JP4317321B2

JP4317321B2 - 優れた靭性を有する溶接性超強力鋼の製造方法

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Publication number: JP4317321B2
Application number: JP2000504295A
Authority: JP
Inventors: マイケルジェイルートン; ジェイオングクー; ナラシムハラオヴィバンガル; クリフォードダブリューピーターセン; 博為広; 均朝日; 卓也原; 昌章杉山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-07-28
Filing date: 1998-07-28
Publication date: 2009-08-19
Anticipated expiration: 2018-07-28
Also published as: CA2295881A1; CN1265708A; EP1017862B1; US6248191B1; CA2295881C; DE69836549D1; JP2001511479A; ES2275310T3; KR20010022349A; UA61966C2; KR100386767B1; EP1017862A1; EP1017862A4; BR9811052A; AU736037B2; WO1999005328A1; AU8667398A; DE69836549T2; RU2210603C2; ATE346960T1

Description

【０００１】
（発明の分野）
本発明は、優れた靭性を有する溶接性超強力鋼板、及びそれから製造されたラインパイプに関する。更に詳細には、本発明は、HAZの強度低下がラインパイプの残部に相対して最小にする高靭性、溶接性、低合金超強力ラインパイプ鋼、及びラインパイプの前駆材料である鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
（発明の背景）
種々の用語は、下記の明細書に定義されている。便宜上、用語解説が実施例の後に示されている。
現在、商業的に用いられている最大降伏強さは約550MPa(80ksi)である。強力ラインパイプ鋼、例えば、約690MPa(100ksi)までが市販されているが、我々が知る限りではパイプラインを製造するために商業的に用いられていない。更に、Koo & Lutonの米国特許第5,545,269号、同第5,545,270号及び同第5,531,842号に開示されているように、降伏強さが少なくとも約830MPa(120ksi)であり引張強さが少なくとも約900MPa(130ksi)である優れた強度鋼をラインパイプの前駆材料として製造することが実用的であることがわかった。Koo & Lutonの米国特許第5,545,269号に記載された鋼の強度は、鋼化学と処理技術間のバランスによって得られ、ε-銅とバナジウム、ニオブ及びモリブデンの炭化物又は窒化物又は炭窒化物の析出物によって二次硬化される主として微粒状焼戻しマルテンサイト及びベイナイトを含む実質的に一様なミクロ構造が生じる。
【０００３】
Koo & Lutonの米国特許第5,545,269号には、鋼が最終熱間圧延温度から400℃(752°F)以下の温度に少なくとも20℃/秒(36°F/秒)、好ましくは約30℃/秒(54°F/秒)の速度で焼入れして主としてマルテンサイトとベイナイトのミクロ構造を生じる強力鋼の製造方法が記載されている。更に、所望のミクロ構造と特性を得るために、Koo & Lutonによる発明は鋼板がAc₁変態点以下の温度、即ち、加熱中にオーステナイトが形成し始める温度でε-銅とバナジウム、ニオブ及びモリブデンの炭化物又は窒化物又は炭窒化物の析出物を生じるのに十分な時間水冷した板を焼戻しすることを含む追加の処理工程による二次硬化方法に供することを必要とする。焼入れ後焼戻しする追加の処理工程は、鋼板のコストをかなり増大させる。従って、所望の機械的性質を達成しつつ焼戻し工程を不要にする鋼の新規な処理方法を提供することが望ましい。更に、焼戻し工程は、所望のミクロ構造と特性を与えるのに必要であるが降伏強さと引張強さとの比が0.93を超えてしまう。好ましいパイプライン設計の観点から、高い降伏強さと引張強さを維持しつつ降伏強さと引張強さとの比が約0.93より小さく保つことが望ましい。
【０００４】
長い距離にわたって原油や天然ガスを輸送するために現在用いうる強度よりも高い強度をもつパイプラインが求められている。これは、(i) 高いガス圧の使用によって輸送効率を高めること及び(ii) 壁厚と外径を減じることによって材料と施工コストを下げることが必要であることにより求められているものである。結果として、現在用いうるものより強いラインパイプが求められている。
従って、本発明の目的は、高強度特性が二次硬化を与える焼戻し工程を必要とせずに得られる、低コスト、低合金、超強力鋼板を製造するための鋼組成物及び代替的処理、及びそれから製造されたラインパイプを提供することである。更に、本発明の他の目的は、降伏強さと引張強さとの比が約0.93より小さい、パイプライン設計に適するラインパイプ用強力鋼板を提供することである。
ほとんどの強力鋼、即ち、降伏強さが約550MPa(80ksi)より大きい鋼に関係する問題は、溶接後のHAZの軟化である。HAZは、溶接誘起熱サイクル中に局部相転移又は焼なましを受けるため、HAZは母材に比べて顕著な、即ち、約15％以上の軟化が起こる。超強力鋼は降伏強さが830MPa(120ksi)以上で製造されるが、一般的にはラインパイプに必要な靭性を欠き、その材料のPcm(溶接性を表すために用いられる周知の工業用語)が相対的に高く、一般的には約0.35より大きいことからラインパイプに必要な溶接性を満たしていない。
【０００５】
従って、本発明の他の目的は、製品の品質を一貫して維持し溶接誘起熱サイクル中のHAZの強度低下を最小にしつつ、降伏強さが少なくとも約690MPa(100ksi)であり、引張強さが少なくとも約900MPa(130ksi)であり、低温、即ち、約-40℃(-40°F)より低い温度での用途に十分な靭性をもつラインパイプの前駆材料としての低合金、超強力鋼板を製造することである。
本発明の目的は、更に、ラインパイプに必要な靭性と溶接性をもちPcmが約0.35未満である超強力鋼を提供することである。PcmとCeq(炭素当量)共に溶接性に関して広く用いられているが、溶接性を表すために用いられる他の周知の工業用語も鋼の焼入性を反映し、母材において硬質ミクロ構造を生じる鋼の傾向に関して指標となる。本明細書に用いられるPcmは: Pcm = C wt％ Si wt％/30 + (Mn wt％ + Cu wt% + Cr wt%)/20 + Ni wt%/60 + Mo wt%/15 + V wt%/10 + 5(B wt%)として定義され; Ceqは: Ceq = C wt% + Mn wt%/6 + (Cr wt% + Mo wt% + V wt%)/5 + (Cu wt% + Ni wt%)/15として定義される。
【０００６】
（発明の概要）
米国特許第5,545,269号に記載されているように、その中に記載されている条件下、超強力鋼の最終圧延後の400℃(752°F)以下の温度(好ましくは周囲温度)まで水冷却する工程は、その条件下での空気冷却がオーステナイトをフェライト/パーライト凝集体に変態させるために鋼が強度の劣化を起こすことから空気冷却で置き換えてはならない。
その鋼の水冷却を400℃(752°F)より高い温度で停止すると冷却中に不十分な変態硬化を生じ、よって鋼の強度が低下する。
