくとも３００℃以上での脱水素の熱処理が必要である。
１）鋼中の拡散性水素が，各トラップサイトにトラップされることを阻止するために，少なくとも３００℃以上での脱水素の熱処理が必要である。
２）加速冷却停止後，ただちに再加熱を開始し，鋼板温度を３００℃以上に昇温することで，水素の拡散が促進される結果，鋼中に残留する水素が割れ発生限界量を下回る。
３）再加熱時の加熱速度を速くすることで，３００〜５００℃といった温度域に加熱してもセメンタイトの粗大化が抑制され，ＤＷＴＴ特性が劣化しなくなる。
４）熱間圧延時におけるオーステナイト未再結晶域圧延の強化が有効であるが、大圧下を行うとシャルピー吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ値の低下が生じる。
５）オーステナイト未再結晶域圧延を強化した材料は、シャルピー試験あるいはＣＴＯＤ試験時にセパレーションと呼ばれる板面と平行な面が剥離するような亀裂発生が生じ、その結果シャルピー試験でのシャルピー吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ値が低下する。
６）セパレーションを抑制しつつ、優れたＤＷＴＴ特性を得るためにはオーステナイト未再結晶域における圧延温度、特に圧延終了温度を厳格に制御することが有効である。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｂ：０．０００５〜０．００３％以下
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、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し，ミクロ組織がベイナイト，マルテンサイト，ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかであることを特徴とする耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性厚鋼板。
１ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｂ：０．０００５〜０．００３％以下
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、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し，ミクロ組織がベイナイト，マルテンサイト，ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかであることを特徴とする耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性厚鋼板。
２ 成分組成が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種あるいは二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性厚鋼板。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種あるいは二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性厚鋼板。
本発明により，切断割れの発生防止に優れる，引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性を備えた厚鋼板が得られ、産業上極めて有用である。
本発明では成分組成、製造条件を規定する。鋼板の成分限定理由を説明する。尚、本発明で、高強度とは引張強度９００ＭＰａ以上、高靱性とは、ＤＷＴＴ特性（試験温度−３０℃での脆性破面率７５％以上）、試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギ−２００Ｊ以上、試験温度−２０℃での限界開口変位量δｃ：０．１５ｍｍ以上、厚鋼板とは板厚６ｍｍ以上とする。
［成分組成］％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
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。これらの効果を得るためには０．０３％以上の添加が必要であるが，０．１２％を超えて添加すると，
パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，溶接低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とする。
［成分組成］％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
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。これらの効果を得るためには０．０３％以上の添加が必要であるが，０．１２％を超えて添加すると，
パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，溶接低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
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加させる元素であるが、０．０１％以下ではその効果がなく，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下
するため上限を０．５％とする。
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加させる元素であるが、０．０１％以下ではその効果がなく，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下
するため上限を０．５％とする。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．５％以上の添加によりその効果は得られるが，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とする。
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．５％以上の添加によりその効果は得られるが，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とする。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とする。
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とする。
Ｎｂ：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９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上添加する。一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
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９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上添加する。一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで，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０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とする。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
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Ｔｉ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。
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Ｔｉ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０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．０１％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解し，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．０１％とする。
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、特に０．０００５％以上の添加でフェライト変態が抑制され、フェライト生成により２相組織となりシャルピー吸収エネルギーが低下することを防止する。一方、０．００３％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を０．００３％とする。
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、特に０．０００５％以上の添加でフェライト変態が抑制され、フェライト生成により２相組織となりシャルピー吸収エネルギーが低下することを防止する。一方、０．００３％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を０．００３％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，または二種以上を添加する。
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，または二種以上を添加する。
Ｃｕ：０．０１〜２％
