(57)【要約】      （修正有）【課題】遅れ破壊や溶接遅れ割れ、硫化物腐食割れ等の水素脆性を生じにくい、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.02〜0.25%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、必要に応じてCu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B、Ca、REM、Mgの１種または２種以上、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片をAr3変態点以上からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れ後、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を1℃/s以上、好ましくは焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃/s未満として焼戻す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.02〜0.25%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片をAr3変態点以上からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れ後、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を1℃/s以上として焼戻すことを特徴とする、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【請求項２】
質量%で、C:0.02〜0.25%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片をAr3変態点以上からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れ後、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃/s未満で、且つSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を1℃/s以上として焼戻すことを特徴とする、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【請求項３】
更に、鋼組成が、質量%で、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、Mo:1%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【請求項４】
更に、鋼組成が、質量%で、Nb:0.05%以下、V:0.５%以下、Ti:0.03%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項1乃至3の何れか１つに記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【請求項５】
更に、鋼組成が、質量%で、B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項1乃至4の何れか1つに記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、遅れ破壊や溶接遅れ割れ、硫化物腐食割れ等の水素脆性を生じにくい、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法に関し、特に引張強度が６００ＭＰａ以上の高張力鋼材の製造を好適なものにする。
【背景技術】
【０００２】
近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材使用環境の苛酷化が進んでいる。
【０００３】
しかし、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷化は、一般的に鋼材の水素脆性感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルトの分野ではJIS B 1186にてF11T級ボルト（引張強さ1100〜1300N/mm2）についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。
【０００４】
このため、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４等で、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐水素脆性特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。
【特許文献１】特開平３−２４３７４５号公報
【特許文献２】特開２００３−７３７３７号公報
【特許文献３】特開２００３−２３９０４１号公報
【特許文献４】特開２００３−３２１７４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１〜４等に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなると厳しい腐食環境下で使用される場合に要求される耐水素脆性特性を得ることは困難であり、より耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法が求められていた。
【０００６】
そこで本発明は、強度が６００ＭＰａ以上で、従来より耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、従来技術における上記問題点を克服すべく、特に焼入れ・焼戻し材の焼戻し処理時における鋼材の板厚方向中心部の昇温速度を成分系に応じて規定することによって、セメンタイトの均一微細分散化を達成し、従来材よりも耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは次の通りである。
【０００８】
１  質量%で、C:0.02〜0.25%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片をAr3変態点以上からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れ後、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を1℃/s以上として焼戻すことを特徴とする、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【０００９】
２  質量%で、C:0.02〜0.25%、Si:0.01〜0.8%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼片をAr3変態点以上からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れ後、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃/s未満で、且つSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの鋼材中心部の平均昇温速度を1℃/s以上として焼戻すことを特徴とする、耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【００１０】
３  更に、鋼組成が、質量%で、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、Mo:1%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、1または2に記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【００１１】
４  更に、鋼組成が、質量%で、Nb:0.05%以下、V:0.５%以下、Ti:0.03%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、1乃至3の何れか１つに記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【００１２】
