JP4254013B2 - 疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建造物、タンク、自動車などにおいて、繰り返し荷重下に使用される厚鋼板に関する。
【0002】
【従来の技術】
船舶、海洋構造物、橋梁、建造物、タンク、自動車などで使用される鋼材には、強度、靭性等の各種の機械特性が優れていること、溶接性に優れていることが要求される。特に機械的性質の中で疲労特性は構造物の強度設計上極めて重要である。
【0003】
このような、疲労特性を向上させた発明の例として、特許2840479号公報がある。これには、疲労強度と疲労亀裂進展抵抗が共に優れた高強度熱延鋼板の製造法として、PおよびCuの含有量を管理し、フェライト結晶粒径を5〜25μm、第二相の体積分率が10〜30%の二相組織とすることを提示している。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記公報で言う疲労亀裂進展抵抗とは、疲労亀裂の進展における下限界応力拡大係数(△Kth)のことであり、疲労亀裂が進展する下限の応力拡大係数値を高める効果はあるが、疲労亀裂進展速度を遅くすることについては効果がない。
【0005】
ここに、本発明の課題は、疲労亀裂進展抵抗性、特に疲労亀裂進展速度を遅くすることのできる鋼板とその製造方法を提供することである。
【0006】
【課題を解決するための手段】
従来の技術では、疲労亀裂進展抵抗を改善する方法が発明されているものの、疲労亀裂進展速度を遅延するまでには至っておらず、発明者らの研究により、以下の解決策が得られた。
【0007】
(a)板厚方向に均一なベイナイト単相組織、かつ旧オーステナイト粒径が4μm以下でベイナイトのラス比(ラス間隔長さ/ラス長さ)が0.01〜0.05の組織を有することにより、応力拡大係数△Kを一定としたときの疲労亀裂進展速度da/dN(×10 −5 mm/cycle)が2.5以下になることが判明した。
【0008】
(b)目標とするベイナイト単相組織にするためには、NbあるいはTi等の粒成長抑制元素を微量に含みかつ、最適な圧延および冷却方法を採用することにより目標達成が可能であり、安定した組織を有する厚鋼板の製造が可能であることが判明した。
【0009】
これらの手法を用いることにより、590 N/mm2 クラスの強度レベルを有し、ある一定の応力拡大係数△Kのときの疲労亀裂進展速度da/dNが2.5 以下の性能を有する疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板および製造法を提供することが出来る。
【0010】
ここに、本発明は次の通りである。
(1)質量%でC:0.01〜0.2%、Si:0.10〜0.60%、Mn:0.4〜1.60%、Cr:0.01〜0.60%、Mo:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.020%を含有し、これに更にNb:0.01〜0.06%および/またはTi:0.005〜0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、金属組織がベイナイト組織であり、かつ旧オーステナイト粒径が4.0μm以下でベイナイトのラス比が0.01〜0.05の組織を有し、応力拡大係数△K=20(MPa√m)での疲労亀裂進展速度da/dNが2.5×10 −5 mm/cycle以下であることを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板。
(2)上記(1)に記載の鋼組成のスラブを1200℃以下に再加熱した後に、Ar3点以上(Ar3+30℃)以下の温度域にて累積圧下量30%以上の熱間圧延を施し、次いで、冷却速度5〜30℃/sで500℃以下の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板の製造方法。
【0011】
【発明の実施の形態】
本発明において、鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について以下に詳述する。なお、本明細書において鋼組成を規定する%は質量%である。
(旧オーステナイト粒径およびベイナイトラス比の定義)
本発明にて定義している旧オーステナイト粒径とは、圧延後に形成されるベイナイト組織をピクリン酸(90cc)、10%塩化第二鉄(5cc)、およびライポンF(1cc)の混合腐食液によって腐食して光学顕微鏡にて観察される粒径である。
【0012】
更に本発明にて定義しているベイナイト組織のラス比とは、図1に示すように、旧オーステナイト粒径観察時において使用した腐食液を塗布したサンプルをSEM(走査型電子顕微鏡)にて観察されるベイナイト組織(図1参照)を形成する時のラスのラス間隔長さをラス長さで除した比(ラス間隔長さ/ラス長さ)である。
(旧オーステナイト粒径とラス比の好適化)
発明者らは、成分及び圧延条件を変更し、目標とするベイナイト単相組織を有する鋼についてCT試験片を用いて、ASTM E647にしたがって疲労亀裂進展試験を実施した。
【0013】
試験条件は、室温の大気中にて、負荷条件は、応力比(最大応力に対する最小応力の比)0.1 、繰返し速度25Hz、応力拡大係数△K=20(MPa√m)にて試験を実施した。
【0014】
図2の結果に見られるように、旧オーステナイト粒径を4μm以下及びラス比を0.05以下にすることにより、疲労亀裂進展速度の低減が確認される。