Ｃｕは，０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし，２％以上の添加を行うと，靱性劣化が生じるため，上限を２％とする。尚，０．８％以上添加した場合，時効熱処理による析出強化が著しく溶接熱影響部の軟化防止にも寄与するため、好ましくは０．８〜２％とする。
Ｃｕは，０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし，２％以上の添加を行うと，靱性劣化が生じるため，上限を２％とする。尚，０．８％以上添加した場合，時効熱処理による析出強化が著しく溶接熱影響部の軟化防止にも寄与するため、好ましくは０．８〜２％とする。
Ｎｉ：０．０１〜３％
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，強靱化に有効であるが，高価な元素であり，かつ３％を超えて添加しても強度上昇が飽和するため，上限を３％とする。
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，強靱化に有効であるが，高価な元素であり，かつ３％を超えて添加しても強度上昇が飽和するため，上限を３％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方，１％を超えて添加すると，靱性が劣化するため，上限を１％とする。
Ｃｒもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方，１％を超えて添加すると，靱性が劣化するため，上限を１％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方，１％を超えて添加すると，靱性が劣化するため，上限を１％とする。
Ｍｏもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方，１％を超えて添加すると，靱性が劣化するため，上限を１％とする。
Ｖ：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。０．０１％以上の添加によりこの効果が得られるが，０．１％を超えて添加すると，析出強化が著しく靱性が低下するため，上限を０．１％とする。
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。０．０１％以上の添加によりこの効果が得られるが，０．１％を超えて添加すると，析出強化が著しく靱性が低下するため，上限を０．１％とする。
以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、溶接部の靭性を更に向上させる場合、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇの一種または二種以上を添加する。
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇ
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物、窒化物を形成し，主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制し，靱性を向上させる目的で添加する。
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物、窒化物を形成し，主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制し，靱性を向上させる目的で添加する。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの形成を抑制する。一方、０．０１％を超えた場合、ＣａＯーＣａＳのクラスタを形成し、母材を含めて靱性が低下するうえに、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの形成を抑制する。一方、０．０１％を超えた場合、ＣａＯーＣａＳのクラスタを形成し、母材を含めて靱性が低下するうえに、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し，０．０００５％以上添加す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０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，上限を０．０２％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し，０．０００５％以上添加す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０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，上限を０．０２％とし、添加する場合は、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，とく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％を超えて添加すると，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ため，上限を０．０３％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し，とく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％を超えて添加すると，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ため，上限を０．０３％とし、添加する場合は、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。
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％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が低下し，靱性が低下するようになるため，上限を０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
［製造条件］
加熱温度：１０００〜１２００℃
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℃以上に加熱する。一方，１２００℃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く，母材靱性が劣化するため，１２００℃以下とする。
加熱温度：１０００〜１２００℃
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℃以上に加熱する。一方，１２００℃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く，母材靱性が劣化するため，１２００℃以下とする。
９５０℃以下での累積圧下量≧７０％
前述の通り，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である。この温度域にて累積で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ＤＷＴＴ特性は良好となる。
前述の通り，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である。この温度域にて累積で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ＤＷＴＴ特性は良好となる。
圧下量が７０％未満では，細粒化効果は不十分でＤＷＴＴ特性向上が得られないため，累積圧下量の下限を７０％とする。尚、著しく靱性向上を狙うための好適範囲は７５％以上である。
圧延終了温度：８００℃以上
オーステナイト未再結晶域での累積大圧下は、ＤＷＴＴ特性の向上に有効であるが、８００℃未満の低温域での圧延はオーステナイト粒に集合組織が形成され、加速冷却後の変態組織にも受け継がれてセパレーションを生じやすくし、シャルピー吸収エネルギーやＣＴＯＤ値を低下させるため、圧延終了温度は８００℃以上とする。
オーステナイト未再結晶域での累積大圧下は、ＤＷＴＴ特性の向上に有効であるが、８００℃未満の低温域での圧延はオーステナイト粒に集合組織が形成され、加速冷却後の変態組織にも受け継がれてセパレーションを生じやすくし、シャルピー吸収エネルギーやＣＴＯＤ値を低下させるため、圧延終了温度は８００℃以上とする。
圧延終了温度の上限は特に定めないが、圧延中の温度上昇により再結晶と未再結晶の境界温度である９５０℃以上となることを防止するため、好ましくは９００℃以下とする。
加速冷却の冷却開始温度：７００℃以上８００℃未満
加速冷却開始温度は７００℃以上とする。加速冷却開始温度が低いと、熱間圧延後、加速冷却開始までの空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下するようになるので、７００℃以上とする。
加速冷却開始温度は７００℃以上とする。加速冷却開始温度が低いと、熱間圧延後、加速冷却開始までの空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下するようになるので、７００℃以上とする。
一方、８００℃以上の温度から加速冷却を行うと、オーステナイト未再結晶域での強圧下で形成されたオーステナイトの集合組織が回復する前に、ベイナイト変態、マルテンサイト変態が生じ、セパレーションが生じやすく、シャルピー吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ値が低下するため、８００℃未満とし、好ましくは７５０℃以下とする。
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
