JP5842577B2

JP5842577B2 - 耐歪時効性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板

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Publication number: JP5842577B2
Application number: JP2011261605A
Authority: JP
Inventors: 仲道　治郎; 治郎仲道; 純二嶋村; 西村　公宏; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-11-30
Filing date: 2011-11-30
Publication date: 2016-01-13
Anticipated expiration: 2031-11-30
Also published as: JP2013112872A

Description

本発明は、主にラインパイプ分野での使用に好適な、高靱性低降伏比高強度鋼板に関するものであり、特に、耐歪時効特性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板に関する。

近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化、高一様伸びが要求されている。たとえば、大変形を受ける可能性がある地震地帯等へ適用されるラインパイプ用鋼材には、低降伏比化、高一様伸び性能が要求されることがある。ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管のような溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状へ成形して、突合せ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪時効が生じ、降伏応力が上昇し、鋼管における降伏比は鋼板における降伏比よりも大きくなってしまうという問題がある。また、これらラインパイプ用鋼材の使用温度が低いために高靱性であることも要求される。

一般に、鋼材の金属組織を、軟質相であるフェライトの中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化、高一様伸び化が可能であることが知られている。

上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、特許文献１には、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が開示されている。

特許文献２には、製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ_３変態点以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ_３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている。

特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、特許文献３には、Ａｒ_３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が開示されている。

さらには、特許文献４には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、低降伏比ならびに優れた溶接熱影響部靭性を達成する技術として、Ｔｉ／ＮやＣａ−Ｏ−Ｓバランスを制御しながら、フェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織とする方法が開示されている。

また、特許文献５には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の添加により、低降伏比かつ高一様伸び性能を達成する技術が開示されている。

歪み時効に対しては、たとえば、特許文献６および７には、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物、あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種以上を含有する複合炭化物の微細析出物を活用した、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法が開示されている。

特開昭５５−９７４２５号公報特開昭５５−４１９２７号公報特開平１−１７６０２７号公報特許４０６６９０５号公報特開２００８−２４８３２８号公報特開２００５−６０８３９号公報特開２００５−６０８４０号公報

しかしながら、特許文献１に記載の熱処理方法では、二相域焼入れ温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下、製造コストの増加を招くという問題がある。

また、特許文献２に記載の技術では、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下するという問題がある。

さらには、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ^２（５０ｋｇ／ｍｍ^２）以上の鋼材とするために、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。

また、特許文献４記載の技術では、パイプラインなどに用いられる場合に要求される一様伸び性能についてはミクロ組織の影響など必ずしも明確となっていなかった。

特許文献５に記載の技術では、合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。

特許文献６または７に記載の技術では、耐歪時効特性は改善されたものの、パイプラインなどに用いられる場合に要求される一様伸び性能との両立については未解決である。

このように従来の技術では、生産性を低下させたり、また素材コストを上昇させたりすることなく、耐歪時効特性にも優れた高靭性低降伏比高強度鋼板を製造することは困難であった。

そこで、本発明は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率、低コストで製造可能な、耐歪み時効特性に優れた高靭性低降伏比高強度鋼板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るために、鋼板の製造方法、特に制御圧延及び制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。

加速冷却過程で鋼板の金属組織を、ベイナイト相中に硬質な島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）が均一に生成した２相組織とすることにより低降伏比化が可能である。
さらに、冷却−再熱処理による昇温速度、再熱温度および保持時間を変化させてＭＡの形態について調査した結果、ＭＡ中に含まれるγ相の面積分率が１０％以下であることが重要であることがわかった。同様に、熱処理条件によって、ＭＡ中の組織形態、炭素濃度および炭化物量を制御できることがわかった。このＭＡ形態制御に関する知見をもとに、耐歪み時効特性について検討を行った。

歪み時効は、材料中の炭素による転位の固着や炭化物形成に影響されるため、耐歪み時効におよぼすＭＡの形態の影響について調査を行った。その結果、ＭＡ中のＣ濃度が高いほど、ＭＡは安定相として存在し、また、ＭＡ量が増加するほど、ＭＡ中のＣ濃度は低下する傾向を確認した。

これらＭＡのＣ濃度および分率について、検討を実施した結果、これらの値の積により、耐歪み時効特性に差が観察された。この値が大きいと、ＭＡ中に過剰な炭素が多く含まれるために、歪み時効後の降伏応力の上昇や炭化物形成による靱性低下が発生し、耐歪み時効性が劣化する。また、この値が小さい場合は、ＭＡが不安定となり歪み時効後の降伏応力上昇や、母相中の固溶炭素や析出物が多いために、歪み時効後の靱性の低下が発生する。

ＭＡ中のＣ濃度とＭＡの分率について鋭意検討した結果、これらの積の上限下限として、３．０〜４．５とした。ＭＡ分率とＭＡ中のＣ濃度のバランスを最適化し、低降伏比および耐歪み時効性を同時に満足できる形態を実現することが可能となった。この手法により、鋼中の炭素形態を制御する事で、従来鋼であれば時効により降伏比劣化などが生じるような熱履歴を受けても、安定したＭＡ形態により、時効後も所望の組織形態および特性を維持することが可能である。

本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。

第一の発明は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織からなり、前記島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）の面積分率が３〜１５％かつ円相当径が５．０μｍ以下であり、ＭＡ中に含まれるγ相の面積分率が１０％以下で、ＭＡ中の炭素濃度（質量％）とＭＡの分率（面積％）の積の値が、３．０〜４．５であることを特徴とする耐歪時効特性に優れた高靭性低降伏比高強度鋼板である。

第二の発明は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の耐歪時効特性に優れた高靭性低降伏比高強度鋼板である。

本発明によれば、耐歪時効特性に優れ、高靭性、高一様伸び特性を備えた低降伏比高強度鋼板および鋼管を、溶接熱影響部靭性を劣化させたり、多量の合金元素を添加したりすることなく、低コストで製造することができる。このため主にラインパイプに使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができ産業上極めて有用である。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．成分組成について
本鋼材の成分組成を規定した理由について説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。

Ｃ：０．０４〜０．０７％
Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０４％未満の含有ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０．０７％を超える含有は溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０４〜０．０７％の範囲とする。

Ｓｉ：０.０１〜１．０％
Ｓｉは脱酸のため含有するが、０.０１％未満の含有では脱酸効果が十分でなく、１．０％を超えて含有すると、靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０.０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．２％の範囲である。

Ｍｎ：１．２〜３.０％
Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼入性を向上しＭＡ生成を促すために含有するが、１．２％未満の含有ではその効果が十分でなく、３．０％を超えて含有すると、靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ量は１．２〜３.０％の範囲とする。成分や製造条件の変動によらず安定してＭＡを生成するためには、１．５％以上の含有が望ましい。さらに好適には、１．５〜１．８％の範囲である。

Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
本発明でＰ、Ｓは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、Ｓ量は０．００５％以下とする。

Ａｌ：０.０８％以下
Ａｌは脱酸のため含有するが、０.０８％を超えて含有すると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０.０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０８％の範囲である。

Ｎｂ：０.００５〜０.０５％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満の含有では効果がなく、０.０５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０.００５〜０.０５％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０３％の範囲である。

Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、母材靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０.００５％以上の含有で発現する。
しかし、０.０２５％を超える含有は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０.００５〜０.０２５％の範囲とする。溶接熱影響部靭性の観点からは、好ましくは、０．００５％以上０．０２％未満の範囲である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは不可避的不純物として扱うが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％である。

Ｏ：０．００５％以下
本発明でＯは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏ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ため、Ｏ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。

以上が本発明の基本成分であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、更に、、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼入性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種又は２種以上を含有することができる。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、鋼の焼入性向上に寄与するが、０．５％を超えて含有すると、靱性劣化が生じるため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には０．３％以下である。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、鋼の焼入性向上に寄与し、特に、多量に含有しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であることから、含有することが可能である。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。さらに好適には０．３％以下である。

Ｃｒ：０.５％以下
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ので含有してもよい。その効果を得るためには、０．１％以上含有することが好ましいが、過剰に含有すると溶接性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ量は０.５％以下とすることが好ましい。さらに好適には０．３％以下である。

Ｍｏ：０.５％以下
Ｍｏは、焼入性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素であるので含有することが可能である。しかし、０.５％を超えて含有すると、溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ量は０.５％以下とすることが好ましく、さらに好適には０．３％以下である。

Ｖ：０.１％以下
Ｖは、添加しなくてもよいが、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素であるので含有してもよい。その効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましいが、０.１％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０.１％以下とすることが好ましい。さらに好適には０．０８％以下である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善するので含有してもよい。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、含有する場合にはＣａ量は０．０００５〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。

Ｂ：０.００５％以下
Ｂは強度上昇、溶接熱影響部靭性改善に寄与する元素であるので含有してもよい。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、Ｃａを含有する場合は、Ｂ量は０.００５％以下とすることが好ましい。さらに好適には０．００２５％以下である。

なお、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することができ、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、Ｔｉ／Ｎは２〜８の範囲とすることが好ましく、２〜５の範囲とすることがさらに好ましい。

本発明の鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。たとえば、靱性改善の観点から、Ｍｇ：０．０２％以下、および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０２％以下を含むことができる。

２．金属組織について
本発明では、ベイナイトに加えて面積分率が３〜１５％かつ円相当径５．０μｍ以下の島状マルテンサイト（ＭＡ）を均一に含む金属組織とする。また、ＭＡの形態については、ＭＡ中のγ分率が１０面積％以下で、ＭＡ分率とＭＡ中の炭素濃度の積が３．０から４．５である組織を有している。

ベイナイト中にＭＡが均一に生成した２相組織、すなわち、軟質な焼戻しベイナイトの中に、硬質なＭＡを含んだ複合組織とすることで、鋼板の低降伏比化と高一様伸び化を達成している。このような、軟質の焼戻しベイナイトと硬質のＭＡとの複相組織では、軟質相が変形を担うため、高一様伸び化が達成可能である。また、ＭＡ組織形態を制御する事で、鋼中の炭素形態、歪み時効時のＭＡ安定性を制御し、歪み時効による組織の影響を低減する事で、耐歪み時効特性が向上する。

ＭＡの面積分率：３〜１５％
低降伏比化、高一様伸び化および母材靭性の観点から、組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるＭＡの面積の割合から算出）で、３〜１５％とする。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合があるので、ＭＡの面積分率は３〜１５％の範囲とする。より好ましくは５〜１２％の範囲である。

ＭＡの円相当直径：５μｍ以下
母材の靭性確保及び一様伸び向上の観点からＭＡの円相当径は５μｍ以下とする。ＭＡの平均直径が、５μｍを超えると、靱性の劣化が生じるので、ＭＡの円相当直径は５μｍ以下とする。

ＭＡ相中に占めるγ相の面積分率：１０％以下
ＭＡ中に占めるγ相は、低降伏比および一様伸びに寄与するが、その割合が１０％を超えると、耐歪み時効時にγ相が時効硬化し耐歪み時効特性が劣化するため、上限を１０％とする。

ＭＡ分率［面積％］とＭＡ中のＣ濃度［質量％］の積：３．０〜４．５
ＭＡ相の分率とＭＡ相中のＣ濃度の積は、歪み時効後の低降伏比および靱性の観点から重要である。この値が大きいと、ＭＡ中に過剰な炭素が多く含まれるために、歪み時効後の降伏応力の上昇や炭化物形成による靱性低下が発生し、耐歪み時効性が劣化する。また、この値が小さい場合にも、ＭＡが不安定となり歪み時効後の降伏応力上昇や、母相中の固溶炭素や析出物が多いために、歪み時効後の靱性の低下が発生する。ＭＡ中のＣ濃度とＭＡの分率について鋭意検討した結果、ＭＡ分率［面積％］とＭＡ中のＣ濃度［質量％］の積は、３．０〜４．５の範囲とする。

ＭＡ形態の評価方法について
ＭＡの面積分率は、組織観察を実施し、そのミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占める面積率から算出することができる。ＭＡの円相当径は、組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求める。具体的には、１０００倍から５０００倍程度でＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を少なくとも４視野以上で実施する必要がある。このときの試料調整法としては、対象のＭＡを的確に認識できれば良く、化学エッチング、イオンエッチング、コロイダルシリカ研摩、電解研摩等で実施すれば良い。

また、ＳＥＭによる直接観察以外でもＥＢＳＤ（後方電子回折図形）によるマッピングでも可能である。ＭＡ中のγ相の分率については、ＭＡ相を特定した後、前述のＥＢＳＤを用いて評価が可能である。このとき、γ相は微細に存在するために、０．１μｍ以下のステップサイズでマッピングを実施する必要がある。一つのサンプルにつき、少なくとも５個以上のＭＡを選定し、各ＭＡ中のγ量の分率を測定し、その平均値を求めることで決定する。

ＭＡ中の炭素濃度については、ＭＡ相を特定して、電子顕微鏡に付属のＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分光分析）やＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光分析）検出器を用いて評価可能である。このときＭＡ領域のＣ濃度は分析中のコンタミに注意して実施し、その組成をスタンダード等で比較して決定すれば良い。特にＷＤＳ法の方が、定量精度は高いが、０．１％以上濃化している場合には、ＥＤＳ法でも分析を実施可能である。

本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金元素を多量に添加しなくてもＭＡを生成させるために、Ｍｎ、Ｓｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、熱処理によりパーライト変態やセメンタイト生成を抑制することが重要である。