５  更に、鋼組成が、質量%で、B:0.003%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.01%以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、1乃至4の何れか1つに記載の耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、引張強度が６００ＭＰａ以上の、耐水素脆性特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
C:0.02〜0.25%
Cは、強度を確保するために含有するが、0.02%未満ではその効果が不十分であり、一方、0.25%を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、C含有量を0.02〜0.25%に限定する。
【００１５】
Si:0.01〜0.8%
Siは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、0.01%未満ではその効果が不十分であり、一方、0.8%を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Si含有量を0.01〜0.8%に限定する。
【００１６】
Mn:0.5〜2.0%
Mnは、強度を確保するために含有するが、0.5%未満ではその効果が不十分であり、一方、2.0%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Mn含有量を0.5〜2.0%に限定する。
【００１７】
Al:0.005〜0.1%
Alは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、0.005%未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、0.1%を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Al含有量を0.005〜0.1%に限定する。
【００１８】
N:0.0005〜0.008%
Nは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。0.0005%未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、0.008%を超える添加は固溶N量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、N含有量を0.0005〜0.008%に限定する。
【００１９】
P:0.03%以下、S:0.03%以下
P、Sは、いずれも不純物元素であり、0.03%を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、P、S含有量をそれぞれ0.03%以下に限定する。
【００２０】
本発明では、所望の特性に応じてさらに以下の成分を含有することができる。
Cu:2%以下
Cuは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Cu含有量が2%を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Cuを添加する場合には、その含有量を2%以下に限定する。
【００２１】
Ni:4%以下
Niは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ni含有量が4%を超えると、経済性が劣る。従って、Niを添加する場合には、その含有量を4%以下に限定する。
【００２２】
Cr:2%以下
Crは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。しかしながら、Cr含有量が2%を超えると、溶接性が劣化する。従って、Crを添加する場合には、その含有量を2%以下に限定する。
【００２３】
Mo:1%以下
Moは、焼入れ性および強度を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。しかしながら、Mo含有量が1%を超えると、経済性が劣る。従って、Moを添加する場合には、その含有量を1%以下に限定する。
【００２４】
Nb:0.05%以下
Nbは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加する。しかしながら、0.05％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Nbを添加する場合には、その含有量を0.05%以下に限定する。
【００２５】
V:0.5%以下
Vは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるために添加する。しかしながら、0.5%を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Vを添加する場合には、その含有量を0.5%以下に限定する。
【００２６】
Ti:0.03%以下
Tiは、圧延加熱時あるいは溶接時にTiNを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる。しかしながら、その含有量が0.03%を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Tiを添加する場合には、その含有量を0.03%以下に限定する。
【００２７】
B:0.003%以下
Bは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、0.003%を超えると、靭性を劣化させる。従って、Bを添加する場合には、その含有量を0.003%以下に限定する。
【００２８】
Ca:0.01%以下
Caは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、0.01%を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Caを添加する場合には、その含有量を0.01%以下に限定する。
【００２９】
REM:0.02%以下
REMは、鋼中でREM(O、S)として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶S量を低減して耐SR割れ特性を改善する。しかしながら、0.02%を超える添加は、沈殿晶帯にREM硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、REMを添加する場合には、その添加量を0.02%以下に限定する。
【００３０】
Mg:0.01%以下
Mgは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、0.01%を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Mgを添加する場合には、その添加量を0.01%以下に限定する。
【００３１】
次に、本発明における製造条件の限定理由について述べる。
焼入れ
母材強度および母材靭性を確保するため、Ar3変態点以上の温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは０．５℃／ｓ以上、好ましくは1℃/s以上の速度で冷却する。
【００３２】
オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させて母材を強化すると共に、焼戻し処理時にセメンタイトの均一微細分散化を達成するため規定する。
【００３３】
本発明ではAr3変態点を求める式は特に規定しないが、例えばAr3＝910-310C(mass%)-80Mn(mass%)-20Cu(mass%)-15Cr(mass%)-55Ni(mass%)-80Mo(mass%)とする。
【００３４】
焼戻し条件
焼戻し時、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)の温度域を1℃/s以上、好ましくは2℃/s以上にする。
【００３５】
焼戻し時に生じるセメンタイトの生成・成長挙動には添加元素が影響を及ぼし、特にSiおよびCrは、セメンタイトの生成・成長を遅らせる作用を有する。セメンタイトの生成・成長は、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)の温度域で特に生じ、これらの温度域における板厚中心部の平均昇温速度を1℃/s以上、好ましくは2℃/s以上とした場合、セメンタイトが旧オーステナイト粒界やラス境界のみではなく粒内にも生成して、均一微細分散析出する。
【００３６】
その結果、耐水素脆性特性が劣化する主な要因である旧オーステナイト粒界やラス境界におけるセメンタイトの凝集・粗大化が抑制されるため、耐水素脆性特性が従来材よりも向上すると共に靭性が向上する。
【００３７】
更に、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃/s未満と低速に規定すると耐水素脆性特性と共に靭性がより向上して好ましい。
【００３８】
焼入れ時には、変態完了後に自動焼戻しによってセメンタイトが若干量生成する。焼戻し処理開始からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までは自動焼戻しによって生じたセメンタイトの溶解が生じ、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)を超えるとセメンタイトの生成が生じる。
【００３９】
焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃/s未満と低速にすることで、焼入れ時に自動焼戻しによって生成したセメンタイトが充分に溶解する時間を与える。
【００４０】
その後、セメンタイトの生成・成長が特に生じるSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度を1℃/s以上、好ましくは2℃/s以上と高速にすると、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃/s以上とした場合と比較して、更に均一微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、耐水素脆性特性と靭性が向上する。
【００４１】
本発明においてはAr3変態点以上から焼入れが可能なように鋼片を製造すれば良く、溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。
【００４２】
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ar3変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をAc3変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。
【００４３】
Ar3変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。Ar3変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未再結晶域で圧延を行って良い。
【００４４】
本発明は、Ar3変態点以上のオーステナイト単相組織の状態から焼入れを開始すれば、熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。
【００４５】
焼戻し時の加熱方式は、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等、所要の昇温速度が達成される方式で良い。焼戻し時における平均昇温速度の規定は、板厚中心部にて行ったが、板厚中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となる。
【００４６】
また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取っても良く、特に規定しない。
【００４７】
焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐水素脆性特性の劣化を防止すべく、60s以下とすることが望ましい。焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜200℃までにおける板厚中心部の平均冷却速度を0.05℃/s以上とすることが望ましい。なお、本発明において規定する焼入れ温度、焼戻し開始温度などの温度は、板厚中心部での温度とする。
【００４８】
以上、本発明を、鋼板に適用した場合について説明したが、本発明は鋼板に限定されるものでなく、形鋼、棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能である。
【実施例】
【００４９】
本発明の有効性を実施例によって説明する。表１に示す化学成分の鋼A〜Lを溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、直列に設置した２台のソレノイド型誘導加熱装置を用いて、焼戻し開始からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までは１台目の誘導加熱装置にて、Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)から所定の焼戻し温度までは2台目の誘導加熱装置にて連続的に焼戻し処理を行った。
【００５０】
また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±5℃の範囲内で保持を行った。また、加熱後の冷却は空冷とした。焼き戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部での温度は、表面の逐次における温度測定結果から、計算で求めた。
【００５１】
表２に鋼板製造条件を、表３に得られた鋼板の引張強度・破面遷移温度(vTrs)・限界拡散性水素量を示す。引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られるvTrsで評価した。
【００５２】
また、限界拡散性水素量は、引張強さの90%の定荷重負荷下において100h以内に遅れ破壊を生じない上限の拡散性水素量と定義し、試験片は環状ノッチ付き丸棒引張試験片を用い、拡散性水素量はガスクロマトグラフ法により測定した。材料特性の目標は、鋼A〜Fに関しては、vTrs：-40℃以下、限界拡散性水素量：0.3mass ppm以上とし、鋼G〜Lに関しては、vTrs：-40℃以下、限界拡散性水素量：0.2mass ppm以上とした。
【００５３】
【表１】
2006206942.tif 000002
【００５４】
【表２】
2006206942.tif 000003
【００５５】
【表３】
2006206942.tif 000004
【００５６】
表３から明らかなように、本発明法により製造した鋼板No.1〜14（本発明例）の靭性および限界拡散性水素量は、目標値を満足している。
【００５７】
これに対して、比較鋼板No.15〜26（比較例）は、靭性および限界拡散性水素量の何れかもしくは何れもが上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。
【００５８】
直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板No.15およびNo.16は、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
【００５９】
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板No.17は、靭性および限界拡散性水素量の何れもが目標値に達していない。
【００６０】
Si(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+370(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板No.18〜26は、靭性および限界拡散性水素量の何れかもしくは何れもが目標値に達していない。
【００６１】
また、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度が異なるNo.9とNo.10またはNo.11とNo.12を比較すると、焼戻し開始温度からSi(mass%)×700+Cr(mass%)×50+250(℃)までの板厚中心部の平均昇温速度が1℃/s未満のNo.9、11に対し、1℃/s以上のNo.10、12は、靭性が向上し、かつ、限界拡散性水素量が高くなっている。