JP2015127444A - 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
このため、溶接止端部からのき裂発生を抑制する手段として、付加溶接を施すなどして形状を改善し応力集中を低減させる技術や、ショットピーニングなどで圧縮の残留応力を導入する技術などが広く知られている。
(1)軟質相がフェライト、焼戻しべーナイト、焼戻しマルテンサイトの1種または2種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが150以下であること。
(3)硬質第二相の粒界占有率(硬質第二相が占めている粒界長さの総和/総粒界長さ)が0.5以上であること。
を全て満足する耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた厚鋼材である。特許文献2に記載された技術で製造された厚鋼材を溶接構造部材に用いれば、母材における疲労き裂進展速度をいずれのき裂進展方向においても顕著に抑制できるとしている。しかし、特許文献2に記載された技術では、バンド組織の抑制のため、高温で長時間の拡散焼鈍を必要としており、工程が複雑となり、生産性が低下するという問題を残していた。
また、特許文献8に記載された技術によれば、厚鋼板の板厚方向の疲労き裂進展を抑制することができるが、厚鋼板の圧延方向あるいは幅方向の疲労き裂進展までも抑制できるかどうかについては不明のままである。また、特許文献8に記載された技術では、硬さ:400HV以上の偏平なマルテンサイトを得るために、仕上圧延温度を低温とし、累積圧下率を高く限定し、しかも急速な加速冷却を施すとしており、製造負荷が大きく、生産性が低下するという問題や、低温で高圧下することにより、偏平な結晶(マルテンサイト)が導入され、低温靭性の異方性が顕著になると予測され、溶接構造物用厚鋼板としては問題を残していた。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS:325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKI:15MPa√mで1.75×10−8(m/cycle)以上、ΔKI:20MPa√mで4.26×10−8(m/cycle)以上である場合をいう。
そして、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材の耐疲労き裂伝ぱ特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、繰返し応力負荷により発生した疲労き裂先端の塑性域寸法に着目し、疲労き裂先端の塑性域寸法と組織の有効組織単位との関係が、疲労き裂伝ぱ速度に大きく影響するという知見を得た。
種々の組成の鋼素材に、条件を種々変化させた処理を施して、ベイナイト単相で、粒径や形態が種々変化した組織を有する鋼板(板厚:25mm)を製造した。得られた鋼板から、図9に示す3種の方向から、CT試験片および三点曲げ試験片を採取した。CT試験片(T−L)は、負荷方向が鋼板幅方向(T方向)、き裂伝ぱ方向が鋼板圧延方向(L方向)となるように採取した試験片であり、CT試験片(L−T)は、負荷方向が鋼板圧延方向(L方向)、き裂伝ぱ方向が鋼板幅方向(T方向)となるように採取した試験片である。また、三点曲げ試験片(L−Z)は、負荷方向が板厚方向(Z方向)、き裂伝ぱ方向が板厚方向(Z方向)となるように採取した試験片である。試験片厚さは全厚とした。
そこで、ΔKI=15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dnが5.89×10−9m/cycleである鋼材(ベイナイト単相組織)について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さrと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図3に示す。なお、屈曲長さr、屈曲角度θは、図2に示すモードI(開口型)の変形様式でのき裂先端を原点とするr−θ−zの円柱座標系で求め、図3ではr−θ座標系で示している。なお、図2には、モードI(開口型)の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするx−y−z直交座標系、r−θ−zの円柱座標系を示す。
なお、図3には、平均パケットサイズをき裂伝ぱ方向とそれと直角をなす方向(図2中のx方向とy方向)にて求め、これを長辺と短辺として楕円近似して、疲労き裂先端に配置した場合に、r−θ座標系でパケット境界が示す軌跡を実線で示している。
γp(θ)={(KImax)2×106/4πσY 2}×{(3/2)sin2θ+(1−2ν)2(1+cosθ)}‥(8)
で定義される。なお、θは角度(°)、KImaxは対象とするモードIの最大応力拡大係数(MPa√m)、σYは鋼材の降伏応力(MPa)、νはポアソン比である。ここで、KImaxは、応力比Rと応力拡大係数範囲ΔKIとの関係で、次式
KImax=ΔKI/(1−R)
を満足する。本発明では、KImax は5〜35(MPa√m)の範囲内の値とする。
図3から、疲労き裂の屈曲は、概ね実線の範囲内、すなわち組織境界内(ベイナイトパケット範囲内)で生じており、しかもき裂進展方向(θ:0°)近傍に集中する傾向にあることがわかる。また、き裂進展方向(θ:0°)近傍では、き裂先端での塑性域寸法(破線)と、組織境界の軌跡(実線)とが近接している。このことから、本発明者らは、き裂先端での塑性域寸法と組織単位(ベイナイトパケット)とが、疲労き裂の屈曲を介して、疲労き裂伝ぱ速度に密接に関連していると考えた。
γp*={(KImax)2×106/2πσY 2}×{(1−2ν)2}‥‥(1)
で定義される。
得られたγp*と得られた(DP)Bとの比、γp*/(DP)Bを算出し、疲労き裂伝ぱ速度に及ぼすγp*/(DP)Bの影響を求め、図4に示す。なお、図4には、ΔKI=15MPa√m以外に、ΔKI=20MPa√m、ΔKI=25MPa√mの場合についても示した。γp *は、当然ながらKImaxのレベルに応じて変化している。
そこで、まず、面積率で50%以上の主相として、ベイナイト相、またはマルテンサイト相あるいはベイナイト相及びマルテンサイト相の混合相とし、第二相として、パーライト、フェライトを含む、複合組織を有する鋼材について、疲労き裂伝ぱ挙動を調査した。その結果、疲労き裂は、フェライトからパーライト、ベイナイトからマルテンサイトのように、軟質な相からより硬質な相へ伝ぱする際に、き裂の屈曲や分岐が生じ、疲労き裂伝ぱ速度が局所的に低減することを見出した。さらに、より詳細な観察を行った結果、ベイナイト、マルテンサイトではパケット境界で、フェライトではフェライト粒境界で、パーライトでは塊状や層状の境界で、き裂の屈曲が生じていることを知見した。