加速冷却の冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。加速冷却の冷却速度が遅い場合、フェライト変態が生じ、鋼板の強度が低下する。一方，８０℃／ｓを超える冷却速度としたとき，特に鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ，鋼板強度は上昇するものの，靱性劣化，特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため，冷却速度の上限を８０℃／ｓとする。
加速冷却の冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。加速冷却の冷却速度が遅い場合、フェライト変態が生じ、鋼板の強度が低下する。一方，８０℃／ｓを超える冷却速度としたとき，特に鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ，鋼板強度は上昇するものの，靱性劣化，特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため，冷却速度の上限を８０℃／ｓとする。
加速冷却の冷却停止温度：≦２５０℃
鋼板の高強度化のため，加速冷却の停止温度を下げて，低温で変態するベ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℃を超える温度の場合，靱性が低い上部ベイナイト組織となるため，冷却停止温度は２５０℃以下とする。
鋼板の高強度化のため，加速冷却の停止温度を下げて，低温で変態するベ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℃を超える温度の場合，靱性が低い上部ベイナイト組織となるため，冷却停止温度は２５０℃以下とする。
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、速やかに再加熱を行う。再加熱方法は，炉加熱，誘導加熱いずれでもかまわない。
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、速やかに再加熱を行う。再加熱方法は，炉加熱，誘導加熱いずれでもかまわない。
再加熱温度：３００℃〜５００℃
再加熱温度が３００℃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℃以上とする。一方，５００℃を超える温度まで加熱すると，焼き戻しによる軟化で強度低下が著しいことから，上限を５００℃とする。
再加熱温度が３００℃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℃以上とする。一方，５００℃を超える温度まで加熱すると，焼き戻しによる軟化で強度低下が著しいことから，上限を５００℃とする。
再加熱時の昇温速度：≧５℃／ｓ
再加熱時の昇温速度が５℃／ｓ未満の場合，特に３００℃を超えるような温度まで加熱する途中でセメンタイトが生成，粗大化するため，ＤＷＴＴ特性の劣化が著しい。再加熱時の昇温速度を５℃／ｓ以上とし、セメンタイトの粗大化を抑制する。
再加熱時の昇温速度が５℃／ｓ未満の場合，特に３００℃を超えるような温度まで加熱する途中でセメンタイトが生成，粗大化するため，ＤＷＴＴ特性の劣化が著しい。再加熱時の昇温速度を５℃／ｓ以上とし、セメンタイトの粗大化を抑制する。
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くくなるため，加熱開始は好ましくは３００秒以内、更に好ましくは１００秒以内とする。
［ミクロ組織］
引張強度≧９００ＭＰａの高強度を達成するためには低温変態して転位密度の高い組織とする必要がある．また，このような硬質なミクロ組織中に少量のフェライトやパーライトが混入すると母材ＣＴＯＤ値がポップインの発生によりばらつきやすくなることから，本発明における鋼のミクロ組織は，ベイナイト，マルテンサイトあるいはベイナイト＋マルテンサイト２相組織に限定する．
本発明において鋼の製鋼方法については特に限定しないが，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。
引張強度≧９００ＭＰａの高強度を達成するためには低温変態して転位密度の高い組織とする必要がある．また，このような硬質なミクロ組織中に少量のフェライトやパーライトが混入すると母材ＣＴＯＤ値がポップインの発生によりばらつきやすくなることから，本発明における鋼のミクロ組織は，ベイナイト，マルテンサイトあるいはベイナイト＋マルテンサイト２相組織に限定する．
本発明において鋼の製鋼方法については特に限定しないが，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。
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，再加熱には，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。
〜Ｋを作製した．なお，再加熱には，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。
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，端面としては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，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片およびＤＷＴＴ試験片およびＢＳ７４４８に準拠したＢ（板厚）×２Ｂサイズの３点曲げＣＴＯＤを採取した。
板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）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，ＣＴＯＤ試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。
採取して，鋼板の引張試験，ＤＷＴＴ試験，ＣＴＯＤ試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。
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．鋼板のせん断加工試験結果，母材の強度・靱性試験結果，ミクロ組織観察結果をまとめて表３に示す。
尚、表３においてＣＴＯＤ−２０（ｍｍ）はー２０℃での限界開口変位量δｃ（ｍｍ）を示す。
本発明範囲は、せん断加工試験では割れ無し、母材の強度は引張強度９００ＭＰａ以上、降伏強度７５０ＭＰａ以上、母材靭性ｖＥ−３０２３０Ｊ以上、ＤＷＴＴ ＳＡ−３０ ７５％以上、ＣＴＯＤ−２００．１５以上を本発明範囲とした。
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，発明例１〜８は切断
割れが発生することなく，かつ高強度・高靱性を示した。
割れが発生することなく，かつ高強度・高靱性を示した。
一方，圧延終了温度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０はＣＴＯＤ
値が低下した。
値が低下した。
冷却停止温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１１は，一部上部ベイナイト組織
が生成したため強度が低下した。
が生成したため強度が低下した。
再加熱昇温速度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１２は，セメンタイトの粗大化が生じたため、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。
再加熱温度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１３は，加熱温度が低すぎて充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。一方、再加熱温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１４は，加熱温度が高すぎたため，強度が低下した。
鋼板のＣ添加量が本発明の上限を上回る鋼種Ｇを用いた比較例Ｎｏ．１５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およびＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ値が低下した。
鋼板のＭｎ添加量が本発明の下限を下回る鋼種Ｈを用いた比較例Ｎｏ．１６は，強度が低下した。
鋼板のＮｂ添加量が本発明の上限を上回る鋼種Ｊを用いた比較例Ｎｏ．１７は，Ｎｂ系
炭化物が増加しすぎたために，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性およびＣＴＯＤ値が低下した。
炭化物が増加しすぎたために，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性およびＣＴＯＤ値が低下した。
鋼板のＢ添加量が本発明の下限を下回る鋼種Ｋを用いた比較例Ｎｏ．１８は，加速冷却を開始する前の空冷過程で初析フェライトが生成し，ミクロ組織がフェライト+ベイナイトとなったことから，シャルピー吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ値が低下した。
Claims (2)
- ［請求項１］
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含有し、
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、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し，ミクロ組織がベイナイト又はマルテンサイトのいずれかであり、
母材の引張強度が９００ＭＰａ以上であり、