米国特許第5,545,269号に記載された方法によって製造された鋼板においては、水冷却後に、例えば、約400〜約700℃(752〜1292°F)の範囲の温度に所定時間再加熱することによる焼戻しを用いて鋼板全体に一様な硬化を与えると共に鋼の靭性を改善する。シャルピーVノッチ付衝撃試験は、鋼の靭性を測定する周知の試験である。シャルピーVノッチ付衝撃試験を用いることにより得られる測定の1つは、一定の温度で鋼試料を破壊するのに吸収されるエネルギー(衝撃エネルギー)、例えば、-40℃(-40°F)の衝撃エネルギー、(vE_-40)である。
【０００７】
米国特許第5,545,269号に記載された開発に続いて、高靭性を有する超強力鋼がコストのかかる最終焼戻し工程を必要とせずに製造されることが発見された。この望ましい結果は、主として微粒状下部ベイトナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含むミクロ構造が中断冷却温度又は続いての周囲温度までの空気冷却で生じる鋼の具体的な化学によって具体的な温度範囲で焼入れを中断することにより得られることがわかった。また、この新規な処理工程の順序は、これまで得られた強度と靭性よりも更に高い鋼板の驚くべき予想外の結果を示すことが発見された。
本発明の上記目的と一致した中断直接焼入れ(IDQ)と本明細書で呼ばれる処理方法が提供され、所望化学の低合金鋼板を熱間圧延の終わりに水のような適切な液体で適切な焼入停止温度(QST)まで焼入れし、続いて周囲温度まで空気冷却することにより急速に冷却して主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、その混合物を含むミクロ構造を生じる。本発明を記載するのに用いられる焼入れは、鋼を周囲温度に空気冷却するのとは反対に鋼の冷却速度を上げる傾向に選択された液体が用いられる手段によって加速された冷却を意味する。
【０００８】
本発明は、IDQと呼ばれる部分的焼入れプロセスについて、硬化に続いて相を空気冷却して主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を仕上げ鋼板に含むミクロ構造を生じる冷却速度及びQSTパラメーターの用法を適応させる能力を有する鋼を提供する。
少量のホウ素の5〜20 ppm程度の添加が低炭素、低合金鋼の焼入性にかなりの効果を示すことは当該技術において周知である。従って、鋼へのホウ素添加は、溶接性の優れた低コスト強力鋼の貧化学、即ち、低炭素当量(Ceq)による低合金鋼においてマルテンサイトのような硬質相を与えるために過去に効果的に用いられた。しかしながら、ホウ素の所望される少量添加の一貫した制御は得られにくい。技術的に進歩した鋼製造設備とノウハウが必要である。本発明は、ホウ素を添加して又は添加せずに望ましいミクロ構造と特性を生じるIDQ法によって処理される鋼化学の範囲を提供する。
【０００９】
本発明によれば、鋼化学と処理技術間のバランスが得られ、よってラインパイプが調製される降伏強さが少なくとも約690MPa(100ksi)、更に好ましくは少なくとも約760MPa(110ksi)、更に好ましくは少なくとも約830MPa(120ksi)であり、降伏強さと引張強さとの比が好ましくは約0.93未満、更に好ましくは約0.90未満、更に好ましくは約0.85未満である強力鋼板の製造を可能にする。これらの鋼板においては、ラインパイプ用に溶接した後、HAZの強度低下は母材の強度に相対して約10％未満、好ましくは約5％未満である。更に、ラインパイプを製造するのに適するこれらの低合金超強力鋼板は、厚さが好ましくは少なくとも約10 mm(0.39インチ)、更に好ましくは少なくとも約15mm(0.59インチ)、更に好ましくは少なくとも約20 mm(0.79インチ)である。更に、これらの低合金超強力鋼板は添加ホウ素を含まず、特定のためには添加ホウ素を約5〜約20 ppm、好ましくは約8〜約12 ppmの量で含む。ラインパイプ製品の品質は、実質的に一貫しており、一般的には水素補助割れに感受性でない。
【００１０】
好ましい鋼製品は、好ましくは、主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含む実質的に一様なミクロ構造を有する。好ましくは、微粒状ラスマルテンサイトは自動焼戻し微粒状ラスマルテンサイトを含んでいる。本発明を記載するのに用いられかつ特許請求の範囲の『主として』とは、少なくとも約50体積％を意味する。ミクロ構造の残部は、追加の微粒状下部ベイナイト、追加の微粒状ラスマルテンサイト、上部ベイナイト又はフェライトを含むことができる。ミクロ構造は、更に好ましくは少なくとも約60〜約80体積％の微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含む。ミクロ構造は、更に好ましくは少なくとも約90体積％の微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含む。
下部ベイナイトとラスマルテンサイトは共に、バナジウム、ニオブ及びモリブデンの炭化物又は炭窒化物の析出物により更に硬化される。これらの析出物、特にバナジウムを含むものは、おそらくAc₁変態点以下の温度まで加熱した領域の転位密度のかなりの消失を防止すること又はAc₁変態点より高い温度まで加熱した領域の析出硬化を誘導すること、又はその双方によりHAZ軟化を最小にすることを援助することができる。
【００１１】
本発明の鋼板は、鋼スラブを慣用の方法で調製し、実施態様においては、鉄及び下記の合金元素:
炭素(C) 0.03〜0.10％、好ましくはC 0.05〜0.09％
シリコン(Si) 0〜0.6％
マンガン(Mn) 1.6〜2.1％
銅(Cu) 0〜1.0％
ニッケル(Ni) 0〜1.0％、好ましくはNi 0.2〜1.0％
ニオブ(Nb) 0.01〜0.10％、好ましくはNb 0.03〜0.06％
バナジウム(V) 0.01〜0.10％、好ましくはV 0.03〜0.08％
モリブデン(Mo) 0.3〜0.6％
クロム(Cr) 0〜1.0％
チタン(Ti) 0.005〜0.03％、好ましくはTi 0.015〜0.02％
アルミニウム(Al) 0〜0.06％、好ましくはAl 0.001〜0.06％
カルシウム(Ca) 0〜0.006％
希土類金属(REM) 0〜0.02％
マグネシウム(Mg) 0〜0.006％
を指定した重量％で含むことにより製造され、更に、下記の値:
Ceq≦0.7、及び
Pcm≦0.３５
を特徴とする。
【００１２】
また、上記化学を変更し、ホウ素(B) 0.0005〜0.0020wt％、好ましくはB 0.0008〜0.0012wt％が含まれ、Mo含量は0.2〜0.5wt％である。
本発明の実質的にホウ素を含まない鋼については、Ceqは好ましくは約0.5より大きく、約0.7未満である。本発明のホウ素含有鋼については、Ceqは好ましくは約0.3より大きく、約0.7未満である。
更に、結晶粒成長阻止窒化チタン粒子を与えるために下記のようにNが所望されるとしても、周知の不純物窒素(N)、リン(P)、及びイオウ(S)を鋼中に最少にすることが好ましい。好ましくは、N濃度は約0.001〜約0.006wt％であり、S濃度は約0.005wt％以下、更に好ましくは約0.002wt％以下であり、P濃度は約0.015wt％以下である。この化学においては、鋼はホウ素が添加されないという点で実質的にホウ素を含まず、ホウ素濃度は好ましくは約3 ppm未満、好ましくは約1 ppm未満であるか又は上記のように添加したホウ素を含む。
【００１３】