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義できる。なお、上記した(2a)式はベイナイト単相組織、(2b)式はマルテンサイト単相組織、である鋼材の場合には、第1項のみとなり、図4に示す結果とも整合する。また、ベイナイト相、マルテンサイト相が、それぞれ単独で、面積率:50%以上を占めることができないが、ベイナイト相とマルテンサイト相との混合では面積率:50%以上を占めることができる場合には、面積率が大きい相を主相とみなして、上記式を適用するものとする。
(1)質量%で、C:0.02〜0.4%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.05%以下、S:0.05%以下、Sol.Al:0.10%以下を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、板厚の1/4位置において合計面積率で50%を超えるベイナイト相および/またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相(0%を含む)からなる組織を有し、かつ、降伏強さ:325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−20℃以下の高低温靭性を有し、さらに、次(1)式
γP*={(KImax)2×106)/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m),σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)と次(2a)式
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
または次(2b)式
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)が、次(3)〜(5)式
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5)
を満足することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.010%以下、REM:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼材。
φ=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+Nb/10+5B ……(7)
で定義されるφ(%)と板厚t(mm)との関係で、次(6)式
RS=(−0.53φ2−0.28φ+0.67)×e9.10/t1.63 ‥‥(6)
(ここで、t:鋼材板厚(mm)、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B:各元素の含有量(質量%))
で定義される冷却速度RS(℃/s)以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行うことを特徴とする低温靱性と耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
(6)(4)または(5)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.010%以下、REM:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
(8)(4)ないし(7)のいずれかにおいて、前記加速冷却後、あるいは前記焼入れ処理後、さらにAc1変態点以下の温度で焼戻処理を施すことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
γP*={(KImax)2×106/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m)、σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比(=0.3)
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)、次(2a)式
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
または次(2b)式
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)を算出して、次(3)〜(5)式
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5)
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
(11)(10)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:3.0%以下、Ni:10%以下、Cr:3.0%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.005%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
降伏点:325MPa以上という高強度を有し、低温靭性にも優れた、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材を提供でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度鋼材を、船舶、橋梁、建築物に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用すれば、溶接構造物の疲労破壊の安全裕度を拡大できるという効果もある。
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらない限り、質量%は単に%で記す。
Cは、強度を増加させる元素であり、ベイナイト相やマルテンサイト相を主体とする組織を有する鋼材で、所望の高強度を確保するためには、0.02%以上の含有を必要とする。一方、0.4%を超える含有は、溶接性を阻害する。このため、Cは、0.02〜0.4%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.35%である。
Siは、脱酸剤として有効に作用するとともに、強度を増加させ高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とする。一方、1.0%を超えて含有すると、溶接性、靭性が低下する。このため、Siは0.01〜1.0%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.8%である。