この時の疲労発生部から疲労亀裂が進展する様相を考えると、旧オーステナイト粒径とラス比を好適化することにより、亀裂が屈曲し、亀裂先端の応力が緩和される。また、粒内において亀裂が進展する際も、ラス比を好適化することにより微細なベイナイト組織が形成され、同様に亀裂先端の応力が緩和されることにより、亀裂の不必要な進展がなくなり、疲労亀裂進展速度が低減される。したがってこのような理由により、ラス比を0.01〜0.05とするのが好適である。
(各成分の好適範囲)
Cは、鋼の強度を高めるために0.01%以上添加する。しかしながら0.2 %を超えて添加すると必要とする強度や靭性を確保することは困難となる。従って本発明では、C量を0.01〜0.2 %を好適とする。さらに望ましい範囲としては、0.04〜0.16%である。
【0015】
Siは鋼の脱酸のために0.10%以上添加する。しかしながら0.6 %を超えると鋼の靭性が損なわれるので0.1 〜0.6 %を好適とする。より望ましい範囲としては0.15〜0.4 %である。
【0016】
Mnは、鋼の強度を向上させるが、1.60%を超えて添加すると鋼の靭性及び加工性を損ない、0.4 %未満では本発明においての強度確保が困難であるため、本発明では0.4 〜1.60%を好適としている。望ましい範囲としては0.4 〜1.5 %である。
【0017】
Crは、焼入れ性を改善し、強度を高めるために0.01%以上添加する。しかしながら0.60%を超えて添加すると著しい強度上昇が見られるが、それに対し靭性が劣化するために0.60%以下を好適とする。また、0.01%未満では、効果が小さいので本発明においては0.01%以上を好適とする。さらに必要な強度及び靭性を確保するために望ましい範囲としては0.03〜0.50%である。
【0018】
Moは焼入れ性を上げ強度を高めるために0.01%以上添加する。0.50%を超えて添加すると著しい強度向上が見られるが、そのかわりに靭性が劣化するために0.50%以下を好適とする。また、0.01%未満では効果が小さいので、本発明においては、0.01%以上を好適とする。さらに必要な強度および靭性を確保するために望ましい範囲としては、0.02〜0.4 %である。
【0019】
Bはオーステナイト粒界に固溶状態で偏析することにより、フェライトの生成を抑制し、ベイナイトを生成しやすくし、鋼の強度を向上させる成分である。0.020 %を超えて添加すると、強度は上昇するが、それと同時に溶接割れを発生しやすくなるので、本発明では0.020 %以下を好適とする。また、0.0005%未満では十分な効果を発揮することが難しいので0.0005%以上を好適とする。また、溶接割れの危険性が少なく、強度上昇が図れる望ましい範囲としては0.0005〜0.002 %である。
【0020】
本発明においてNbおよびTiは強度および靱性改善のために1種または2種を添加する。
Nbは、0.01%以上添加することにより、炭窒化物を形成することでフェライトおよびオーステナイトの粒成長を抑制し、組織を微粒化し、強度および靭性向上に効果がある。しかしながら、0.06%を超えると鋼の強度上昇が著しく、靭性が損なわれるために本発明では0.06%以下を好適とする。また、0.01%未満では効果が小さく、本発明の目標である旧オーステナイト粒径4μm以下を得ることが難しくなるため、本発明では0.01%以上を好適とする。さらに必要な強度および靭性を確保した上で目標である旧オーステナイト粒径を得る望ましい範囲としては、0.02〜0.05%である。
【0021】
TiもNbと同様の効果があるが0.03%を超えて添加すると溶接割れが発生しやすくなるので本発明では、0.03%以下を好適とする。また、0.005 %未満では、上記の効果が明白に得られないので、本発明では0.005 %以上を好適とする。さらに望ましい範囲としては0.01〜0.02%とする。
(加熱温度の好適範囲)
1200℃を超える高温加熱の場合には、鋼のオーステナイト粒の粗大化が著しく、鋼の靭性を阻害するため、本発明の加熱温度は1200℃以下を好適とする。また、950 ℃未満での加熱温度では、圧延のために必要な温度を確保することが難しく、かつ、板厚の制御も困難となるため、950 ℃以上とするのが望ましい。
(圧延温度の好適範囲)
未再結晶域以外での圧延は目標とするラス比0.01〜0.05を得ることが難しいばかりでなく、鋼の組織の粗大化により靭性が劣化し、さらに目標の亀裂進展速度da/dNを達成することが困難となる。よって本発明の要件達成の為の圧延は未再結晶域で行うことが望ましい。
【0022】
また、Ar3点未満での圧延ではフェライトが析出されることにより、本発明の性能確保のためのベイナイト組織を有することが困難になることからAr3点以上を好適とした。
【0023】
さらに、Ar3点+30℃を超えると旧オーステナイト粒径が成長し、目標とする粒径の確保が困難となるためAr3点+30℃以下を好適とした。
(圧延後の冷却速度の好適範囲)
冷却速度5℃/分未満の場合、フェライトの析出が起こり、所望の機械的性能を得るためのベイナイト組織を得ることが困難となる。また、30℃/分を超えるとマルテンサイトが析出しやすくなり、これも、所望の機械的性能を得るためのベイナイト組織を得ることが困難となる。よって、冷却速度は5〜30℃/分を好適とした。
(累積圧下量の好適範囲)
累積圧下量30%未満では本発明での目標の旧オーステナイト粒径の確保が困難となるため、累積圧下量は30%以上を好適とした。また、設備に対する負荷を考慮すると累積圧下量は極力小さくしたほうがよく、累積圧下量50%を超えると旧オーステナイト粒径の変化は小さくなるため、50%以下が望ましい。
【0024】
【実施例】
次に、実施例により本発明の効果を説明する。
表1に示す供試材(表1:強度はSM570 規格に準ずる板厚25mm)から得たCT試験片により、ASTM規格E647 にしたがって疲労亀裂進展試験を実施した。
【0025】
試験時の応力拡大係数は△K=20MPa√mとしている。また、旧オーステナイト粒界はピクリン酸混合腐食液によりエッチングを行い測定した。ラス比はSEM(走査型電子顕微鏡)によりラス間隔長さ/ラス長さを測定した。
【0026】
結果は、表1と図3にまとめて示す。なお、本発明にかかる鋼板はいずれも590N/mm2クラスの強度レベルを有していた。
実施例に示すNo.1〜11は本発明で定める範囲に入っており、図3に示す結果からも明らかなように、比較例より疲労亀裂進展速度da/dNが小さくなっている。
【0027】
No.12はC量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0028】
No.13はSi量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0029】
No.14はMn量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0030】
No.15はCr量が本発明の好適範囲より少なく、且つ累積圧下量、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0031】
No.16はMo量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0032】
No.17はB量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0033】
No.18はNb量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0034】
No.19はTi量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0035】
No.20はB量が本発明の好適範囲より多く、且つ加熱温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0036】
No.21はMo量が本発明の好適範囲より多く、且つ仕上げ温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0037】
No.22はMn量が本発明の好適範囲より少なく、且つ仕上げ温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0038】
No.23はNb量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0039】
No.24はTi量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0040】
No.25はCr量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0041】
No.26はSi量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0042】
No.27はC量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
No.28は冷却速度が本発明の好適範囲より遅く、鋼の組織がフェライト+ベイナイト組織となっており、疲労亀裂進展速度da/dNの値が高い。
【0043】
【表1】
【0044】
【発明の効果】
本発明により、590N/mm2 クラスの強度レベルを有し、疲労亀裂進展抵抗性に優れた、特に疲労亀裂進展速度の遅い厚鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】図1はラス比の定義を示す模式的説明図である。
【図2】旧オーステナイト粒径とラス比とが疲労亀裂進展速度da/dNに及ぼす影響を示すグラフである。
【図3】旧オーステナイト粒径とラス比とが疲労亀裂進展速度da/dNに及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (2)
- 質量%でC:0.01〜0.2%、Si:0.10〜0.6%、Mn:0.4〜1.60%、Cr:0.01〜0.60%、Mo:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.020%を含有し、これに更にNb:0.01〜0.06%および/またはTi:0.005〜0.03%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、金属組織がベイナイト組織であり、かつ旧オーステナイト粒径が4.0μm以下でベイナイトのラス比が0.01〜0.05の組織を有し、応力拡大係数△K=20(MPa√m)での疲労亀裂進展速度da/dNが2.5×10 −5 mm/cycle以下であることを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板。
- 請求項1に記載の鋼組成を有するスラブを1200℃以下に再加熱した後に、Ar3点以上、(Ar3+30℃)以下の温度域にて累積圧下量30%以上の熱間圧延を施し、次いで、冷却速度5〜30℃/sで500℃以下の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板の製造方法。
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