本発明によれば、ミクロ構造が主として微粒状下部ベントナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含む超強力鋼の好ましい製造方法は、実質的にバナジウム及びニオブの炭化物及び炭窒化物を溶解するのに十分な温度まで鋼スラブを加熱する工程; 該スラブを加工してオーステナイトが再結晶する第1温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて平板を形成する工程; T_nr温度、即ち、オーステナイトが再結晶しない温度より低くくAr₃変態点、即ち、オーステナイトが冷却中にフェライトに変態し始める温度より高い第2温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて前記平板を加工する工程; 少なくともAr₁変態点程度の温度、即ち、オーステナイトのフェライト、又はフェライト＋セメンタイトへの変態が冷却時に完了する温度、好ましくは約550〜約150℃(1022〜302°F)、更に好ましくは約500〜約150℃(932〜302°F)の温度まで最終圧延した該平板を焼入れする工程; 該焼入れを停止する工程; 焼入れした該平板を周囲温度まで空気冷却する工程を含む。
T_nr温度、Ar₁変態点、及びAr₃変態点は各々鋼スラブの化学に左右し、実験か又は適切なモデルを用いた計算により容易に求められる。
【００１４】
本発明の第1好適実施態様の低合金超強力鋼は、引張強さが好ましくは少なくとも約900MPa(130ksi)、更に好ましくは少なくとも約930MPa(135ksi)であり、ミクロ構造が主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含み、更にセメンタイトの微細析出物、及び任意によりバナジウム、ニオブ、及びモリブデンの炭化物、又は炭窒化物の更に微細な析出物を含んでいる。好ましくは、微粒状ラスマルテンサイトは自動焼戻し微粒状ラスマルテンサイトを含んでいる。
本発明の第2好適実施態様の超強力低合金鋼は、引張強さが好ましくは少なくとも約900MPa(130ksi)、更に好ましくは少なくとも約930MPa(135ksi)であり、ミクロ構造が微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含み、更にホウ素及びセメンタイトの微細析出物、及び任意によりバナジウム、ニオブ、及びモリブデンの炭化物、又は炭窒化物の更に微細な析出物を含んでいる。好ましくは、微粒状ラスマルテンサイトは自動焼戻し微粒状ラスマルテンサイトを含んでいる。
本発明を好適実施態様と共に記載するが、本発明がそれに限定されないことは理解される。これに対して、本発明は、特許請求の範囲に記載された本発明の真意及び範囲内に含まれる変更、修正、及び等価を全て包含するものである。
【００１５】
（発明の詳細な説明）
本発明の態様によれば、鋼スラブを次の工程で処理する: 実質的に全てのバナジウム及びニオブの炭化物及び炭窒化物を溶解するのに十分な実質的に一様な温度まで、好ましくは約1000〜約1250℃(1832〜2282°F)、更に好ましくは約1050〜約1150℃(1922〜2102°F)の範囲に該スラブを加熱する工程; 該スラブを好ましくは約20〜約60％(厚さ)の減少まで熱間圧延してオーステナイトが再結晶する第1温度範囲に1回以上通過させて鋼板を形成する工程; オーステナイトが再結晶せずAr₃変態点より高い第1温度範囲よりいくぶん低い第2温度範囲内に1回以上通過させて好ましくは約40〜約80％(厚さ)の減少まで第2熱間圧延する工程; Ar₃変態点以上の温度から少なくともAr₁変態点程度の焼入停止温度(QST)まで、好ましくは約550〜約150℃(1022〜302°F)、更に好ましくは約500〜約150℃(932〜302°F)の範囲に少なくとも約10℃/秒(18°F/秒)、好ましくは少なくとも約20℃/秒(36°F/秒)、更に好ましくは少なくとも約30℃/秒(54/秒°F)、更に好ましくは少なくとも約35℃/秒(63°F/秒)の速度で焼入れすることにより該圧延鋼板を硬化する工程; 及び該焼入れを停止し、該鋼板を周囲温度まで空気冷却して該鋼板の主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物への変態の完了を促進する工程。当業者により理解されるように、本明細書に用いられる『厚さの減少％』は加工前の鋼スラブ又は鋼板の厚さの減少％を意味する。本発明を制限することなく一例として、約25.4cm(10インチ)の鋼スラブは第1温度範囲で約12.7cm(5インチ)の厚さまで約50％加工され(50％の減少)、次に、第2温度範囲で約2.54cm(1インチ)の厚さまで約80％加工される(80％の減少)。
【００１６】
例えば、図1について、本発明に従って処理した鋼板は、指定した温度範囲(下で詳述される)内で制御圧延10を受け; 次に、鋼は開始焼入点14から焼入停止温度(QST)16まで焼入れ12を受ける。焼入れを停止した後、鋼を周囲温度まで空気冷却18して鋼板の主として微粒状下部ベイナイト(下部ベイナイト領域20内); 微粒状ラスマルテンサイト(マルテンサイト領域22内); 又はその混合物への変態を促進する。上部ベイナイト領域24及びフェライト領域26を避ける。
超強力鋼は必ずしも種々の特性を必要とせず、特性は合金元素と加工熱処理の組合わせによって生じる。一般的には、鋼の化学の小さな変化が製品特性の大きな変化を生じる。種々の合金元素の役割と本発明の濃度について好ましい限度を次に示す。
【００１７】
炭素は、主に少量の炭化鉄(セメンタイト)、ニオブの炭窒化物[Nb(C,N)]、バナジウムの炭窒化物[V(C,N)]、及びMo₂Cの粒子又は析出物(炭化モリブデンの形)によってそれらが十分に微細で多数である場合には、どのようなミクロ構造でも鋼及び溶接部内のマトリックスを強化し、析出物も強化する。更に、熱間圧延中のNb(C,N)析出物は、一般的には、オーステナイト再結晶を遅らせると共に粒子成長を阻止するように働き、よってオーステナイト結晶粒微細化の手段を与え、降伏強さと引張強さの双方と低温靭性(例えば、シャルピー試験における衝撃エネルギー)の改善をもたらす。炭素は、また、焼入性、即ち、冷却中鋼のミクロ構造を硬くかつ強くする能力を増大させる。一般的には、炭素含量が約0.03wt％未満である場合には強化作用は得られない。炭素含量が約0.10wt％より大きい場合には、鋼は、一般的には、現場溶接後の低温亀裂及び鋼板及び溶接HAZにおける靭性低下に感受性がある。
【００１８】
マンガンは、微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含み、強度と低温靭性間に良好なバランスを生じる、本発明に必要とされるミクロ構造を得るのに不可欠である。このために、下限は約1.6wt％に設定される。上限は約2.1wt％に設定され、約2.1wt％を超えるマンガン含量は連続鋳造中の中心線偏析を促進する傾向があり、鋼靭性の劣化をまねくためである。更に、高マンガン含量は、鋼の焼入性を過度に強め、よって溶接熱影響部の靭性を低下させることによる現場溶接性を低下させる。
シリコンは、脱酸と強度の改善のために添加される。上限は、過剰のシリコン含量から生じる現場溶接性と熱影響部(HAZ)の靭性の著しい劣化を避けるために約0.6wt％に設定される。シリコンは、アルミニウム又はチタンが同様の機能を行うことから必ずしも必要でない。
【００１９】
ニオブは、強度と靭性の双方を改善する鋼の圧延したミクロ構造の結晶粒微細化を促進するために添加される。熱間圧延中の炭窒化ニオブ析出物は、再結晶を遅らせかつ結晶粒成長を阻止する働きをし、よってオーステナイト結晶粒微細化の手段を与える。Nb(C,N)析出物の形成によって最終冷却中に追加の強化を与えることもできる。モリブデンの存在下に、ニオブは、制御圧延中にオーステナイト再結晶を抑制することによりミクロ構造を効果的に調質処理し、析出硬化しかつ焼入性の増強に寄与することにより鋼を強化する。ホウ素の存在下にニオブは焼入性を相乗的に改善する。そのような効果を得るために、好ましくは少なくとも約0.01wt％のニオブが添加される。しかしながら、約0.10wt％を超えるニオブは、一般的には、溶接性及びHAZ靭性に有害であり、最高約0.10wt％が好ましい。更に好ましくは約0.03〜約0.06wt％のニオブが添加される。