Mnは、焼入れ性の向上を介して強度増加に寄与するとともに、靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.5%以上の含有を必要とする。一方、3.0%を超えて多量に含有すると、溶接性の低下を招く。このため、Mnは0.5〜3.0%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜2.5%である。
Pは、鋼の靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.05%までは許容できる。このようなことから、Pは0.05%以下の限定とした。なお、好ましくは0.03%以下である。
S:0.05%以下
Sは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼の延性、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.05%までは許容できる。このようなことから、Sは0.05%以下に限定した。なお、好ましくは0.03%以下である。
Sol.Alは、脱酸剤として作用する元素であり、結晶粒の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには0.01%以上含有することが望ましいが、0.10%を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性、延性が低下する。このため、Sol.Alは0.10%以下に限定した。なお、好ましくは0.08%以下である。
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、Bは、いずれも強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて1種または2種以上を選択して含有できる。
Cuは、固溶して強度増加に寄与するとともに、耐候性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上含有することが望ましい。一方、3.0%を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、熱間加工性を低下させ、疵が発生しやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは3.0%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは2.5%以下である。
Moは、強度の増加や、耐熱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上含有することが望ましい。一方、2.0%を超えて含有すると、溶接性、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Moは2.0%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1.5%以下である。
Tiは、析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、溶接部靭性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、0.01%以上含有することが望ましい。一方、0.1%を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Tiは0.1%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.07%以下である。
Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して1種または2種を含有できる。
Caは、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.010%を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、Caは0.010%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005%以下である。
REMは、Caと同様に、介在物の形態制御を介して鋼材の延性、靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001%以上含有することが望ましいが、0.010%を超える多量の含有は、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、REMは0.010%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005%以下である。
本発明鋼材は、上記した組成を有し、平均的な組織形態となる板厚1/4位置において、合計面積率で50%超えるベイナイト相および/またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相(0%を含む)からなる組織を有する。
γP*={(KImax)2×106)/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m),σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)と次(2a)式または次(2b)式
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)が、次(3)〜(5)式
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5)
を満足する。
つぎに、き裂先端塑性域寸法γP*について説明する。
γp*={(KImax)2×106/2πσY 2}×{(1−2ν)2}‥‥(1)
で定義される。ここで、「KImax」は、モードIの最大応力拡大係数であり、5〜35MPa√mの範囲の値とする。「モードI」は、図2に示したようにき裂が開口する変形様式であり、疲労き裂進展に対して支配的なモードである。
KImax=ΔKI/(1-R)
で計算できる。ここで、ΔKIはモードI応力拡大係数範囲(MPa√m)、Rは応力比である。
疲労き裂伝ぱ速度は、一般に、応力拡大係数との関係で3つの領域(領域A〜C)に分けられる。領域Aでは、き裂の進展が認められなくなる下限界へと至る領域であり、領域Bは、き裂が安定的に伝ぱし、き裂伝ぱ速度(対数)と応力拡大係数(対数)の関係で線形的な関係が認められる領域であり、領域Cは、応力拡大係数の増加に伴い疲労き裂伝ぱ速度が急激に増加し不安定破壊へと至る領域である。本発明では、領域Bにおける疲労き裂伝ぱ速度を低減することを目的としている。この領域Bは、最大応力拡大係数KImaxが、5〜35 MPa√mの範囲に相当し、このため、鋼材の使用状態に応じてKImaxを、5〜35 MPa√mの範囲の値に設定する。なお、好ましくは10〜30 MPa√mの範囲である。また、ここでσYは降伏強さで、疲労き裂の開口方向で測定することが好ましいが、それが困難である場合には、引張試験片が採取できる方向としてもよい。また、νは鋼材のポアソン比で、通常0.3である。
γP*≦ 200 ‥‥(4)
を満足する範囲に限定した。γP*が200(μm)を超えて大きくなることは、σY:325MPaとKImax:5〜35MPa√mの組合せの範疇を超える領域に近くなり、疲労き裂伝ぱ特性の確保が困難となる。また、(3)式を満足する最大のMUeffも大きくなり、強度や靱性との両立が難しくなる。そこで、γP*の上限を200(μm)に限定した。
本発明でいう「有効組織単位MUeff」は、疲労き裂の屈曲に寄与する組織単位をいう。具体的には、疲労き裂伝ぱ経路と構成組織を参照しながら決定される、屈曲を開始する頻度がもっとも高い組織単位をいう。
複合組織を有する鋼材において、疲労き裂の屈曲、すなわち疲労き裂伝ぱ速度の低下は、各相の組織単位の大きさ(DP)と、各相の面積割合(AR)に応じて決定されると考え、各相の組織単位(DP)と各相の面積割合(AR)の積(AR)×(DP)をその指標とした。そして、その積に、主相に対する各相の硬さ比{例えば、(Hv)α/(Hv)B}を乗じることにより、主相を基準とした各相の組織単位の重み付けができ、混合則に従いそれらの和を、主相と、主相以外の各相を第二相とする複合組織の有効組織単位MUeffとする。
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
により算出する。また、主相をマルテンサイト相とし、マルテンサイト相以外のベイナイト相、フェライト相、パーライトからなる複合組織の有効組織単位MUeffは、次(2b)式
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
により算出する。
き裂の屈曲と密接な関係がある組織単位は、組織の特定をも含めて光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡SEM、透過電子顕微鏡TEM、後方散乱電子回折法EBSD等を用いた組織観察から組織単位を決定することができる。なお、必要に応じて、疲労き裂伝ぱ経路の観察により、き裂屈曲長さや屈曲頻度等と組織単位との関係を統計解析して組織単位を決定することが好ましい。
MUeff ≦ 100 ‥‥(5)
を満足するように限定した。なお、好ましくは85(μm)以下である。
次に、本発明鋼材の好ましい製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法を用いて鋼素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定されないことはいうまでもない。
加熱温度:950〜1300℃
鋼素材の加熱温度が、950℃未満では、所望の仕上圧延温度を確保できない。一方、1300℃を超えると結晶粒が粗大化し、所望の低温靭性を確保することが困難となる。このため、鋼素材の加熱温度は950〜1300℃の範囲に限定することが好ましい。
900℃以上の累積圧下率を50%以上とすることにより、オーステナイト粒の微細化が図れ、強度、低温靭性や耐疲労き裂伝ぱ特性が向上する。900℃以上の累積圧下率を50%未満では、
所望の組織微細化が達成できない。このため、熱間圧延での、900℃以上における累積圧下率を50%以上に限定することが好ましい。
熱間圧延の仕上圧延終了温度が、Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、所望の高強度を確保することができなくなる。また、加工集合組織が発達し疲労き裂伝ぱ特性に異方性が生じるとともに、低温靱性が低下する。このため、仕上圧延終了温度はAr3変態点以上に限定することが好ましい。
φ=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+Nb/10+5B ……(7)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B:各元素の含有量(質量%))
で定義されるφ(%)と板厚t(mm)との関係で、次(6)式
RS=(−0.53φ2−0.28φ+0.67)×e9.10/t1.63 ‥‥(6)
で定義される冷却速度RS(℃/s)以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、所定形状の鋼材とすることが好ましい。なお、温度は、鋼材表面温度、冷却速度は鋼材厚さ方向での平均冷却速度とする。
ベイナイト相、マルテンサイト相主体の組織を得るために、加速冷却の開始温度をAr3変態点以上とする。Ar3変態点未満では、フェライトが大量に生成し、ベイナイト相とマルテンサイト相との合計面積率が50%超える組織とすることができない。なお、Ar3変態点は、鋼材の成分含有量に基づく、次式
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
(但し、C、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo:各元素の含有量(質量%))
を用いて算出するものとする。なお、算出に当たっては、表記された元素のうち含有しないものは、零として扱うものとする。
加速冷却の冷却速度が、RS(℃/s)未満では、所望のベイナイト相および/またはマルテンサイト相を主相とする組織を得ることができない。なお、RSは、次(6)式
RS=(−0.53φ2−0.28φ+0.67)×e9.10/t1.63 ‥‥(6)
で定義される。ここで、φは、次(7)式
φ=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+Nb/10+5B ……(7)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B:各元素の含有量(質量%))
で与えられる。tは、鋼材の板厚(mm)である。
本発明者らは、最新の実機およびラボ設備において、板厚tを変化させた鋼材を用いて、加速冷却を施し、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CSを測定した。その結果、図6に示すように、鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS(℃/s)と板厚t(mm)とは、自然対数表示で次式
Ln(CS)=−1.63×Ln(t)+9.10
の関係が成り立つことを見出した。上記した式を展開することにより次式
CS=e9.10/t1.63
が得られる。
CS=e9.10/t1.63
を用いて、計算した冷却曲線を併記した。また、t=12mmについては、550℃まで加速冷却を施したのち、空冷した場合の冷却曲線も示した。
そこで、φ=0.05〜0.5の組成を有する鋼材について、加工CCT線図を作成し、ベイナイト相が面積率で50%を超える組織が得られる下限の冷却速度BS(℃/s)を求めた。
CS=e9.10/t1.63
を用いて、板厚100mmでの鋼材の厚さ方向での平均冷却速度CS(100)(℃/s)を求め、BS/CS(100)とφの関係について調査した。その結果を図8に示す。図8から、BS/CS(100)がφの増加により、低下することが分かる。これは、φの増加、すなわち合金元素量の増加(高成分化)により、鋼材の焼入れ性が増加して、フェライトノーズが長時間側にシフトしたためと考えられる。図8より、BS/CS(100)は次式
BS/CS(100)=−0.53φ2−0.28φ+0.67
に示す、φの二次関数で概ね整理できることがわかる。
RS=(−0.53φ2−0.28φ+0.67)×e9.10/t1.63 ‥‥(6)
で表すことができる。
なお、加速冷却は、図7からわかるように、冷却停止温度を600℃以上とすると、その後の空冷過程においてフェライトやパーライトが大量にする。このため、本発明では、加速冷却を、(6)式に示す冷却速度以上として、冷却停止温度:600℃以下まで施すことにより、ベイナイト主体の組織を有する鋼材が得られ、加速冷却ままでも、所望の特性を有する鋼材とすることができる。
Ac3変態点(℃)=854−180C+441Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr:各元素の含有量(質量%))
により算出することができる。なお、表示された元素のうち含有しないものは零として算出するものとする。
なお、Ac1変態点は次式
Ac1(℃)=723−14Mn+22Si−14.4Ni+23.3Cr
(ここで、元素記号は鋼材中の各元素の含有量(質量%))
を用いて算出できる。表記した元素を含有しない場合には零として計算するものとする。
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5)
を満足するか否かを判定する。(3)〜(5)式を満足する場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と評価する。一方、(3)〜(5)式を満足できない場合を、耐疲労き裂伝ぱ特性に劣る鋼材と評価する。上記したように、γP*/MUeffが10以下である鋼材は、疲労き裂伝ぱ速度が低下し、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材である。このような方法によれば、優れた耐疲労き裂伝ぱ特性を有する高強度鋼材を容易に判定できる。
得られた鋼素材(鋼No.A,B,C,E,F,G,H,I,J,K,L,N,O,P,Q,R,S,T,U)に、製法Aとして、表2に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後加速冷却し、板厚12〜100mmの鋼板とした。なお、一部の鋼板には熱処理(焼戻処理)を施した。
(1)疲労き裂伝ぱ試験
得られた鋼板から、図9に示す3種の方向からCT試験片、三点曲げ試験片を採取した。試験片T−Lは、負荷方向が幅方向Tでき裂伝ぱ方向が圧延方向LとなるCT試験片であり、試験片L−Tは、負荷方向が圧延方向Lでき裂伝ぱ方向が幅方向TとなるCT試験片である。試験片T−L、試験片L−Tでは、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚1/4位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。
K1=(3SP/2W2B)×√(πa)×F1(ζ)
(ここで、S:スパン(=4W)、P:荷重、W:き裂伝ぱ方向の試験片厚さ、B:幅方向Tの試験片厚さ(=2W)、a:切欠きを含むき裂長さ)
を用いた。なお、F1(ζ)は、a/W=ζとした時の形状係数で、次式
F1(ζ)={1.99−ζ(1−ζ)(2.15−3.93ζ+2.7ζ2)}/{√π(1+2ζ)(1−ζ)3/2}
を用いて計算した。
なお、耐疲労き裂伝ぱ特性の評価は、材料学会編「金属材料疲労き裂進展抵抗データ集」Vol.1 P55に記載のNK船級 KA鋼についての応力拡大係数範囲と疲労き裂伝ぱ速度の関係のデータバンド上限を基準値とし、同じ応力拡大係数範囲で疲労き裂伝ぱ速度が基準値の1/2以下となる場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とした。疲労き裂伝ぱ速度が基準値の1/2以下とは具体的には、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、ΔKI=15MPa√mで1.75×10-8(m/cycle)以下、ΔKI=20MPa√mで4.26×10-8(m/cycle)以下、ΔKI=25MPa√mで8.50×10-8(m/cycle)以下、となる場合をいう。耐疲労き裂伝ぱ特性に優れる鋼板とは、疲労き裂伝ぱ速度が、少なくともΔKI=15MPa√mと20MPa√mの2水準で上記した水準を満足していることとした。
(2)組織観察
鋼板の板厚1/4位置から組織観察用試験片を採取し、観察面を研磨し、2%ナイタール腐食液で腐食し、組織を現出し、光学顕微鏡(倍率:100〜400倍)または走査型電子顕微鏡(倍率:100〜1000倍)を用いて、組織を観察し、少なくとも各5視野で撮像した。なお、組織観察では、必要に応じて透過電子顕微鏡、EBSDも用いた。なお、観察面は具体的には、試験片T−L、試験片L−Tでは、鋼板の板厚1/4位置に相当する位置で鋼板の板面に平行な面であり、試験片L−Zでは、圧延方向断面である。観察面はいずれも、き裂との関係において図2中に示すx−y平面(z面)とした。
(3)引張試験
得られた鋼板から、日本海事協会 鋼船規則を参考に、引張方向が圧延方向Lまたは圧延方向に直交する方向Tとなるように全厚引張試験片(5号引張試験片)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性(降伏強さ(0.2%耐力)YS、引張強さTS、伸びEl)を求めた。
(4)衝撃試験
得られた鋼板から、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験片長さ方向が圧延方向Lでき裂進展方向が圧延方向に直交する方向Tとなるように、または、試験片長さ方向が圧延方向に直交する方向Tでき裂進展方向が圧延方向Lとなるように、衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、各試験温度で各3本、試験温度を5水準以上として衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs(℃)を求め、低温靭性を評価した。なお、衝撃試験片は、板厚20mm未満では、板厚1/2位置を中心とし、板厚20mm以上では板厚1/4位置を中心としてVノッチ試験片を採取した。
(5)硬さ試験
(1)で用いた組織観察用試験片を硬さ測定試験片とし、各相について、粒界間や相境界間の距離が圧痕の4倍以上となるように荷重を調整して、ビッカース硬さHVを測定した。硬さ測定は、各相につき5点以上測定し、それらの平均値を各相の硬さ(HV)とした。硬さ測定面は、き裂との関係において図2に示すx−y平面とした。
(6)溶接性試験
得られた鋼板から、JIS Z 3158の規定に準拠して、y形溶接割れ試験片を採取し、予熱温度を25℃とし、気温:20℃、湿度:60%の溶接雰囲気中で、MAG溶接(入熱14kJ/cm)するy形溶接割れ試験を実施し、割れの発生の有無を調査した。割れが生じなかった場合を○、それ以外の場合を×として評価した。
MUeff=(AR)α×(DP)α+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)α}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)α}+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)α}
により算出した。
C、Si、Mnが本発明範囲を上回るNo.17の鋼板は延性と低温靱性が低く、溶接性にも劣る。P、Sが本発明範囲を上回るNo.18の鋼板は延性と低温靱性が低い。また、C、Mnが本発明範囲を下回るNo.19はベイナイト、マルテンサイトが生成されずフェライト単相組織となり降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、降伏強さYSが低いため、ΔKI=15MPa√m以上でγp *が200を超え、かつγp */MUeffも10を超え、ΔKI=15MPa√m以上で、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが目標値を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、加熱温度が高く900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.20の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化しMUeff が100を超え、降伏強さYSが低く、低温靱性も低下している。また、加熱温度が低く、900℃以上の累積圧下率が本発明の好ましい範囲を下回るNo.21の鋼板は、旧オーステナイト粒径が粗大化し、MUeff が100を超え、低温靱性が低下している。また、冷却開始温度がAr3変態点を下回るNo.22の鋼板、加速冷却の冷却速度がRSを下回り冷却が遅いNo.23の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.24の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50%以下であり、降伏強さYSが低い。そのため、No.22の鋼板とNo.24の鋼板ではΔKI=15MPa√m以上で、No.23の鋼板ではΔKI=20MPa√m以上で、それぞれγp */MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.25の鋼板は、多量に島状マルテンサイトが生成したため低温靭性が低下している。
(実施例2)
得られた鋼素材(鋼No.C,D,E,M,R)に、製法Bとして、表6に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷却し、板厚25〜100mmの鋼板としたのち、表6に示す条件で再加熱し、ついで種々の冷却速度、冷却停止温度で冷却する熱処理を行った。なお、一部の鋼板には熱処理(焼戻処理)を施した。
得られた結果のうち、組織観察、引張特性、靭性、溶接性の結果を表7に示す。
再加熱温度がAc3変態点未満であるNo.B31の鋼板、再加熱後の冷却速度がRS下限を下回るNo.B32の鋼板、冷却停止温度が600℃を上回るNo.B33の鋼板は、いずれもベイナイト相とマルテンサイト相の合計面積率が50%以下で、フェライト相主体の組織となったため、降伏強さYSが低くなっている。そのため、No.B32の鋼板とNo.B33の鋼板は、ΔKI=15MPa√m以上で、No.B31の鋼板はΔKI=20MPa√m以上でγp */MUeffが10を超え、耐疲労き裂伝ぱ特性が低下している。また、焼戻温度がAc1変態点を上回るNo.B34の鋼板は、島状マルテンサイトが多量に生成したため、低温靱性が低下している。
(実施例3)
表10に示す組成を有し、常用の熱間圧延、圧延後冷却、熱処理等を施され、表11に示す組織と強度、靱性を有する高強度鋼板(板厚:12〜100mm)について、耐疲労き裂伝ぱ特性を判定した。
この判定は、別途、疲労き裂伝ぱ試験を行い確認している。疲労き裂伝ぱ試験は、対象鋼板から、図9に示すようにCT試験片(L−T)を採取した。疲労き裂伝ぱ試験の試験方法は実施例1と同様とした。なお、鋼板板厚25mm以下の場合には試験片厚さは鋼板全厚とし、鋼板板厚25mm超〜50mm以下の場合には、鋼板片面を研削して25mm厚とした片面減厚試験片とした。また、鋼板板厚50mm超の場合には、鋼板両面を研削して板厚1/4位置が中心となる25mm厚の両面減厚試験片とした。得られた疲労き裂伝ぱ速度を表13に併記した。
本発明は、このような従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、低温靭性に優れ、さらに延性、溶接性にも優れるとともに、耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS:325MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた」とは、疲労き裂伝ぱ速度da/dNが、少なくともΔKI:15MPa√mで1.75×10−8(m/cycle)以下、ΔKI:20MPa√mで4.26×10−8(m/cycle)以下である場合をいう。
そこで、ΔKI=15MPa√mにおける疲労き裂伝ぱ速度da/dNが5.89×10−9m/cycleである鋼材(ベイナイト単相組織)について、観察した疲労き裂の屈曲挙動から、き裂屈曲時の屈曲長さrと、き裂進展方向に対する屈曲角度θとの関係を●印で、図3に示す。なお、屈曲長さr、屈曲角度θは、図2に示すモードI(開口型)の変形様式でのき裂先端を原点とするr−θ−zの円柱座標系で求め、図3ではr−θ座標系で示している。なお、図2には、モードI(開口型)の変形様式について用いる、き裂先端を原点とするx−y−z直交座標系、r−θ−zの円柱座標系を示す。
γ P *={(K Imax ) 2 ×10 6 /(2πσ Y 2 )}×(1−2ν) 2 ‥‥(1)
ここで、K Imax :モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m)、σ Y :降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比(=0.3)
で定義されるき裂先端塑性域寸法γ p * (μm)、次(2a)式
MU eff =(AR) B ×(D P ) B +(AR) M ×(D P ) M ×{(Hv) M /(Hv) B }+(AR) α ×(D P ) α ×{(Hv) α /(Hv) B }+(AR) P ×(D P ) P ×{(Hv) P /(Hv) B }‥‥(2a)
ここで、(AR) B 、(AR) M 、(AR) α 、(AR) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(D P ) B 、(D P ) M 、(D P ) α 、(D P ) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv) B 、(Hv) M 、(Hv) α 、(Hv) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
または次(2b)式
MU eff =(AR) M ×(D P ) M +(AR) B ×(D P ) B ×{(Hv) B /(Hv) M }+(AR) α ×(D P ) α ×{(Hv) α /(Hv) M }+(AR) P ×(D P ) P ×{(Hv) P /(Hv) M }‥‥(2b)
ここで、(AR) B 、(AR) M 、(AR) α 、(AR) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(D P ) B 、(D P ) M 、(D P ) α 、(D P ) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv) B 、(Hv) M 、(Hv) α 、(Hv) P :ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MU eff (μm)を算出して、γ p * /MU eff で整理して耐疲労き裂伝ぱ特性を判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
(10)板厚の1/4位置において合計面積率で50%超えるベイナイト相および/またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相(0%を含む)からなる組織を有し、かつ、降伏強さ:325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合(AR)、各相の組織単位(DP)、各相の平均ビッカース硬さ(HV)を求め、次(1)式
γP*={(KImax)2×106/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m)、σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比(=0.3)
で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)、次(2a)式
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
または次(2b)式
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)を算出して、次(3)〜(5)式
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5)
を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
(12)(11)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:3.0%以下、Ni:10%以下、Cr:3.0%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.005%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする高強度鋼材の判定方法。
Claims (12)
- 質量%で、
C :0.02〜0.4%、 Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.5〜3.0%、 P :0.05%以下、
S :0.05%以下、 Sol.Al:0.10%以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、
板厚の1/4位置において合計面積率で50%を超えるベイナイト相および/またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相(0%を含む)からなる組織を有し、かつ、降伏強さ:325MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−20℃以下の優れた低温靭性を有し、さらに、
下記(1)式で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)と下記(2a)式または下記(2b)式で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)が、下記(3)〜(5)式を満足することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材。
記
γP*={(KImax)2×106/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m)、σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
γP*/MUeff ≦10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦ 100 ‥‥(5) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:3.0%以下、Ni:10%以下、Cr:3.0%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.005%以下のうちから選ばれた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に記載の高強度鋼材。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.010%以下、REM:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼材。
- 鋼素材に、熱間圧延を施して板厚100mm以下の鋼材とするに当たり、
前記鋼素材が、質量%で、
C :0.02〜0.4%、 Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.5〜3.0%、 P :0.05%以下、
S :0.05%以下、 Sol.Al:0.10%以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
前記熱間圧延を、加熱温度:950〜1300℃に加熱したのち、900℃以上の温度域における累積圧下率:50%以上で、圧延仕上温度:Ar3変態点以上とする熱間圧延とし、
該熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度域から、下記(7)式で定義されるφ(%)と板厚t(mm)との関係で、下記(6)式で定義される冷却速度RS(℃/s)以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う
ことを特徴とする低温靱性と耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
記
RS=(−0.53φ2−0.28φ+0.67)×e9.10/t1.63 ‥‥(6)
ここで、φ=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+Nb/10+5B‥‥(7)、
t:鋼材板厚(mm)、
C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、B:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:3.0%以下、Ni:10%以下、Cr:3.0%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.005%以下のうちから選ばれた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4に記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.010%以下、REM:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項4または5に記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記加速冷却に代えて、前記熱間圧延終了後、炉冷、空冷、水冷のうちのいずれかで冷却し、さらにAc3変態点以上の温度に再加熱したのち、前記(6)式で定義される冷却速度RS(℃/s)以上の冷却速度で、600℃以下まで冷却する焼入れ処理を施すことを特徴とする請求項4ないし6のいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
- 前記加速冷却後、あるいは前記焼入れ処理後、さらにAc1変態点以下の温度で焼戻処理を施すことを特徴とする請求項4ないし7のいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
- 板厚の1/4位置において合計面積率で50%超えるベイナイト相および/またはマルテンサイト相と、残部それ以外の相(0%を含む)からなる組織を有し、かつ、降伏強さ:325MPa以上の高強度鋼材を対象とし、該対象とする高強度鋼材について、組織観察、ビッカース硬さ測定を行って、想定する疲労き裂進展方向における組織を構成する各相の面積割合(AR)、各相の組織単位(DP)、各相の平均ビッカース硬さ(HV)を求め、下記(1)式で定義されるき裂先端塑性域寸法γp *(μm)、下記(2a)式または下記(2b)式で定義されるき裂進展方向における有効組織単位MUeff(μm)を算出して、下記(3)〜(5)式を満足する場合を耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材と判定することを特徴とする耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材の判定方法。
記
γP*={(KImax)2×106/(2πσY 2)}×(1−2ν)2 ‥‥(1)
ここで、KImax:モードIの最大応力拡大係数で、5〜35の範囲内の値(MPa√m)、σY:降伏応力(MPa)、ν:ポアソン比(=0.3)
MUeff=(AR)B×(DP)B+(AR)M×(DP)M×{(Hv)M/(Hv)B}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)B}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)B}‥‥(2a)
MUeff=(AR)M×(DP)M+(AR)B×(DP)B×{(Hv)B/(Hv)M}+(AR)α×(DP)α×{(Hv)α/(Hv)M}+(AR)P×(DP)P×{(Hv)P/(Hv)M}‥‥(2b)
ここで、(AR)B、(AR)M、(AR)α、(AR)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の面積割合(0〜1)、
(DP)B、(DP)M、(DP)α、(DP)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相のき裂進展方向における組織単位(μm)、
(Hv)B、(Hv)M、(Hv)α、(Hv)P:ベイナイト(B)、マルテンサイト(M)、フェライト(α)、パーライト(P)、各相の平均ビッカース硬さ
γP*/MUeff ≦ 10 ‥‥(3)
γP*≦ 200 ‥‥(4)
MUeff≦100 ‥‥(5) - 前記鋼材が、質量%で、
C :0.02〜0.4%、 Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.5〜3.0%、 P :0.05%以下、
S :0.05%以下、 Sol.Al:0.10%以下
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項9に記載の高強度鋼材の判定方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:3.0%以下、Ni:10%以下、Cr:3.0%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.005%以下のうちから選ばれた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10に記載の高強度鋼材の判定方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.010%以下、REM:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項10または11に記載の高強度鋼材の判定方法。
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