母材の降伏強度が７５０ＭＰａ以上であり、
母材靭性ｖＥ −３０ が２３０Ｊ以上であり、
ＤＷＴＴ ＳＡ −３０ が７５％以上であり、
ＣＴＯＤ −２０ が０．１５以上であることを特徴とする耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板。 - 成分組成が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種あるいは二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靱性厚鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012229386A JP5472423B2 (ja) | 2005-03-29 | 2012-10-17 | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005093416 | 2005-03-29 | ||
| JP2005093416 | 2005-03-29 | ||
| JP2012229386A JP5472423B2 (ja) | 2005-03-29 | 2012-10-17 | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006053167A Division JP5157072B2 (ja) | 2005-03-29 | 2006-02-28 | 耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靭性厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013047393A JP2013047393A (ja) | 2013-03-07 |
| JP5472423B2 true JP5472423B2 (ja) | 2014-04-16 |
Family
ID=48010522
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012229386A Expired - Lifetime JP5472423B2 (ja) | 2005-03-29 | 2012-10-17 | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5472423B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108474049A (zh) * | 2015-11-16 | 2018-08-31 | 德国不锈钢特钢有限及两合公司 | 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6343472B2 (ja) | 2014-03-28 | 2018-06-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4213833B2 (ja) * | 1999-10-21 | 2009-01-21 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接部靱性に優れた高靱性高張力鋼とその製造方法 |
| JP2002115024A (ja) * | 2000-10-06 | 2002-04-19 | Nkk Corp | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 |
| JP4220871B2 (ja) * | 2003-03-19 | 2009-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP5176271B2 (ja) * | 2005-03-22 | 2013-04-03 | 新日鐵住金株式会社 | コーティング処理による加熱後の降伏強度の上昇を抑制した引張強さ７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用高強度鋼板の製造方法およびそれを用いたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法 |
-
2012
- 2012-10-17 JP JP2012229386A patent/JP5472423B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108474049A (zh) * | 2015-11-16 | 2018-08-31 | 德国不锈钢特钢有限及两合公司 | 具有贝氏体组织结构的优质结构钢，由其生产的锻造件和锻造件的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013047393A (ja) | 2013-03-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2264205B1 (en) | High-strength steel plate excellent in low-temperature toughness, steel pipe, and processes for production of both | |
| KR101388334B1 (ko) | 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 | |
| JP5348386B2 (ja) | 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| EP2397570A1 (en) | Steel plate for line pipes with excellent strength and ductility and process for production of same | |
| JP3344308B2 (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 | |
| JP4997805B2 (ja) | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 | |
| JP5217385B2 (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009091653A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP5391542B2 (ja) | 変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP4882251B2 (ja) | 高強度高靱性鋼板の製造方法 | |
| JP5157072B2 (ja) | 耐切断割れ性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高強度・高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP5157387B2 (ja) | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP2010235986A (ja) | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| US20210102269A1 (en) | Rolled h-shape steel and manufacturing method thereof | |
| JP5157066B2 (ja) | 耐切断割れ性とｄｗｔｔ特性に優れた高強度・高靱性厚鋼板の製造方法。 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP5439889B2 (ja) | 厚肉高靭性鋼管素材用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5505487B2 (ja) | 耐切断割れ性とｄｗｔｔ特性に優れた高強度・高靭性厚鋼板 | |
| JP5472423B2 (ja) | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板 | |
| CN100513611C (zh) | 高强度厚钢板及其制造方法、以及高强度钢管 | |
| JPH08311549A (ja) | 超高強度鋼管の製造方法 | |
| JP5151034B2 (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法および高張力ラインパイプ用鋼板 | |
| JP2009161824A (ja) | 高降伏強度・高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JPH08311548A (ja) | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 | |
| JP5055899B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法および高強度溶接鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20131015 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131213 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140107 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140120 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5472423 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |