JP2024021561A - ４０キロ級非調質型厚鋼板、溶接鋼管およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＳＲ前後の強度差が小さく、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０キロ級非調質型厚鋼板を提供する。
【解決手段】成分組成が、質量％でＣ：０．０２０～０．１００％他を含有し、式（１）～（３）でそれぞれ規定される、Ｐｃｍｙが０．１００～０．１４０、ＰＨＩＣが１．１００以下、ＡＣＲＭが０．５～５．０であり、板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織の９５％以上が上部ベイナイトであり、ＭＡの面積分率が０．２％以下である４０キロ級非調質型厚鋼板。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
【選択図】なし
【解決手段】成分組成が、質量％でＣ：０．０２０～０．１００％他を含有し、式（１）～（３）でそれぞれ規定される、Ｐｃｍｙが０．１００～０．１４０、ＰＨＩＣが１．１００以下、ＡＣＲＭが０．５～５．０であり、板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織の９５％以上が上部ベイナイトであり、ＭＡの面積分率が０．２％以下である４０キロ級非調質型厚鋼板。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
【選択図】なし
Description
本発明は、湿潤硫化水素腐食環境下にある石油精製プラントの圧力容器、プロセス配管およびラインパイプなどに使用される厚鋼板、溶接鋼管およびそれらの製造方法に関し、特に優れた耐ＨＩＣ性能と耐ＳＲ性能を有する４０キロ級（引張強度４００ＭＰａ級）厚鋼板、溶接鋼管およびそれらの製造方法に関する。
原油の品質は年々低下し、硫化水素濃度が高くなってきている。そのため、石油精製プラントの圧力容器やプロセス配管にも湿潤硫化水素腐食応力下に対する抵抗力、すなわち優れた耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性能が求められている。鋼に耐ＨＩＣ性能を確保するための技術は、主にラインパイプ分野のＡＰＩ ５Ｌ Ｘ５２ＭＳ～Ｘ６５ＭＳといった５０キロ級の鋼において開発されている。例えば、鋼材成分設計の面では、低Ｃ－低Ｍｎ－低Ｐ化による中心偏析硬さの低減、低Ｓ化およびＣａの最適量添加による中心偏析の伸長ＭｎＳの球状化、Ｃａクラスタの生成抑制などにより、優れた耐ＨＩＣ性能を有する鋼が開発されている。また、厚鋼板製造方法の面では、均一なミクロ組織に制御することが重要で、ベイナイト単相組織を得やすいＱＴ（焼入れ後に焼き戻しを行うこと）や加速冷却を適用することにより、優れた耐ＨＩＣ性能を有する鋼が開発されている。
また、圧力容器やプロセス配管は一般的に、構造物を製作する際の冷間加工や溶接の後に、応力除去焼鈍（ＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ）といい、溶接部に対して行う場合はＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）ともいう）を行い、冷間加工や溶接によって内部に生じる応力の除去をする。ＳＲは、例えば鋼に対して６３０℃で１８０分焼鈍熱処理をして、鋼の内部に生じる応力を除去する処理である。耐ＳＲ性能とは、厚鋼板に対して前述のＳＲを行った際の前後の強度差のことを指す。耐ＳＲ性能が大きいと、厚鋼板に対して局部的にＳＲを行った際に、厚鋼板内で強度差ができてしまい、変形することがあり、小さい方がよい（強度差が小さいことを耐ＳＲ性能に優れるとする）。
圧力容器やプロセス配管には、ＡＳＴＭ Ａ５１６－６０、６５やＡＰＩ ５Ｌ ５ＬＢＭＳ～Ｘ４２ＭＳといった４０キロ級の鋼が適用されることが多く、これらの強度グレードにおいて、優れた耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能を安定的に確保できる製造方法を開発することが求められている。
上記のような課題に対して、これまでに以下のような発明が行われている。特許文献１～４では、ＱＴプロセスを適用することで、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０～５０キロ級鋼を製造する方法が開示されている。特許文献５では、フィッティング部材に関して、ＱＴプロセスを適用することで、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０～５０キロ級鋼を製造する方法が開示されている。特許文献６～７では、熱間曲げ部材に関して、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）と焼ならしプロセスを連続して行うことで、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０～６０キロ級鋼を製造する方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１～７の方法では、圧延した後に鋼に対してＱＴあるいは焼ならし等の熱処理を適用するため耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能は良好であると推定されるが、熱処理を適用するため、生産性が悪い。
このように、従来技術では、４０キロ級の強度クラスで耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能を安定的に確保し、なおかつ、圧延した後にＱＴあるいは焼きならしを行わない非調質プロセスで生産性よく厚鋼板および溶接鋼管を製造することが難しかった。
そこで、本発明では、ＳＲ前後の強度差が小さく、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０キロ級非調質型厚鋼板を提供することを目的とする。
なお、本発明においてＳＲとは、残留応力の低減のために例えば６３０℃で１８０分熱処理を施すことをいう。また、本発明におけるキロ級とは、ｋｇｆ/ｍｍ２単位で強度範囲を規定した鋼板の強度レベルの通称である。また、４０キロ級とはＳＲ前後共に４００～５２０ＭＰａの引張強度を持つ厚鋼板または溶接鋼管のことを指す。また、本発明で、ＱＴあるいは焼ならしを行なわない非調質プロセスで製造した厚鋼板および溶接鋼管を非調質型厚鋼板および非調質型溶接鋼管とよぶ。
なお、本発明においてＳＲとは、残留応力の低減のために例えば６３０℃で１８０分熱処理を施すことをいう。また、本発明におけるキロ級とは、ｋｇｆ/ｍｍ２単位で強度範囲を規定した鋼板の強度レベルの通称である。また、４０キロ級とはＳＲ前後共に４００～５２０ＭＰａの引張強度を持つ厚鋼板または溶接鋼管のことを指す。また、本発明で、ＱＴあるいは焼ならしを行なわない非調質プロセスで製造した厚鋼板および溶接鋼管を非調質型厚鋼板および非調質型溶接鋼管とよぶ。
本発明者らは、非調質プロセス、すなわち圧延後にＱＴあるいは焼ならしを行わずに耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能を安定的に確保した４０キロ級鋼を製造する方法について鋭意検討し、以下の知見を得た。
まず、一般的に４０キロ級鋼の製造に適用されている制御圧延ままプロセスで鋼の耐ＨＩＣ性能を確保する方法について検討したが、制御圧延ままプロセスで製造した場合はミクロ組織がフェライトとパーライトおよびベイナイトからなる複合組織となり中心偏析部でのＨＩＣの発生を抑制できなかった。
そこで、５０キロ級の耐ＨＩＣ厚鋼板の製造に一般的に用いられている加速冷却を４０キロ級鋼に適用する方法について検討した。
その結果、加速冷却の開始温度をＡｒ３以上とし、加速冷却の冷却速度を冷却中にフェライトが生成しない範囲に制御しつつ、冷却停止温度をベイナイト変態開始温度以下にすることで、均一なベイナイト組織にすることができ、優れた耐ＨＩＣ性能を得ることができることがわかった。均一なベイナイト組織を得るためには、Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）における加速冷却中の冷却速度を一定以上に制御する必要があることがわかった。一方で、加速冷却を適用することでベイナイト組織のラス間に硬質なＭＡ（島状マルテンサイトとも言う）が生成し、これがＳＲ前の耐ＨＩＣ性を劣化させるだけでなく、ＳＲを実施した際にＭＡが軟質なセメンタイトに分解することにより厚鋼板の強度低下を招く。そのため、ＳＲ前後の強度変化を小さくするためには、加速冷却停止温度をマルテンサイト変態温度以上にすることでベイナイトラス間におけるＭＡ生成を抑制することが有効である。これによりＳＲによるＭＡの炭化物への分解の結果生じる強度低下を抑制できることがわかった。
さらに、４０キロ級に強度調整するためには、鋼材成分に応じて加速冷却の冷却速度の上限管理を行うことが必要なことがわかり、耐ＨＩＣ性能確保のために管理する冷却速度の下限と合わせて、式（４）の範囲に制御する必要があることがわかった。
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］ 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有し、
板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織は、上部ベイナイトの面積分率が９５％以上であり、
ＭＡの面積分率が０．２％以下である４０キロ級非調質型厚鋼板。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
ただし、（１）～（３）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。
［２］ ［１］に記載の厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで製造された４０キロ級非調質型溶接鋼管。
［３］ 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有するスラブを、
１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延で所望の板厚にし、
Ａｒ３以上の温度から式（４）で規定される冷却速度ＣＲで、式（５）に規定される冷却停止温度ＦＣＴまで水冷し、その後、空冷する４０キロ級非調質型厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）≦ＣＲ≦１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）・・・式（４）
５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ≦ＦＣＴ≦８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ・・・式（５）
ＣＲ：板厚中央温度がＢｓ（ベイナイト変態開始温度）に達したときの板厚中央の冷却速度（℃／ｓ）、ＦＣＴ：冷却停止温度（℃）
ただし、（１）～（５）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。
［４］ ［３］に記載の製造方法で製造された厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接する４０キロ級非調質型溶接鋼管の製造方法。
［１］ 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有し、
板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織は、上部ベイナイトの面積分率が９５％以上であり、
ＭＡの面積分率が０．２％以下である４０キロ級非調質型厚鋼板。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
ただし、（１）～（３）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。
［２］ ［１］に記載の厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで製造された４０キロ級非調質型溶接鋼管。
［３］ 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有するスラブを、
１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延で所望の板厚にし、
Ａｒ３以上の温度から式（４）で規定される冷却速度ＣＲで、式（５）に規定される冷却停止温度ＦＣＴまで水冷し、その後、空冷する４０キロ級非調質型厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）≦ＣＲ≦１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）・・・式（４）
５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ≦ＦＣＴ≦８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ・・・式（５）
ＣＲ：板厚中央温度がＢｓ（ベイナイト変態開始温度）に達したときの板厚中央の冷却速度（℃／ｓ）、ＦＣＴ：冷却停止温度（℃）
ただし、（１）～（５）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。
［４］ ［３］に記載の製造方法で製造された厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接する４０キロ級非調質型溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、ＳＲ前後の強度差が小さく、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０キロ級非調質型厚鋼板を提供することができる。
また、本発明により、湿潤硫化水素腐食環境下にある石油精製プラントの圧力容器やプロセス配管などに使用される厚鋼板、溶接鋼管およびその製造方法に関し、ＳＲ前後の強度差が小さく、優れた耐ＨＩＣ性能を有する４０キロ級厚鋼板を、調質処理を行わずに製造でき、産業上極めて有効である。
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
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、以下の説明における「％」は、すべて質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、以下の説明における「％」は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０２０～０．１００％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％未満では十分な強度を確保できず、０．１００％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は、０．０２０～０．１００％の範囲内とする。
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％未満では十分な強度を確保できず、０．１００％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は、０．０２０～０．１００％の範囲内とする。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えるとＭＡ（島状マルテンサイトとも言う）の生成量が増え、ＨＩＣ性能や耐ＳＲ性能が劣化する。従ってＳｉ含有量は、０．５０％以下とする。
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えるとＭＡ（島状マルテンサイトとも言う）の生成量が増え、ＨＩＣ性能や耐ＳＲ性能が劣化する。従ってＳｉ含有量は、０．５０％以下とする。
Ｍｎ：０．５０～１．５０％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが、Ｍｎ含有量が０．５０％未満ではその効果が十分ではなく、また焼き入れ性が低下してベイナイトが生成しなくなるため、１．５０％を越えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は、０．５０～１．５０％の範囲内とする。
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが、Ｍｎ含有量が０．５０％未満ではその効果が十分ではなく、また焼き入れ性が低下してベイナイトが生成しなくなるため、１．５０％を越えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は、０．５０～１．５０％の範囲内とする。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは鋼の成分に不可避的に含まれる元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０２０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。好ましくは、０．０１５％以下とする。
Ｐは鋼の成分に不可避的に含まれる元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０２０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。好ましくは、０．０１５％以下とする。
Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御され、それにより中心偏析で発生するＨＩＣを抑制する。しかしＳの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ含有量が０．００２０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は、０．００２０％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは、０．００１０％以下である。
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御され、それにより中心偏析で発生するＨＩＣを抑制する。しかしＳの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ含有量が０．００２０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は、０．００２０％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは、０．００１０％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００５０％を超えて含有すると効果が飽和し、一方で清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ｃａ含有量は、０．０００５～０．００５０％の範囲内とする。
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００５０％を超えて含有すると効果が飽和し、一方で清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ｃａ含有量は、０．０００５～０．００５０％の範囲内とする。
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａを添加しても中心偏析でのＭｎＳを抑制できず耐ＨＩＣ性能が劣化するため、Ｏ含有量の上限を０．００４０％とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａを添加しても中心偏析でのＭｎＳを抑制できず耐ＨＩＣ性能が劣化するため、Ｏ含有量の上限を０．００４０％とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
Ｐｃｍｙ：０．１００～０．１４０
Ｐｃｍｙは溶接低温割れの指標として広く知られるＰｃｍのＭｏの係数を変更したもので本発明のようなＣが０．０１０％以下の低炭素低合金ＴＭＣＰ鋼の強度および変態挙動とよい相関がある。Ｐｃｍｙは下記式（１）で表すことができる。Ｐｃｍｙが０．１００未満になると、加速冷却の冷却速度を制御してもフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が確保できないため、下限を０．１００とする。また、Ｐｃｍｙが０．１４０を超えると強度が高くなりすぎて本発明が対象とする４０キロ級に強度を制御できないため、Ｐｃｍｙの上限を０．１４０とする。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
なお、含有しない場合には、検出限界未満を含むものとする。本式に含まれるＢは本発明では添加量を規定していないが、０．０００１％未満は０として不可避的不純物とみなす。
Ｐｃｍｙは溶接低温割れの指標として広く知られるＰｃｍのＭｏの係数を変更したもので本発明のようなＣが０．０１０％以下の低炭素低合金ＴＭＣＰ鋼の強度および変態挙動とよい相関がある。Ｐｃｍｙは下記式（１）で表すことができる。Ｐｃｍｙが０．１００未満になると、加速冷却の冷却速度を制御してもフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が確保できないため、下限を０．１００とする。また、Ｐｃｍｙが０．１４０を超えると強度が高くなりすぎて本発明が対象とする４０キロ級に強度を制御できないため、Ｐｃｍｙの上限を０．１４０とする。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
なお、含有しない場合には、検出限界未満を含むものとする。本式に含まれるＢは本発明では添加量を規定していないが、０．０００１％未満は０として不可避的不純物とみなす。
ＰＨＩＣ：１．１００以下
ＰＨＩＣは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＰＨＩＣが高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部硬度が上昇する。ＰＨＩＣは下記式（２）で表すことができる。本発明の強度クラスでは、ＰＨＩＣが１．１００を超えると中心偏析部の硬化に起因したＨＩＣが発生するため、ＰＨＩＣは１．１００以下とする。なお、式（２）は各成分の含有量と係数の積の和であるため、０以上の値をとる。
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
ＰＨＩＣは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＰＨＩＣが高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部硬度が上昇する。ＰＨＩＣは下記式（２）で表すことができる。本発明の強度クラスでは、ＰＨＩＣが１．１００を超えると中心偏析部の硬化に起因したＨＩＣが発生するため、ＰＨＩＣは１．１００以下とする。なお、式（２）は各成分の含有量と係数の積の和であるため、０以上の値をとる。
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
ＡＣＲＭ：０．５～５．０
ＣａはＯとの親和性が高く、まずＣａＯを生成し、残ったＣａがＳと結合しＣａＳを形成する。ＡＣＲＭはこれらの鋼中のＯとＳとＣａの存在形態を表す指標であり、ＡＣＲＭは下記式（３）で表すことができる。ＡＣＲＭが０．５未満の場合は、中心偏析でのＭｎＳの生成量およびサイズが大きくなり１/２ｔのＨＩＣを助長する。一方、ＡＣＲＭが５．０を超えると過剰に添加されたＣａがクラスタ状になり１/４ｔのＨＩＣを助長する。よって、ＡＣＲＭは０．５～５．０の範囲とする。ＡＣＲＭは好ましくは、１．０～４．０の範囲である。
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
ＣａはＯとの親和性が高く、まずＣａＯを生成し、残ったＣａがＳと結合しＣａＳを形成する。ＡＣＲＭはこれらの鋼中のＯとＳとＣａの存在形態を表す指標であり、ＡＣＲＭは下記式（３）で表すことができる。ＡＣＲＭが０．５未満の場合は、中心偏析でのＭｎＳの生成量およびサイズが大きくなり１/２ｔのＨＩＣを助長する。一方、ＡＣＲＭが５．０を超えると過剰に添加されたＣａがクラスタ状になり１/４ｔのＨＩＣを助長する。よって、ＡＣＲＭは０．５～５．０の範囲とする。ＡＣＲＭは好ましくは、１．０～４．０の範囲である。
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
以上が本発明の厚鋼板の基本成分であるが、所望の強度、靭性を得るために以下に示す合金元素の中から選ばれる１種以上を含有させる。
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＣｕを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｃｕを含有する場合は０．３０％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。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＣｕを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｃｕを含有する場合は０．３０％以下とする。
Ｎｉ：０．３０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＮｉを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｎｉを含有する場合は０．３０％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。この効果を得るには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＮｉを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｎｉを含有する場合は０．３０％以下とする。
Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めるため強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＣｒを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｃｒを含有する場合は０．３０％以下とする。
Ｃｒは、焼き入れ性を高めるため強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、０．３０％を超えてＣｒを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｃｒを含有する場合は０．３０％以下とする。
Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、０．０５％を超えてＭｏを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｍｏを含有する場合は０．１５％以下とする。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、０．０５％を超えてＭｏを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｍｏを含有する場合は０．１５％以下とする。
Ｎｂ：０．０８０％以下
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００６％以上にすることが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＮｂを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｎｂを含有する場合は０．０８０％以下とする。
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００６％以上にすることが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＮｂを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｎｂを含有する場合は０．０８０％以下とする。
Ｖ：０．０８０％以下
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＶを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｖを含有する場合は、０．０８０％以下とする。
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果を得るには、Ｖ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。一方、０．０８０％を超えてＶを含有すると強度が高くなりすぎて４０キロ級に制御できない。従って、Ｖを含有する場合は、０．０８０％以下とする。
Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉ含有量を０．００６％以上にすることが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５０％を越えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量を含有する場合は０．０５０％以下とする。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｔｉ含有量を０．００６％以上にすることが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５０％を越えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量を含有する場合は０．０５０％以下とする。
残部がＦｅおよび不可避的不純物
本発明の鋼板における成分組成は、以上に説明した含有量の基本成分および選択的に選ばれる成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明の鋼板における成分組成は、以上に説明した含有量の基本成分および選択的に選ばれる成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
２．ミクロ組織について
板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織は、上部ベイナイト（ベイナイトともいう）の面積分率が９５％以上
鋼板母材の組織は耐ＨＩＣ性能確保の観点から、単相組織にすることが望ましく、また４０キロ級鋼としての所望の強度を確保するため、ベイナイト組織とする。板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織のベイナイト組織分率は１００％とすることが望ましいが、５％以下のフェライトやセメンタイト、ＭＡなどが生成しても耐ＨＩＣ性能は確保されるので、下限を９５％とする。なお、ベイナイトラスの間に生成するセメンタイトはベイナイトの一部とし、ベイナイトラスの間に生成するＭＡは下記のＭＡの面積分率（以下、ＭＡ分率ともいう。）に含める。ベイナイト組織分率は圧延方向平行な板厚断面で光学顕微鏡もしくは電子顕微鏡によって観察した際の面積分率とする。
板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織は、上部ベイナイト（ベイナイトともいう）の面積分率が９５％以上
鋼板母材の組織は耐ＨＩＣ性能確保の観点から、単相組織にすることが望ましく、また４０キロ級鋼としての所望の強度を確保するため、ベイナイト組織とする。板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織のベイナイト組織分率は１００％とすることが望ましいが、５％以下のフェライトやセメンタイト、ＭＡなどが生成しても耐ＨＩＣ性能は確保されるので、下限を９５％とする。なお、ベイナイトラスの間に生成するセメンタイトはベイナイトの一部とし、ベイナイトラスの間に生成するＭＡは下記のＭＡの面積分率（以下、ＭＡ分率ともいう。）に含める。ベイナイト組織分率は圧延方向平行な板厚断面で光学顕微鏡もしくは電子顕微鏡によって観察した際の面積分率とする。
ＭＡの面積分率が０．２％以下
ＭＡ（島状マルテンサイト）とは、ベイナイトのラス間などに生成する炭素量の高い組織のことをいい、組織形態はマルテンサイトとオーステナイトが混合されたものである。ＭＡは硬質相であるが、熱処理により硬質のマルテンサイトが分解し、軟質のセメンタイトになる。そのため、ＭＡの面積分率の大きい鋼板は、ＳＲにより強度が低下する。低炭素鋼で通常行われる６３０℃以下のＳＲの場合、ＭＡの面積分率が０．２％を超えるとＳＲ後の強度低下を起こすため、上限を０．２％とする。ＭＡの面積分率の上限はより好ましくは０．１％である。ＭＡの面積分率は、圧延方向平行な板厚断面を電子顕微鏡で観察した際の面積率とする。ＭＡの面積分率の測定位置は、板厚方向１／８～７／８位置の位置でなおかつ中心偏析部は除くものとする。具体的には、板厚方向１／４、３／４の２か所を撮影し、それら２か所のＭＡの面積分率の平均をＭＡの面積分率とする。ＭＡ分率はさらに好ましくは０％である。ここでのＭＡの面積分率には、ベイナイトラスの間に生成するＭＡも含める。
ＭＡ（島状マルテンサイト）とは、ベイナイトのラス間などに生成する炭素量の高い組織のことをいい、組織形態はマルテンサイトとオーステナイトが混合されたものである。ＭＡは硬質相であるが、熱処理により硬質のマルテンサイトが分解し、軟質のセメンタイトになる。そのため、ＭＡの面積分率の大きい鋼板は、ＳＲにより強度が低下する。低炭素鋼で通常行われる６３０℃以下のＳＲの場合、ＭＡの面積分率が０．２％を超えるとＳＲ後の強度低下を起こすため、上限を０．２％とする。ＭＡの面積分率の上限はより好ましくは０．１％である。ＭＡの面積分率は、圧延方向平行な板厚断面を電子顕微鏡で観察した際の面積率とする。ＭＡの面積分率の測定位置は、板厚方向１／８～７／８位置の位置でなおかつ中心偏析部は除くものとする。具体的には、板厚方向１／４、３／４の２か所を撮影し、それら２か所のＭＡの面積分率の平均をＭＡの面積分率とする。ＭＡ分率はさらに好ましくは０％である。ここでのＭＡの面積分率には、ベイナイトラスの間に生成するＭＡも含める。
３．板厚
本発明における「厚鋼板」とは、本技術分野における通常の定義に従い、厚さ６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。一方、本発明における厚鋼板の厚さの板厚の上限は特に限定されず、任意の値とすることができる。
本発明における「厚鋼板」とは、本技術分野における通常の定義に従い、厚さ６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。一方、本発明における厚鋼板の厚さの板厚の上限は特に限定されず、任意の値とすることができる。
４．厚鋼板製造条件
次に、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明の一実施形態に従う厚鋼板の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、上記成分組成を有するスラブを、１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延で所望の板厚にし、Ａｒ３以上の温度から下記の式（４）で規定される加速冷却の冷却速度（単に冷却速度ともいう。）ＣＲで、下記の式（５）に規定される加速冷却停止温度（単に冷却停止温度ともいう。）ＦＣＴまで水冷し、その後、空冷する工程を有する。この製造方法を用いることにより、耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能に優れた４０キロ級非調質型厚鋼板を製造することができるが、上記製造方法に限定されない。
スラブ加熱温度：１０００～１２５０℃
スラブ加熱温度は、１０００～１２５０℃とする。スラブ加熱温度が１０００℃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、１２５０℃を超えると過剰な強度になると共に靭性が劣化するため、１０００～１２５０℃とする。なお、ここでの温度は加熱炉から抽出した直後のスラブの温度であるが、炉内温度などの情報から伝熱計算で求めてもよい。
スラブ加熱温度は、１０００～１２５０℃とする。スラブ加熱温度が１０００℃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、１２５０℃を超えると過剰な強度になると共に靭性が劣化するため、１０００～１２５０℃とする。なお、ここでの温度は加熱炉から抽出した直後のスラブの温度であるが、炉内温度などの情報から伝熱計算で求めてもよい。
加速冷却開始温度：Ａｒ３以上
スラブ表層近傍のフェライトの生成を抑制し、優れた耐ＨＩＣ性能が得られる均一なベイナイト組織とするため、水冷による加速冷却開始をＡｒ３以上とする。本発明で均一なベイナイト組織とは面積率で９５％以上のベイナイトを含有するもので、他の組織を含んでも良いものとする。ミクロ組織については後述する。Ａｒ３は例えば以下の式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とする。
スラブ表層近傍のフェライトの生成を抑制し、優れた耐ＨＩＣ性能が得られる均一なベイナイト組織とするため、水冷による加速冷却開始をＡｒ３以上とする。本発明で均一なベイナイト組織とは面積率で９５％以上のベイナイトを含有するもので、他の組織を含んでも良いものとする。ミクロ組織については後述する。Ａｒ３は例えば以下の式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ
※各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とする。
加速冷却の冷却速度（℃／ｓ）：２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）≦ＣＲ≦１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）・・・式（４）
加速冷却の冷却速度は、ミクロ組織と強度を制御する上で重要な因子である。板厚中央温度がＢｓに達したときの板厚中央の冷却速度ＣＲが１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）を超えると４０キロ級の強度に制御できないため、上限を１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）とする。一方で冷却速度が２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）未満になると、フェライト生成が起こりベイナイト単相組織につくりこめないため、下限を２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）とする。なお、Ｂｓは厚鋼板のベイナイト変態開始温度を実測してもよいが、Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂから算出してもよい。なお、各元素記号は鋼板におけるその元素含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。また、板厚中央の温度および冷却速度は、熱伝導計算によって算出する。
加速冷却の冷却速度は、ミクロ組織と強度を制御する上で重要な因子である。板厚中央温度がＢｓに達したときの板厚中央の冷却速度ＣＲが１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）を超えると４０キロ級の強度に制御できないため、上限を１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）とする。一方で冷却速度が２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）未満になると、フェライト生成が起こりベイナイト単相組織につくりこめないため、下限を２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）（℃／ｓ）とする。なお、Ｂｓは厚鋼板のベイナイト変態開始温度を実測してもよいが、Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂから算出してもよい。なお、各元素記号は鋼板におけるその元素含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。また、板厚中央の温度および冷却速度は、熱伝導計算によって算出する。
加速冷却停止温度：５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ≦ＦＣＴ≦８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ・・・式（５）
加速冷却停止温度ＦＣＴが８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）を超えると加速冷却終了後にフェライトが生成し耐ＨＩＣ性能が確保できないため上限を８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）とする。一方で、加速冷却停止温度が５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）を下回ると、加速冷却中にベイナイトラスの間にＭＡが生成し、ＳＲを行った際に強度が下がってしまうため、下限を５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）とする。なお、各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
加速冷却停止温度ＦＣＴが８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）を超えると加速冷却終了後にフェライトが生成し耐ＨＩＣ性能が確保できないため上限を８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）とする。一方で、加速冷却停止温度が５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）を下回ると、加速冷却中にベイナイトラスの間にＭＡが生成し、ＳＲを行った際に強度が下がってしまうため、下限を５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ（℃）とする。なお、各元素記号は鋼板におけるその元素の含有量（質量％）とし、含有しない場合はゼロとする。
水冷後の空冷
水冷による加速冷却の停止後は空冷を行う。空冷は０．０１～２℃／ｓで行うことが好ましい。なお、本発明においては空冷後にＱＴあるいは焼ならしを行わないため、非調質型の厚鋼板を得ることができる。
水冷による加速冷却の停止後は空冷を行う。空冷は０．０１～２℃／ｓで行うことが好ましい。なお、本発明においては空冷後にＱＴあるいは焼ならしを行わないため、非調質型の厚鋼板を得ることができる。
５．溶接鋼管製造条件
本発明の一実施形態に従う溶接鋼管では、上記の成分組成およびミクロ組織を有する厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能に優れた４０キロ級非調質型溶接鋼管とすることができる。筒状に成形する方法は特には規定しないが、例えば、ＵＯＥ法やプレスベンド法を適用できる。また、溶接方法についても特に規定しないが、例えば、サブマージアーク溶接を適用することができる。
本発明の一実施形態に従う溶接鋼管では、上記の成分組成およびミクロ組織を有する厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能に優れた４０キロ級非調質型溶接鋼管とすることができる。筒状に成形する方法は特には規定しないが、例えば、ＵＯＥ法やプレスベンド法を適用できる。また、溶接方法についても特に規定しないが、例えば、サブマージアーク溶接を適用することができる。
６．溶接鋼管製造方法
本発明の一実施形態に従う溶接鋼管の製造方法では、上記の製造方法で製造した厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能に優れた４０キロ級非調質型溶接鋼管の製造方法とすることができる。筒状に成形する方法は特には規定しないが、例えば、ＵＯＥ法やプレスベンド法を適用できる。また、溶接方法についても特に規定しないが、例えば、サブマージアーク溶接を適用することができる。
本発明の一実施形態に従う溶接鋼管の製造方法では、上記の製造方法で製造した厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで耐ＨＩＣ性能および耐ＳＲ性能に優れた４０キロ級非調質型溶接鋼管の製造方法とすることができる。筒状に成形する方法は特には規定しないが、例えば、ＵＯＥ法やプレスベンド法を適用できる。また、溶接方法についても特に規定しないが、例えば、サブマージアーク溶接を適用することができる。
表１に示す化学成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとした後、表２に示す条件でスラブ加熱し、熱間圧延、加速冷却した後、空冷して非調質型厚鋼板とした。製造した鋼板の一部はＵＯ成形（Ｕプレス成形およびＯプレス成形（Ｏプレス圧縮率＝０．３％））を行い、その後、突合せ部をシーム溶接して溶接鋼管（以下、単に鋼管ともいう。）とし、さらに拡管率１．０％で拡管（Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を実施しＵＯＥ鋼管とした。熱間圧延後の加速冷却の冷却速度は、熱伝導計算により求めた。
鋼板のミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面から採取したサンプルを鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡で観察した。鋼管のミクロ組織は、円周方向に溶接部と反対の位置の圧延方向に平行な板厚断面から採取したサンプルを同様に鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡で観察した。ベイナイト分率は、板厚方向１／８から７／８にかけて光学顕微鏡で拡大した写真を撮影し、フェライト、塊状セメンタイトおよび塊状ＭＡの面積分率を測定し、１００からその測定分率（％）を引いた値をベイナイト分率（％）とした。ＭＡの面積分率は、上記サンプルをさらに電解エッチングして、板厚方向１／４、３／４の２か所を電子顕微鏡で撮影し、得られた画像のＭＡの面積分率を測定し、２か所のＭＡの面積分率の平均をＭＡの面積分率（ＭＡ分率）として評価した。
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４に準じて行い、各鋼板の幅中央および鋼管の溶接部と反対の位置（鋼管において溶接部を０°とした場合の１８０°の位置を意味する。）から９本の試験片を加工して試験に供し、その平均ＣＬＲ（鋼管の割れ長さ率（Ｃｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ）を意味し、以下ＨＩＣ ＣＬＲもしくは単にＣＬＲともいう。）を測定して、ＣＬＲが５％以下のものを合格とした。なお、ＣＬＲはＮＡＣＥ ＴＭ０２８４に準じて算出した。
引張試験は、試験片に対するＳＲの前後で実施した。ＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠する試験片に対しＳＲを６３０℃ １８０ｍｉｎで行った。引張試験はＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠し、全厚引張試験を実施した。引張強度（以下、ＴＳともいう。）は、一般的な４０キロ級鋼の強度範囲である４００～５２０ＭＰａの場合を合格とし、ＳＲによる強度低下が３０ＭＰａ以内であった場合を合格とした。
表３に得られた鋼板および鋼管のミクロ組織、材料試験結果を示す。規定範囲内の製造条件で製造した鋼板および溶接鋼管（実施例）は、ＳＲ前及び後の強度（ＴＳ）、ＳＲによる強度低下、ＣＬＲおよびＭＡの面積分率が前述の数値範囲を満たしているのに対して、本発明の範囲を満たしていない製造条件で製造した鋼板（比較例）は前述の数値範囲をいずれか１つ以上満たしていない。
Claims (4)
- 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有し、
板厚方向１／８～７／８位置におけるミクロ組織は、上部ベイナイトの面積分率が９５％以上であり、
ＭＡの面積分率が０．２％以下である４０キロ級非調質型厚鋼板。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
ただし、（１）～（３）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。 - 請求項１に記載の厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接することで製造された４０キロ級非調質型溶接鋼管。
- 質量％で
Ｃ：０．０２０～０．１００％、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
さらに、Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、
Ｃｒ：０．３０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
式（１）で規定されるＰｃｍｙが０．１００～０．１４０、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．１００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲＭが０．５～５．０である成分組成を有するスラブを、
１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延で所望の板厚にし、
Ａｒ３以上の温度から式（４）で規定される冷却速度ＣＲで、式（５）に規定される冷却停止温度ＦＣＴまで水冷し、その後、空冷する４０キロ級非調質型厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍｙ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／７＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７０Ｎｉ）／１５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
２５－７５（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）≦ＣＲ≦１９０－７５０（Ｐｃｍｙ＋２Ｎｂ）・・・式（４）
５６１－４７４Ｃ－３３Ｍｎ－１７Ｎｉ－１７Ｃｒ－２１Ｍｏ－１０００Ｎｂ≦ＦＣＴ≦８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ－１０００Ｎｂ・・・式（５）
ＣＲ：板厚中央温度がＢｓ（ベイナイト変態開始温度）に達したときの板厚中央の冷却速度（℃／ｓ）、ＦＣＴ：冷却停止温度（℃）
ただし、（１）～（５）式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合はゼロとする。 - 請求項３に記載の製造方法で製造された厚鋼板を筒状に成形し、突合せ部を溶接する４０キロ級非調質型溶接鋼管の製造方法。
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Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| JPH07292414A (ja) * | 1994-04-22 | 1995-11-07 | Nippon Steel Corp | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
| JP2003183731A (ja) * | 2001-12-11 | 2003-07-03 | Jfe Steel Kk | 非調質高張力鋼板の製造方法 |
| WO2019077725A1 (ja) * | 2017-10-19 | 2019-04-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびこれを用いた高強度鋼管 |
| WO2020003499A1 (ja) * | 2018-06-29 | 2020-01-02 | 日本製鉄株式会社 | 鋼管及び鋼板 |
| US20200095658A1 (en) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Vallourec Tubes France | High strength micro alloyed steel seamless pipe for sour service and high toughness applications |
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07292414A (ja) * | 1994-04-22 | 1995-11-07 | Nippon Steel Corp | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
| JP2003183731A (ja) * | 2001-12-11 | 2003-07-03 | Jfe Steel Kk | 非調質高張力鋼板の製造方法 |
| WO2019077725A1 (ja) * | 2017-10-19 | 2019-04-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびこれを用いた高強度鋼管 |
| WO2020003499A1 (ja) * | 2018-06-29 | 2020-01-02 | 日本製鉄株式会社 | 鋼管及び鋼板 |
| US20200095658A1 (en) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Vallourec Tubes France | High strength micro alloyed steel seamless pipe for sour service and high toughness applications |
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