ＭＡ形態の制御方法について
以下に、一定量のＭＡ相を形成するために、加速冷却、再加熱による手法で実施した例について述べるが、本発明を実施するための金属組織を実現するための熱処理条件については、ベーナイト変態途中に未変態γ粒に一定量のＣを濃化させ、最終組織として粒径５．０μｍ以下のＭＡ相を一定量形成させればよいため、製造方法については特に限定するものではない。

スラブを加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後Ａｒ_３変態点以上で加速冷却を開始する。

加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）より高い温度から再加熱を行い、その後冷却する製造プロセスにおいて、そのミクロ組織の変化は次の通りである。

加速冷却終了時のミクロ組織はベイナイトと未変態オーステナイトである。その後、Ｂｆ点より高い温度から再加熱を行うと、未変態オーステナイトからベイナイトへの変態が生じるが、このように比較的高温で生成するベイナイト中のベイニティックフェライトでは、そのＣ固溶量が少ないため、Ｃが周囲の未変態オーステナイトへ排出される。

そのため、再加熱時のベイナイト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｍｎ、Ｓｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト相の中に、ＭＡが生成した組織となる。

本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。また、この冷却−再加熱熱処理によりＭＡの形成量およびＭＡ中のγ分率Ｃ濃化量の調整が可能となる。

上記熱処理においては、変態を進行させる冷却停止温度をＢｆ点以上である４５０℃から５５０℃とし、再加熱温度をベイナイトの進行を遅延させ、かつ、炭素の拡散を促進させる必要があるため、５５０℃から６５０℃であることが望ましい。再加熱温度に到達後、直ちに冷却を行うか、５５０℃から６５０℃の間で最大で６００秒の間保持することで、ＭＡ相のＣ量およびＭＡ分率を本発明の範囲に容易に調整可能である。ただし、６５０℃以上の高温で、６００秒以上の長時間処理を行うと炭化物の形成量が増加し、安定したＭＡの形成が実現しないため、保持温度は６５０℃以下であることが望ましい。

また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｍｎ、Ｓｉを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後直ちに連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質なＭＡを生成させることができる。

なお、本発明に係る鋼では、金属組織が、ベイナイト相に一定量のＭＡを均一に含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。具体的には、フェライトやパーライト、セメンタイトなどが１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の分率が低い場合は影響が無視できるため、組織全体に対する面積分率で１０％以下であれは、ベイナイトおよびＭＡ以外の金属組織を、すなわちフェライトやパーライト、セメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。

上述した熱処理を用いて、ＭＡ組織の形態制御が可能であるが、加速冷却の停止温度とその後の冷却温度の調整を行っても、組織を実現する事は可能である。

３．鋼管の製造条件について
本発明に係る耐座屈性能に優れた低降伏比高強度鋼管は上述した引張強度特性を備えた母材鋼板を常法に従い、Ｕプレス、Ｏプレスで円筒形とした後、シーム溶接を行って製造することが可能である。

シーム溶接は、仮付溶接後、内面、外面を１層ずつサブマージアーク溶接で行い、サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく、溶融型であっても焼成型であってもかまわない。また、必要に応じ、溶接前予熱、あるいは溶接後熱処理を行う。

シーム溶接後、要求される真円度に応じて、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管を行う。拡管率が０．４％未満であると特に板厚２０ｍｍ以上の厚肉の場合、通常要求される真円度を達成することが困難である。また、２．０％超の場合には、溶接金属と溶接熱影響部の境界のボンド部への歪集中が増大しすぎて拡管割れの懸念がある。また、過度の歪導入により継手特性の劣化が懸念される。真円度や継手強度・靱性確保を向上する観点から、好ましくは、０．５〜１．５％である。

４．歪時効処理について
歪時効処理の温度と時間は２５０℃以下、３０分以下とする。
本発明の効果（歪時効処理前後で一様伸び、降伏比の劣化がない）が得られるのは、ＣＲ強化（９００℃以下累積圧下率５０％以上）およびＨＯＰ再加熱時の昇温速度を２℃／ｓ以上と限定し、ＭＡの形状制御することで、従来以上に時効を受けてもＭＡが安定して存在し、ベイナイトとＭＡの２相組織形態を維持することが可能であり、歪時効後のＹＳ上昇に伴う降伏比の劣化や一様伸び、靭性の劣化が少ない。

以上、述べたように、本発明においては、まず、オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることにより、オーステナイト粒の微細化を通じてＭＡ生成サイトを増やし、ＭＡを均一微細分散させることができ、８５％以下の低降伏比を維持しながら、一様伸びを７％以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２２０Ｊ以上と従来に比べ向上させることができる。

さらに、本発明においては、加速冷却後の再加熱によるＭＡおよび炭化物形態制御、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、ベイナイトとＭＡとの２相組織からなる所定の金属組織を維持することが可能となる。

その結果、本発明においては、２５０℃で３０分という、一般的な鋼管のコーティング工程では高温かつ長時間に相当する熱履歴を経ても、歪時効による降伏応力（ＹＳ）上昇や、これに伴う降伏比の上昇や一様伸び、母材靭性の低下を抑制することができ、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼では降伏比：８５％以下、一様伸び：７％以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー：２００Ｊ以上を確保することができる。

また、得られた鋼板を常法に従い、Ｕプレス、Ｏプレスで円筒形とした後、シーム溶接を行い、要求される真円度に応じて、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管を行いパイプとした後に、コーティング処理である２５０℃×３０分以内の処理であれば、耐歪み時効性が劣化せずに、低降伏比で高強度の鋼管が実現できる。

表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を１００ｋｇ鋼塊にて溶解後、熱延により板厚２５ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１４）を製造した。

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い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。

各鋼板（Ｎｏ．１〜１４）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の中央部温度とした。中央部温度は、スラブもしくは鋼板の中央部に熱電対を挿入し、直接測定した。

また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度までの冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。保持時間は、鋼板中央部が再加熱温度に到達してから、空冷を開始するまでの時間である。

降伏比、一様伸び、引張強度は、圧延方向の全厚丸棒引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。引張強度５７０ＭＰａ以上、降伏比８５％以下、一様伸び７％以上を本発明に必要な変形性能とした。

母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−２０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−２０℃での吸収エネルギーが２２０Ｊ以上のものを良好とした。

なお、製造した鋼板に、引張により２％歪みを導入し、２５０℃にて３０分間保持して、歪時効処理した。その後、この材料を用いて、母材の引張試験およびシャルピー試験のシャルピー試験を同様に実施し評価した。なお、歪時効処理後の評価基準は、上述した歪時効処理前の評価基準と同様に、降伏比８８％以下、一様伸び７％以上で、−２０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを合格とした。

表３において、発明例であるＮｏ．１〜６はいずれも、成分組成およびＭＡ形態が本発明の範囲内であり、歪み時効前に、引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度で降伏比８５％以下、一様伸び７％以上の低降伏比、高一様伸びであり、かつ、２５０℃にて３０分間の歪時効処理後にも、降伏比８５％以下の低降伏比で母材の靭性は−２０℃で２００Ｊ以上と良好であった。また、鋼板の組織はベイナイト相にＭＡが生成した組織であり、ＭＡの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。なお、ＭＡの面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した２０００倍の組織写真から画像処理により求めた。各ＭＡについても、１０個のＭＡについて、ＥＢＳＤ法によりＭＡ中のγ分率を測定し、ＷＤＳ法にてＭＡ中のＣ濃度を求めた。

Ｎｏ．７〜１４は比較例であり、このうち、Ｎｏ．７〜１１は、化学成分は本発明の範囲内であるが、鋼板組織中のＭＡの形態が本発明の範囲外であり、２５０℃にて３０分の歪時効処理前あるいは歪時効処理後のいずれかの状態で、降伏比、一様伸びが不十分か、あるいは良好な靭性が得られなかった。Ｎｏ．１２〜１４は成分組成が本発明の範囲外であるので、歪み時効前の降伏比、一様伸びが発明の範囲外になり、また、Ｎｏ．１４では、ＭＡ中のγ相の形成量が多かったため、歪み時効後の降伏比が劣っていた。

Claims

成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０６７％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトに島状マルテンサイトを含む組織からなり、前記島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）の面積分率が３〜１５％かつ円相当径が５．０μｍ以下であり、ＭＡ中に含まれるγ相の面積分率が１０％以下で、ＭＡ中の炭素濃度（質量％）とＭＡの分率（面積％）の積の値が、３．０〜４．５であることを特徴とする耐歪時効特性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板。
更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐歪時効特性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板。
請求項１又は２に記載の高靱性低降伏比高強度鋼板の製造方法であって、
スラブを１０９０〜１２８０℃に加熱後、９００℃以下の累積圧下率が５５〜７５％、圧延終了温度がオーステナイト領域の条件で圧延し、開始温度がＡｒ _３変態点以上、冷却速度が１２〜４５℃／ｓ、冷却停止温度が４５０〜５５０℃、未変態オーステナイトが存在する温度域で終了する条件で加速冷却を行い、再加熱温度が５５０〜６５０℃の再加熱を行い、必要に応じて再加熱温度で保持し、その後、冷却することを特徴とする高靱性低降伏比高強度鋼板の製造方法。