【００２０】
チタンは、微粒状窒化チタン粒子を形成し、スラブ再加熱中にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することによりミクロ構造の調質に寄与する。更に、窒化チタンを存在させると溶接熱影響部の結晶粒粗大化を防止する。従って、チタンは、母材と溶接熱影響部の双方の低温靭性を改善する働きをする。チタンが窒化チタンの形に遊離窒素を固定するので、窒化ホウ素の形成による焼入性に対する窒素の有害な作用を防止する。このために添加されるチタン量は、窒素量の好ましくは少なくとも約3.4倍(重量)である。アルミニウム含量が少ない(即ち、約0.005重量％未満)場合、チタンは酸化物を形成し、溶接熱影響部のフェライト粒内形成の核として働き、よって領域内のミクロ構造を調質処理する。これらの目標を達成するために、少なくとも約0.005重量％のチタン添加が好ましい。過剰のチタン含量が窒化チタンを粗大化しかつ炭化チタン誘導析出硬化をまねき、その双方が低温靭性の劣化の原因となるので上限を約0.03重量％に設定する。
銅は、母材及び溶接HAZの強度を増すが、銅の過度の添加は熱影響部の靭性と現場溶接性を著しく劣化する。従って、銅添加の上限を約1.0重量％に設定する。
【００２１】
ニッケルは、現場溶接性と低温靭性を損なわずに本発明に従って調製される低炭素鋼の特性を改善するために添加される。マンガンとモリブデンと対照的に、ニッケル添加は鋼板の低温靭性に有害である硬化ミクロ構造成分の減少を生じる傾向がある。0.2重量％より多い量のニッケル添加は、溶接熱影響部の靭性の改善に効果的であることがわかった。ニッケルは、ニッケル含量が約2重量％より多い場合にある種の環境では硫化物応力亀裂を促進する傾向を除いて一般的には有益な元素である。本発明に従って調製された鋼については、ニッケルがコストのかかる合金元素である傾向がありかつ溶接熱影響部の靭性を劣化するので上限を約1.0重量％に設定する。ニッケル添加は、また、連続鋳造及び熱間圧延中の銅誘起表面亀裂を防止するのに効果的である。このために添加されるニッケルは、好ましくは銅含量の約1/3より多い。
アルミニウムは、一般的には、脱酸のために鋼に添加される。また、アルミニウムは鋼ミクロ構造の調質に効果的である。アルミニウムは、また、溶接熱がTiNを部分的に溶解して窒素を遊離する粗結晶粒HAZ領域における遊離窒素の脱離によりHAZ靭性を与える点で重要な役割を果たす。アルミニウム含量が高すぎる、約0.06重量％より高い場合には、Al₂O₃(酸化アルミニウム)型介在物を形成する傾向があり、鋼とそのHAZの靭性に有害である。脱酸は、チタン又はシリコン添加によって達成され、アルミニウムは必ずしも添加することを必要としない。
【００２２】
バナジウムは、ニオブと同様の効果を示すが顕著ではない。しかしながら、バナジウムを超高鋼に添加するとニオブと組合わせて添加した場合に著しい効果を生じる。ニオブとバナジウム双方を添加すると本発明の鋼の優れた特性が更に向上する。好ましい上限は約0.10重量％であるが、溶接熱影響部、従って現場溶接性の靭性の観点から、特に好ましい範囲は約0.03〜約0.08重量％である。
モリブデンは、鋼の焼入性を改善して所望の下部ベイナイトミクロ構造の形成を促進するために添加される。鋼の焼入性に対するモリブデンの影響は、ホウ素含有鋼において特に著しい。モリブデンがニオブと共に添加される場合、モリブデンは制御された圧延中のオーステナイト再結晶の抑制を増してオーステナイトミクロ構造の調質に寄与する。これらの効果を達成するために、実質的にホウ素を含まない鋼及びホウ素を含む鋼に添加されるモリブデン量は、各々好ましくは少なくとも約0.3重量％及び約0.2重量％である。モリブデンの過剰量が現場溶接中に生じる熱影響部の靭性を劣化し、現場溶接性を低下させることから、実質的にホウ素を含まない鋼及びホウ素を含む鋼の上限は好ましくは約0.6重量％と約0.5重量％である。
【００２３】
クロムは、一般的には、直接焼入れに対する鋼の焼入性を高める。一般的には、腐食及び水素補助割れ抵抗も改善する。モリブデンのように、過剰のクロム、即ち、約1.0重量％の過剰量では現場溶接後の低温割れを引き起こす傾向があり、鋼及びそのHAZの靭性を劣化させる傾向があるので、最高が約1.0重量％であることが好ましい。
窒素は、窒化チタンを形成することによりスラブ再加熱中及び溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。従って、窒素は、母材と溶接熱影響部双方の低温靭性の改善に寄与する。このための最少窒素含量は約0.001重量％である。過剰量の窒素がスラブ表面欠損の発生率を上げかつホウ素の有効な焼入性を低下させることから上限を好ましくは約0.006重量％に維持する。また、遊離窒素の存在が溶接熱影響部の靭性の劣化の原因となる。
【００２４】
カルシウム及び希土類金属 (REM)は、一般的には、硫化マンガン(MnS)介在物の形を制御し、低温靭性(例えば、シャルピー試験における衝撃試験)を改善する。少なくとも約0.001wt％のCa又は約0.001wt％のREMが硫化物の形を制御するために望ましい。しかしながら、カルシウム含量が約0.006wt％を超える場合又はREM含量が約0.02wt％を超える場合には、多量のCaO-CaS(酸化カルシウム-硫化カルシウム)又はREM-CaS(希土類金属-硫化カルシウム)が大きな集合体や大きな介在物に形成及び変換され、きれいな鋼を損なうだけでなく現場溶接性に対して悪影響を及ぼす。好ましくは、カルシウム濃度は約0.006wt％に制限され、REM濃度は約0.02wt％に制限される。超強力ラインパイプ鋼においては、ESSP値を好ましくは約0.5より大きく約10未満に維持しつつイオウ含量が約0.001wt％より減少し、酸素含量が約0.003wt％、好ましくは約0.002wt％より減少する。ここで、ESSPは鋼中の硫化物介在物の形状制御に関する指数であり、下記の関係によって定義される。
ESSP = (Ca wt％)[1-124(O wt％)]/1.25(S wt％)、は靭性及び溶接性双方を改善するのに特に効果的である。
【００２５】
マグネシウムは、一般的には、微細に分散した酸化物粒子を形成し、結晶粒の粗大化を抑えること及び/又はHAZの粒内フェライトの形成を促進することができ、よってHAZ靭性を改善する。少なくとも約0.0001wt％のMgが効果的であるMg添加に望ましい。しかしながら、Mg含量が約0.006wt％を超える場合には、粗い酸化物が形成され、HAZの靭性が劣化する。
ホウ素は、低炭素鋼(炭素含量約0.3wt％未満)への少量、約0.0005〜約0.0020wt％(5〜20 ppm)添加が高温から周囲温度へ鋼を冷却する間に軟質フェライトとパーライト成分の形成を遅らせつつ効力のある強化成分、ベイナイト又はマルテンサイトの形成を促進することによりかかる鋼の焼入性を劇的に改善する。約0.002wt％を超えるホウ素は、Fe₂₃(C,B)₆(炭化ホウ素鉄の形)の脆化粒子の形成を促進する。従って、約0.0020wt％のホウ素の上限が好ましい。焼入性について最大効果を得るために約0.0005〜約0.0020wt％(5 ppm〜20 ppm)のホウ素濃度が望ましい。上記の観点から、ホウ素は鋼板の厚さ全体にミクロ構造の均一性を促進する高価な合金添加の代替物として用いられる。ホウ素は、また、鋼の焼入性を高める点でモリブデンとニオブ双方の有効性を増大させる。従って、ホウ素添加は低Ceq鋼組成物の使用が高鋼板強度を生じることを可能にする。また、鋼に添加したホウ素は、高強度と優れた溶接性及び低温亀裂抵抗とを組合わせる可能性を与える。ホウ素は粒界強度を高めるので、水素補助粒内亀裂に対する抵抗も高める。
【００２６】
図１に図解的に示されたように本発明の加工熱処理の第1目標は、実質的に再結晶されていないオーステナイト結晶粒から変態した主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含み、好ましくはセメンタイトの微細分散液を含むミクロ構造を得ることである。下部ベイナイトとラスマルテンサイト成分は、更に、Mo₂C、V(C,N)及びNb(C,N)、又はその混合物の微細に分散された析出物によって硬化され、ホウ素を含む場合もある。微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物の微細なミクロ構造は、強度が高く低温靭性が良好な物質を与える。所望のミクロ構造を得るために、鋼スラブ中の加熱したオーステナイト結晶粒は、第1にサイズが微細であり、第2にオーステナイト結晶粒の通し厚さが小さく、例えば、好ましくは約5〜20ミクロン未満であるように変形及び平坦にされ、第3に平坦になったオーステナイト結晶粒は高密度の転位及びせん断バンドで満たされる。これらの界面は、鋼板が熱間圧延の完了後に冷却されたときに転移相(少なくとも下部ベイナイトとラスマルテンサイト)の成長を制限する。
【００２７】
第2の目標は、鋼板が焼入停止温度に冷却した後に十分なMo、V、及びNbを実質的に固溶体として保持するので、Mo、V、及びNbは鋼の強度を向上及び保存するためにベイナイト変態中又は溶接熱サイクル中にMo₂C,Nb(C,N)及びV(C,N)として析出されるのに有効である。熱間圧延前の鋼スラブの再加熱温度は、鋼の連続鋳造中に形成されるTiN粒子の溶解を防止しつつV、Nb、及びMoの溶液を最大にすると共に熱間圧延前のオーステナイト結晶粒の粗大化を阻止する働きをするように十分高くしなければならない。本発明の鋼組成物のこれらの目標を得るために、熱間圧延前の再加熱温度は約1000〜約1250℃(1832〜2282°F)でなければならない。スラブは、実質的に全スラブ、好ましくは全スラブの温度を所望の再加熱温度まで上げるのに適した手段によって、例えば、スラブをある時間炉に入れることにより再加熱される。本発明の範囲内で鋼組成物に用いなければならない個々の再加熱温度は、実験か又は適切なモデルを用いて計算することにより当業者により容易に求められる。また、実質的に全スラブ、好ましく全スラブの温度を所望の再加熱温度まで上げるのに必要な炉温度と再加熱時間は標準工業文献によって当業者により容易に求められる。
【００２８】
本発明の範囲内の鋼組成物については、再結晶範囲と非再結晶範囲間の境界を区切る温度、T_nr温度は、鋼の化学、特に、圧延前の再加熱温度、炭素濃度、ニオブ濃度及び圧延通過で得られる減少量に左右される。当業者は、各鋼組成物のこの温度を実験か又はモデル計算により求められる。
実質的に全体のスラブに加える再加熱温度を除いて、本発明の処理方法を記載するのに言及される続いての温度は鋼の表面で測定された温度である。鋼の表面温度は、例えば、光高温計を用いることにより、又は鋼の表面温度を測定するのに適した他の装置により測定される。焼入れ(冷却)速度は、板厚の中心、又は実質的に中心のものであり、焼入停止温度(QST)は熱が板厚の中央から伝えられることから焼入れを停止した後に板表面に達した最高温度、又は実質的に最高温度である。所望の加速冷却速度を達成するために焼入液が必要とする温度及び流速は、標準工業文献によって当業者により求められる。
【００２９】
本発明の熱間圧延条件は、オーステナイト結晶粒のサイズを微細にするほかに、オーステナイト結晶粒の変形バンドの形成によって転位密度が高められ、よって圧延が終了した後の冷却中に変態生成物、即ち、微粒状下部ベイナイト及び微粒状ラスマルテンサイトのサイズを制限することによりミクロ構造を更に調質することになる。再結晶温度範囲の圧延加工が本明細書に開示された範囲より下がり、非再結晶温度範囲の圧延加工が本明細書に開示された範囲より上がる場合には、オーステナイト結晶粒が、一般的には、サイズの細かさが不十分であり粗いオーステナイト結晶粒を生じ、よって鋼の強度と靭性双方を低下し、高い水素補助割れ感受性を引き起こす。一方、再結晶温度範囲の圧延加工が本明細書に開示された範囲より上がり、非再結晶温度範囲の圧延加工が本明細書に開示された範囲より下がる場合には、オーステナイト結晶粒の変形バンドと転位下部構造の形成が圧延を終了した後に鋼が冷却されるときに変態生成物の十分な調質を与えるのには不十分である。
【００３０】
最終圧延後、鋼を好ましくは約Ar₃変態点以上の温度から焼入れに供し、Ar1変態点以下の温度、即ち、オーステナイトのフェライト又はフェライト＋セメンタイトへの変態が冷却中に完了する温度、好ましくは約550℃(1022°F)以下、更に好ましくは約500℃(932°F)以下で停止する。水冷却が通常は用いられる。しかしながら、焼入れを行うために適切な液体が用いられる。本発明によれば、典型的な鋼圧延機での圧延と冷却プロセスによって材料の正常な流れを中断するので圧延と焼入れ間に追加空気冷却は通常は用いられない。しかしながら、焼入れサイクルを適切な温度範囲で中断してから急冷した鋼を周囲温度で仕上げ条件まで空気冷却することにより、圧延プロセスを中断しないので圧延機の生産性に対する影響がほとんどなく特に有利なミクロ構造成分が得られることが求められた。
【００３１】
従って、熱間圧延及び急冷した鋼板をAr1変態点、好ましくは約550℃(1022°F)以下、更に好ましくは約500℃(932°F)以下の温度で始める最終空気冷却処理に供する。この最終冷却処理は、微細に分散されたセメンタイト粒子を微粒状下部ベイナイトと微粒状ラスマルテンサイトミクロ構造全体に実質的に一様に十分に析出させることにより鋼の靭性を改善するために行なわれる。更に、焼入停止温度と鋼組成によって更に微細に分散したMo2C、Nb(C,N)、及びV(C,N)析出物が形成され、強度を高めることができる。
記載したプロセスによって製造された鋼板は、相対的に低い炭素濃度にもかかわらず鋼板の通し厚方向のミクロ構造の均一性が高い高強度及び高靭性を示す。例えば、その鋼板は、降伏強さが少なくとも約830MPa(120ksi)であり、引張強さが少なくとも約900MPa(130ksi)であり、靭性(-40℃(-40°F)で測定、例えば、vE_-40)が少なくとも約120ジュール(90ft-lbs)であり、これらはラインパイプ用に適した特性である。更に、熱影響部(HAZ)軟化の傾向はV(C,N)及びNb(C,N)析出物の存在、及び溶接中の形成によって減少する。更に、鋼の水素補助割れの感受性は著しく低下する。
【００３２】
鋼中のHAZは、溶接誘導熱サイクル中に発生し、溶接溶融ラインから約2〜5mm(0.08〜0.2インチ)に及ぶ。HAZにおいて、温度勾配は、例えば、約1400〜約700℃(2552〜1292°F)を生じ、低温から高温まで次の軟化現象: 高温焼戻し反応による軟化、及びオーステナイト化及び徐冷による軟化がたいてい生じる領域を含んでいる。低温、約700℃(1292°F)においては、高転位密度と下部構造を保持することにより軟化を防止又は実質的に最少にするためにバナジウム及びニオブ及びその炭化物又は炭窒化物を存在させ、高温、約850〜950℃(1562〜1742°F)においては、追加のバナジウム及びニオブの炭化物又は炭窒化物が形成し軟化を最少にする。溶接誘導熱サイクル中の正味の効果はHAZでの強度低下が母材の強度に相対して約10％未満、好ましくは約5％未満である。即ち、HAZの強度は母材の強度の少なくとも約90％であり、好ましくは母材の強度の少なくとも95％である。HAZの強度の維持は、主としてバナジウムとニオブの全濃度が約0.06wt％であることにより、各バナジウムとニオブは約0.03wt％より高い濃度で鋼中に存在することが好ましい。
当該技術において周知であるように、ラインパイプは周知のU-O-Eプロセスにより鋼板から形成される。鋼板をU形（『U』）にしてからO形（『O』）にし、シーム溶接後のO形を約1％（『E』）押し広げる。併用の加工硬化作用による成形と膨張がラインパイプの強度を高めることになる。
下記の実施例は、上記の発明を具体的に説明するものである。
【００３３】
（実施例）
IDQ 処理の好適実施態様:
本発明によれば、好ましいミクロ構造は主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物から構成される。特に、強度と靭性の最大の組合わせ及びHAZ軟化抵抗について、更に好ましいミクロ構造はセメンタイト粒子のほかにMo、V、Nb又はその混合物を含む微細で安定な合金炭化物で強化した主として微粒状の下部ベイナイトから構成される。これらのミクロ構造の個々の例を下に示す。
【００３４】
ミクロ構造に対する焼入停止温度の影響:
1. 十分な焼入性を有するホウ素含有鋼: 焼入れ速度が約20〜約35℃/sec(36〜63°F/sec)によるIDQ処理鋼のミクロ構造は、主に、炭素当量(Ceq)や焼入停止温度(QST)のような組成パラメーターによって求められる鋼の焼入性により支配される。本発明の鋼板の好ましい厚さを有する鋼板について十分な焼入性を有する、即ち、Ceqが約0.45より大きく約0.7未満のホウ素鋼は、所望のミクロ構造(好ましくは微粒状下部ベイナイト)と機械的性質を生じる拡張処理窓を与えることによりIDQ処理に特に適している。これらの鋼のQSTは非常に広い範囲、好ましくは約550〜約150℃(1022〜302°F)にあり、所望のミクロ構造と特性も生じる。これらの鋼が低QST、即ち、約200℃(392°F)でIDQ処理される場合、ミクロ構造は主として自動焼戻しラスマルテンサイトである。QSTが約270℃(518°F)に上がるにつれて、ミクロ構造は自動焼戻しセメンタイト析出物がわずかに粗大化する以外は約200℃(392°F)のQSTによるものからほとんど変化しない。約295℃(563°F)のQSTで処理した試料のミクロ構造は、ラスマルテンサイト(主な部分)と下部ベイナイトの混合物を示した。
【００３５】
しかしながら、ラスマルテンサイトは、かなりの自動焼戻しを示し、十分に発生した自動焼戻しセメンタイト析出物を示した。図5については、約200℃(392°F)、約270℃(518°F)、及び約295℃(563°F)のQSTで処理した上記鋼のミクロ構造は、図5の顕微鏡写真52で示される。図2A及び図2Bについては、図2A及び図2Bは明暗視野顕微鏡写真を示し、約295℃(563°F)のQSTで多くのセメンタイト粒子がわかる。これらのラスマルテンサイトの特徴は、降伏強さの低下をまねく。しかしながら、図2A及び図2Bに示された鋼の強度は、ラインパイプ用には十分である。ここで図3及び図5については、QSTが約385℃(725°F)まで高くなるにつれて図3及び図5の顕微鏡写真54に示されるようにミクロ構造は主として下部ベイナイトを含む。明視野透過型電子顕微鏡、図3から下部ベイナイトマトリックス中の特徴的なセメンタイト析出物がわかる。本実施例の合金においては、下部ベイナイトミクロ構造は熱曝露中の優れた安定性が特徴であり、溶接物の微粒状の臨界未満と臨界間の熱影響部(HAZ)でさえ軟化に抵抗する。これは、Mo、V及びNbを含む種類の非常に微細な合金炭窒化物の存在によって説明される。図4A及び図4Bは、各々明視野及び暗視野透過型電子顕微鏡を示し、直径が約10nm未満の炭化物粒子の存在がわかる。これらの微細な炭化物粒子は、降伏強さを著しく高める。
【００３６】
図5は、好ましい化学実施態様を有するホウ素鋼の1種で行ったミクロ構造と特性の所見の抜粋を示す図である。各データポイントの下の数字はデータポイントに用いたQST、℃を示す。この具体的な鋼においては、QSTが500℃(932°F)より、例えば、約515℃(959°F)まで上がるにつれて主なミクロ構造成分が図5の顕微鏡56に示される上部ベイナイトになる。約515℃(959°F)のQSTにおいては、図5の顕微鏡写真56に示されるように少量であるが適量のフェライトも生じる。正味の結果は、強度が低下し実質的に靭性も低下することである。本実施例においては、上部ベイナイト及び特に主として上部ベイナイトミクロ構造の実質量が強度と靭性の良好な組合わせを避けなければならないことがわかった。
【００３７】
2. 貧化学によるホウ素含有鋼: 貧化学(約0.3＜Ceq＜0.5)によるホウ素含有鋼を本発明の鋼板の好ましい厚さを有する鋼板にIDQ処理する場合、得られたミクロ構造は種々の量の初析及び共析フェライトを含み、これらは下部ベイナイトとラスマルテンサイトミクロ構造より非常に軟質な相である。本発明の強度標的を満たすために、軟質相の全量は約40％未満でなければならない。この制限内でフェライト含有IDQ処理ホウ素鋼は、約200℃(392°F)のQSTによる少量のホウ素含有鋼について図5に示されるように高強度レベルで魅力のある靭性を与える。この鋼は、図5の顕微鏡58で示されるようにフェライトと自動焼戻しラスマルテンサイトの混合物を特徴とし、後者は試料中主な相である。
【００３８】
3. 十分な焼入性を有する実質的にホウ素を含まない鋼: 本発明の実質的にホウ素を含まない鋼は、同レベルの焼入性を得るためにホウ素含有鋼に比べて高含量の他の合金元素を必要とする。従って、これらの実質的にホウ素を含まない鋼は、好ましくは高Ceq、好ましくは約0.5より大きく約0.7未満を特徴とし、本発明の鋼板の好ましい厚さを有する鋼板の許容しうるミクロ構造と特性を得るために効果的に処理される。図6は、好ましい化学実施態様(四角)による実質的にホウ素を含まない鋼について行われた機械的性質測定を示す図であり、本発明のホウ素含有鋼(丸)と比較される。各データポイントによる数字は、データポイントに用いられるQST(℃)を表す。ミクロ構造の性状所見は、実質的にホウ素を含まない鋼について行った。534℃のQSTにおけるミクロ構造は、主として析出物を含むフェライト＋下部ベイナイト及び双晶マルテンサイトであった。461℃のQSTにおけるミクロ構造は、主として上部及び下部ベイナイトであった。428℃のQSTにおけるミクロ構造は、主として析出物を含む下部ベイナイトであった。
【００３９】
380℃と200℃のQSTにおけるミクロ構造は、主として析出物を含むラスマルテンサイトであった。本実施例において、実質的な量の上部ベイナイトと特に主として上部ベイナイトのミクロ構造は強度と靭性の良好な組合わせに対して避けなければならないことがわかった。更に、非常に高いQSTは、フェライトと双晶マルテンサイトの混合ミクロ構造が強度と靭性の良好な組合わせを与えないので避けなければならない。実質的にホウ素を含まない鋼を約380℃(716°F)のQSTでIDQ処理する場合、ミクロ構造は図7に示されるように主としてラスマルテンサイトである。この明視野透過型電子顕微鏡写真から高転位含量を有する微細な平行ラス構造がわかり、この構造に対して高強度が誘導される。ミクロ構造は、高強度及び靭性の観点から望ましいと考えられる。しかしながら、靭性は等価IDQ焼入停止温度(QST)又は実際には約200℃(392°F)程度のQSTにおいて本発明のホウ素含有鋼で得られた主として下部ベイナイトミクロ構造で得られるほど高くないことは注目すべきである。QSTが約428℃(802°F)に上がるにつれてミクロ構造は主としてラスマルテンサイトからなるものから主として下部ベイナイトからなるものへ急速に変化する。図8の428℃(802°F)のQSTまでIDQ処理した鋼『D』(表IIによる)の透過型電子顕微鏡写真から下部ベイナイトフェライトマトリックス中の特徴的なセメンタイト析出物がわかる。本実施例の合金においては、下部ベイナイトミクロ構造は、熱曝露中優れた安定性を特徴とし、溶接物の微粒状の臨界未満及び臨界間の熱影響部(HAZ)でさえ軟化に抵抗する。これは、Mo、V及びNbを含む種類の非常に微細な合金炭窒化物の存在によって説明される。
【００４０】
QST温度が約460℃(860°F)に上がる場合、主として下部ベイナイトのミクロ構造は、上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合物からなるもので置換される。予想されるように、高QSTは強度の低下を生じる。この強度低下は、上部ベイナイトのかなりの体積部分の存在に起因する靭性の低下によって達成される。図9に示される明視野透過型電子顕微鏡写真は、約461℃(862°F)のQSTでIDQ処理した試料鋼『D』(表IIによる)の領域を示す。顕微鏡写真からベイナイトフェライトラスの境界のセメンタイト板状晶の存在が特徴の上部ベイナイトラスがわかる。
更に高いQST、例えば、534℃(993°F)では、ミクロ構造はフェライトと双晶マルテンサイトを含む析出物の混合物からなる。図10A及び図10Bに示される明視野透過型電子顕微鏡は、約534℃(993°F)のQSTでIDQ処理した試料鋼『D』(表IIによる)の領域から用いる。この試料中、適量の析出物含有フェライトは、脆い双晶マルテンサイトと共に生じた。正味の結果は、強度が低下し実質的に脆性も低下することである。
【００４１】
本発明の許容しうる特性について、実質的にホウ素を含まない鋼は、所望の構造と特性を生じる適切なQST範囲、好ましくは約200〜約450℃(392〜842°F)を与える。約150℃(302°F)より低いとラスマルテンサイトは最適靭性に強すぎ、約450℃(842°F)より高いと鋼は最初多くの上部ベイナイトを生じ、有害な析出物と共にフェライトの量が多くなり、最後に双晶マルテンサイトを生じ、これらの試料では靭性が不十分になる。
これらの実質的にホウ素を含まない鋼のミクロ構造の特徴は、これらの鋼中にそのような望ましくない連続した冷却変態特性から生じる。添加ホウ素が存在しないときフェライト核形成は、ホウ素含有鋼の場合ほど効果的に抑制されない。結果として、高QSTにおいてかなりの量のフェライトが変態中のはじめに形成し、残りのオーステナイトに炭素を分配させ、続いて高炭素双晶マルテンサイトへ変態する。第2に、鋼中に添加ホウ素が存在しないとき上部ベイナイトへの変態は同様に抑制されず、不十分な靭性を有する望ましくない上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合ミクロ構造を生じる。しかし、鋼圧延機が専門的でなく一貫してホウ素含有鋼を製造しない場合、上記指針が特にQSTについてこれらの鋼を処理するのに用いられるならばIDQ処理がなお効果的に用いられて例外的強度と靭性の鋼を生じる。
【００４２】
本発明に従って処理した鋼スラブは、圧延前に適切な再加熱を受けてミクロ構造に対して所望の効果を誘導することが好ましい。再加熱は、オーステナイトにMo、Nb及びVの炭化物及び炭窒化物を実質的に溶解する働きをする。これらの元素は後の鋼処理中に所望の形態、即ち、焼入れ前、及び冷却及び溶接時にオーステナイトの微細析出物又はオーステナイトの変態生成物で再析出されるからである。本発明においては、再加熱は約1000〜約1250℃(1832〜2282°F)、好ましくは約1050〜約1150℃(1922〜2102°F)の範囲の温度で行なわれる。合金設計及び加工熱処理を、強力な炭窒化物前駆材料、特にニオブとバナジウムについて次のバランスを生じるように調整した。
・これらの元素の約1/3は焼入れ前にオーステナイト中で析出することが好ましい。
・これらの元素の約1/3は焼入れ後の冷却時にオーステナイト変態生成物中で析出することが好ましい。
・これらの元素の約1/3は550MPa(80ksi)より大きい降伏強さを有する鋼中に見られる通常の軟化を改善するHAZの析出に有効である固溶体に保持されることが好ましい。
試料鋼の製造に用いられる圧延スケジュールを表１に示す。
【００４３】
表１

【００４４】
鋼を最終圧延温度から焼入停止温度まで35℃/秒(63°F/秒)の冷却速度で焼入れした後に周囲温度まで空気冷却した。このIDQ処理は、主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物を含む所望のミクロ構造を与えた。
図6については、実質的にホウ素を含まない(破線でつないだ下のデータポイント配置)鋼D(表II)、並びに少量の所定量のホウ素を含む(平行線の間の上のデータポイント配置)鋼H及びI(表II)が配合及び製造されて900MPa(135ksi)を超える引張強さ及び120ジュール(90ft-lbs)、-40℃(-40°F)を超える靭性、例えば、120ジュール(90ft-lbs)を超えるvE_-40を生じる。各々において得られた材料は主として微粒状下部ベイナイト及び/又は微粒状ラスマルテンサイトを特徴とする。データポイント表示『534』(その試料に用いられる焼入停止温度、℃の表示)で示されるように、プロセスパラメーターが本発明の方法の範囲外になる場合、得られたミクロ構造(析出物を含むフェライト＋上部ベイナイト及び/又は双晶又はラスマルテンサイト)は本発明の鋼の所望のミクロ構造でなく、引張強さ又は靭性、又はその双方はラインパイプ用に所望される範囲より下がる。
本発明に従って配合された鋼の実施例を表２に示す。『A』〜『D』として示される鋼は、実質的ホウ素を含まない鋼であり、『E』〜『I』として示される鋼は添加ホウ素を含む。
【００４５】
表２
実験鋼の組成

【００４６】
表２（つづき）

【００４７】
本発明の方法に従って処理した鋼は、ラインパイプ用に適するがそれに限定されない。かかる鋼は、構造鋼のような他の用途にも適する。
上記発明を1以上の好適実施態様によって記載してきたが、特許請求の範囲に示される本発明の範囲を逸脱することなく他の変更も行なわれることは理解されなければならない。
【００４８】
用語解説 :
Ac ₁ 変態点: 加熱中にオーステナイトが形成し始める温度;
Ar ₁ 変態点: 冷却時にオーステナイトのフェライト又はフェライト＋セメンタイトへの変態が完了する温度;
Ar ₃ 変態点: 冷却時にオーステナイトがフェライトに変態し始める温度;
セメンタイト: 炭化鉄;
Ceq(炭素当量): 溶接性を表すために用いられる周知の工業用語;
Ceq=(C wt% +Mn wt%/6 + (Cr wt% + Mo wt% + V wt%)/5 + (Cu wt% + Ni wt%)/15);
ESSP: 鋼中の硫化物介在物の形状制御に関する指数;
ESSP=(Ca wt%)[1-124(O wt%)]/1.25(S wt%);
Fe ₂₃ (C,B) ₆: 炭化ホウ素鉄;
HAZ: 熱影響部;
IDQ: 中断直接焼入れ;
貧化学: Ceq約0.50未満;
【００４９】
Mo ₂ C: 炭化モリブデン;
Nb(C,N): ニオブの炭窒化物;
Pcm: 溶接性を表すために用いられる周知の工業用語; Pcm=(C wt% + Si wt%/30 + (Mn wt% + Cu wt% + Cr wt%)/20 + Ni wt%/60 + Mo wt%/15 + V wt%/10 + 5(B wt%));
主として: 本発明を記載するのに用いられ、少なくとも約50体積％を意味する;
焼入れ: 本発明を記載するのに用いられ、空気冷却とは反対に鋼の冷却速度を高める傾向を選択した液体が用いられる手段による加速冷却;
焼入れ(冷却)速度: 板厚の中心、又は実質的に中心の冷却速度;
焼入停止温度 (QST): 熱が板厚の中央から伝えられることから焼入れを停止した後に板表面に達した最高、又は実質的に最高の温度;
REM: 希土類金属;
T _nr 温度: オーステナイトが再結晶しない温度;
V(C,N): バナジウムの炭窒化物;
vE _-40: -40℃(-40°F)におけるシャルピーVノッチ付衝撃試験により求めた衝撃エネルギー。
【図面の簡単な説明】
【図１】経過処理時間と温度の具体的な組合わせに伴う種々のミクロ構造成分のオーバーレイによる本発明の処理工程の模式図である。
【図２Ａ】約295℃(563°F)の焼入停止温度で処理した鋼の主として自動焼戻しラスマルテンサイトミクロ構造を示す明暗視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図２Ｂ】約295℃(563°F)の焼入停止温度で処理した鋼の主として自動焼戻しラスマルテンサイトミクロ構造のマルテンサイトラス内で十分に発生したセメンタイト析出物を示す明暗視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図３】約385℃(725°F)の焼入停止温度で処理した鋼の主として下部ベイナイトミクロ構造を示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図４Ａ】約385℃(725°F)のQSTで処理した鋼の主として下部ベイナイトミクロ構造を示す明暗視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図４Ｂ】約385℃(725°F)のQSTで処理した鋼の直径が約10nm未満のMo、V、Nb炭化物の存在を示す明暗視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図５】全て本発明の『H』及び『I』として表IIに示されたホウ素鋼(丸)、及び『G』として表IIに示されたホウ素の少ない鋼(四角)の具体的な化学配合物の靭性と引張強さの相対値に対する焼入停止温度の影響を示すプロットと透過型電子顕微鏡写真を含む複合図である。シャルピー衝撃エネルギー、-40℃(40°F)、(vE_-40)、ジュールは縦軸であり、引張強さ、MPaは横軸である。
【図６】全て本発明の『H』及び『I』として表IIに示されたホウ素鋼(丸)、及び『D』として表IIに示された実質的にホウ素を含まない鋼(四角)の具体的な化学配合物の靭性と引張強さの相対値に対する焼入停止温度の影響を示すプロットである。シャルピー衝撃エネルギー、-40℃(40°F)、(vE_-40)、ジュールは縦軸であり、引張強さ、MPaは横軸である。
【図７】約380℃(716°F)の焼入停止温度でIDQ処理した試料鋼『D』(表II)の転位したラスマルテンサイトを示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図８】約428℃(802°F)の焼入停止温度でIDQ処理した試料鋼『D』(表II)の主として下部ベイナイトミクロ構造の領域を示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。下部ベイナイトに特有の一方向に配列したセメンタイト板状晶がベイナイトラスに見られる。
【図９】約461℃(862°F)の焼入停止温度でIDQ処理した試料鋼『D』(表II)の上部ベイナイトを示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。
【図１０Ａ】約534℃(993°F)の焼入停止温度でIDQ処理した試料鋼『D』(表II)のフェライトで囲まれたマルテンサイト(中心)の領域を示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。炭化物微細析出物は、フェライト/マルテンサイト境界に隣接した領域のフェライト内に見られる。
【図１０Ｂ】約534℃(993°F)の焼入停止温度でIDQ処理した試料鋼『D』(表II)の高炭素双晶マルテンサイトを示す明視野透過型電子顕微鏡写真である。

Claims

ミクロ構造を有する鋼の製造方法であって、
(a) 全てのバナジウム及びニオブの炭化物及び炭窒化物を溶解するのに十分な温度まで、質量％で、C 0.03〜0.10％、Mn 1.6〜2.1％、Nb 0.01〜0.06％、V 0.01〜0.10％、Mo 0.3〜0.6％、Ti 0.005〜0.03％、Ni 0.2〜1.0％及びN 0.001〜0.006％を含有し、Si 0.6％以下、Al 0.06％以下、S 0.005％以下、P 0.015％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記の値：
0.5≦Ceq≦0.7、及び
Pcm≦0.35
を満足する鋼スラブを加熱する工程;
(b) 前記スラブを加工してオーステナイトが再結晶する第1温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて鋼板を形成する工程;
(c) 前記第1温度範囲より低くオーステナイトが冷却中にフェライトに変態し始めるAr ₃ 変態点より高い第2温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて前記鋼板を加工する工程;
(d) Ar ₃ 変態点以上の温度からAr₁変態点と150℃間の焼入停止温度まで少なくとも20℃/秒の速度で前記鋼板を焼入れする工程;
(e) 前記焼入れを停止し、前記鋼板を周囲温度まで空気冷却して、前記鋼板の主として微粒状下部ベイナイト、微粒状ラスマルテンサイト、又はその混合物への変態の完了を促進する工程
を含む、前記方法：
ただし、
Pcm＝C％+Si％/30+(Mn％+Cu％+Cr％)/20+Ni％/60+Mo％/15+V％/10+5(B％)、
Ceq＝C％+Mn％/6+(Cr％+Mo％+V％)/5+(Cu％+Ni％)/15
である。
前記鋼が、質量％で、Cu 0〜1.0％、Cr 0〜1.0％の一方又は双方の添加剤を更に含む、請求項１記載の方法。
前記焼入れが水冷却である、請求項１記載の方法。
前記ミクロ構造が一様である、請求項１記載の方法。
前記ラスマルテンサイトが自動焼戻しラスマルテンサイトを含む、請求項１記載の方法。
前記微粒状下部ベイナイト及び微粒状ラスマルテンサイトが少なくとも50体積％の微粒状下部ベイナイトを含む、請求項１記載の方法。
工程(a)の前記温度が1000〜1250℃の範囲にある請求項１記載の方法。
前記焼入停止温度が550〜150℃の範囲にある、請求項１記載の方法。
前記焼入停止温度が500〜150℃の範囲にある、請求項１記載の方法。
工程(d)の前記焼入れが35℃/秒の速度で行なわれる、請求項１記載の方法。
工程(d)の前記焼入停止温度が450〜200℃である、請求項１記載の方法。
バナジウムとニオブの各濃度が≧0.03％である、請求項１記載の方法。
前記鋼が、質量％で、
C 0.03〜0.10％、
Mn 1.6〜2.1％、
Nb 0.01〜0.06％、
V 0.01〜0.10％、
Mo 0.2〜0.5％、
Ti 0.005〜0.03％、
B 0.0005〜0.0020％
Ni 0.2〜1.0％、及び
N 0.001〜0.006％を含有し、
Si 0.6％以下、
Al 0.06％以下、
S 0.005％以下、
P 0.015％以下に制限し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなる、請求項１記載の方法。
前記鋼が、質量％で、Cu 0〜1.0％、Cr 0〜1.0％の一方又は双方の添加剤を更に含む、請求項１３記載の方法。
工程(d)の前記焼入停止温度が550〜150℃である、請求項１３記載の方法。
工程(d)の前記焼入停止温度が500〜150℃である、請求項１３記載の方法。
バナジウムとニオブの各濃度が≧0.03％である、請求項１３記載の方法。