JP5359160B2 - 耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
また、特許文献2に記載された技術では、長時間の拡散熱処理、二相温度域での加熱・冷却処理等、製造工程が複雑となり、工業的製造においては問題を残していた。
なお、本発明が目的とする厚鋼材は、耐疲労き裂発生特性に優れるとともに、構造物用鋼材として、引張強さTS:490MPa以上の強度と、シャルピー衝撃試験(JIS Z 2242の規定に準拠)の破面遷移温度vTrsが0℃以下の高靭性を有する。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
種々の組成および製造方法で作成した種々の鋼材について、JIS Z 2273の規定に準拠して、応力比:0.1で、大気中、周波数:10Hzとするsine波形の応力を付加する高サイクル疲労試験を実施した。そして、疲労試験における、繰返し回数が200万回で破断しなかった最大の応力振幅での最大応力σWmaxを疲労強度(200万回疲労強度)として求めた。そして、得られた疲労強度σwmaxと、静的引張試験時の0.2%耐力σ0.2との比、σwmax/σ0.2を算出した。また、使用した鋼材について、組織を観察して、軟質相の平均粒径d(μm)を測定するとともに、硬質相および軟質相のビッカース硬さをそれぞれ測定し、硬質相と軟質相との硬さ差ΔHVを算出した。
図1から、(ΔHV)2/dが400以上となる場合に、σwmax/σ0.2が0.8以上となり、耐疲労き裂発生特性が向上することがわかる。
また、本発明者らのさらなる研究により、このような組織は、圧延後の冷却条件までを考慮した適正な熱間圧延と、二相温度域への再加熱処理とを組み合わせることにより、確保できることを新規に見出した。
すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
(1)質量%で、C:0.02〜0.4%、Si:0.01〜0.55%、Mn:0.1〜3.0%、P:0.2%以下、S:0.05%以下、Sol.Al:0.1%以下、T.N:0.005%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延工程、再加熱処理工程を順次施して、所定寸法の厚鋼材とする厚鋼材の製造方法であって、前記熱間圧延工程が、前記鋼素材に(Ac3変態点+100℃)以上の温度に再加熱し、Ac3変態点を超える温度域における累積圧下率が50%以上となる熱間圧延を施して厚鋼材とした後、Ms点以下の温度まで空冷する工程であり、前記再加熱処理工程が、前記熱間圧延工程を経た厚鋼材に、0.9℃/s以上の加熱速度で、Ac3変態点〜Ac1変態点の温度域の温度まで再加熱した後、24℃/s以上の冷却速度でMs点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す工程であり、前記所定寸法の厚鋼材が、表面から板厚方向に板厚の1/10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、該軟質相の平均粒径d(μm)と前記硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差ΔHVとが次(1)式
(ΔHV) 2 /d ≧ 400 ‥‥‥(1)
(ここで、ΔHV:硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差、d:軟質相の平均粒径d(μm))
を満足する組織を有する厚鋼材である、ことを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法。
(2)(1)において、前記再加熱処理工程を経た前記厚鋼材に、さらにAc1変態点未満の温度で焼戻しする焼戻処理を施すことを特徴とする厚鋼材の製造方法。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.01〜2.0%、Cr:0.01〜3.0%、Mo:0.01〜2.0%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
(4)(1)ないし(3)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ni:0.01〜10.0%を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
(5)(1)ないし(4)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.01%以下、REM:0.1%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
(6)(1)ないし(5)のいずれかに記載の厚鋼材の製造方法で製造されてなる耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材。
本発明で使用する鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、溶鋼を、転炉等の常用の溶製法で溶製し、所定の組成に調整したのち、さらに連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
C:0.02〜0.4%
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明ではとくに硬質相の強度増加に寄与し、疲労強度を顕著に増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.02%以上の含有を必要とする。一方、0.4%を超えて含有すると、延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Cは0.02〜0.4%の範囲に限定した。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。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、0.55%を超える含有は、靭性を低下させるとともに、溶接性を低下させる。このため、Siは0.01〜0.55%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.45%である。
Mnは、焼入れ性の向上を介し、鋼の強度を増加させるとともに、靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、3.0%を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.1〜3.0%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜3.0%である。
Pは、耐候性を向上させる元素であるが、Pの多量含有は、靭性の劣化に繋がる。そのため、できるだけ低減することが望ましいが、0.2%までは許容できる。このようなことから、Pは、0.2%以下に限定した。なお、好ましくは0.1%以下である。
S:0.05%以下
Sは、鋼中では、介在物として存在し延性、靭性等を劣化させるため、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%を上限とした。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とともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素であるが、0.1%を超える過剰の含有は、靭性の低下に繋がる。このため、Sol.Alは0.1%以下に限定した。なお、好ましくは0.05%以下である。
T.N:0.005%以下
T.N(全N量)は、Cと同様に、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、過剰な含有は靭性の低下を招く。このため、本発明ではT.Nは0.005%以下に限定した。
Cu、Cr、Mo、Nb、V、Ti、Bはいずれも、強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。
Cuは、固溶強化を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を確保するためには、0.01%以上の含有を必要とする。一方、2.0%を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.01〜2.0%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.01〜1.0%である。
Moは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01%以上の含有で認められる。一方、2.0%を超える含有は、溶接性と靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.01〜2.0%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.01〜1.0%である。
Vは、焼戻時に炭化物として析出し、析出強化を介して鋼の強度を増加させる元素である。また、Vは、圧延・焼入れ時のオーステナイト粒を細粒化する作用も有するが、0.1%を超える含有は、靭性を低下させる。このため、含有する場合には、V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0.05%以下である。
Ni:0.01〜10.0%
Niは、低温靭性を向上させる作用を有するとともに、Cu含有時にCuによる熱間脆性の発生を防止する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は0.01%以上の含有で認められるが、10.0%を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くとともに、溶接性が低下する。このため、Niは含有する場合には0.01〜10.0%に限定することが好ましい。
Ca、REMはいずれも、溶接熱影響部靭性を向上させる元素であり、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、溶接熱影響部靭性を向上させる元素であるが、0.01%を超える含有は、CaS介在物が増加し靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、含有する場合は0.01%以下に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
熱間圧延工程では、鋼素材を(Ac3変態点+100℃)以上の温度に再加熱し、Ac3変態点を超える温度域における累積圧下率が50%以上となる熱間圧延を施して厚鋼材とした後、Ms点以下の温度まで空冷する。
熱間圧延のための再加熱温度が、(Ac3変態点+100℃)未満では、鋼素材に、所望の累積圧下率を付与する熱間圧延を施すことができなくなる。また、Ac3変態点を超える温度域における累積圧下率が50%未満では、所望の強度、靭性を確保できなくなる。このため、鋼素材に施す熱間圧延は、(Ac3変態点+100℃)以上の温度に再加熱し、Ac3変態点を超える温度域における累積圧下率が50%以上となる熱間圧延とすることが好ましい。
Ac3変態点(℃)=854−180C+44Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr、
ここで、C、Si、Mn、Ni、Crは各元素の含有量(質量%)である。
熱間圧延工程では、上記した熱間圧延後、Ms点以下の温度まで空冷する。これにより、フェライトに代表される軟質相中にパーライトに代表される硬質相が分散した組織を有する厚鋼材となる。
再加熱処理工程では、0.9℃/s以上の加熱速度で、Ac3変態点〜Ac1変態点の温度域(二相温度域)の温度まで再加熱し、しかるのちに、24℃/s以上の冷却速度でMs点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す。
軟質相中に硬質相が分散した組織を有する厚鋼材を、上記した二相温度域の温度に加熱することにより、硬質相部分や、軟質相界面が順次オーステナイトに変態する。二相温度域への加熱速度が0.9℃/s未満と遅い加熱では、オーステナイト化しない硬質相が軟化しすぎて、耐疲労き裂発生特性が低下する。
Ac1変態点(℃)=723−14Mn+22Si−14.4Ni+23.3Cr、
Ms点(℃)=517−300C−33Mn−22Cr−17Ni−11Mo−11Si
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr、Moは各元素の含有量(質量%))
なお、本発明では、上記した再加熱処理工程後にさらに焼戻工程を行ってもよい。
上記した本発明の製造方法で得られた厚鋼材は、上記した組成を有し、さらに表面から板厚方向に板厚の1/10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、軟質相の平均粒径d(μm)と硬質相と軟質相の硬さの差ΔHVとが特定の関係式を満足する組織を有する。
(ΔHV)2/d ≧ 400 ‥‥‥(1)
(ここで、ΔHV:硬質相のビッカース硬さと軟質相のビッカース硬さとの差、d:軟質相の平均粒径d(μm))
を満足する組織である。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。
(1)組織観察
得られた厚鋼板から、表面から板厚方向に少なくとも板厚の1/10までの領域を含むように組織観察用試験片を採取した。組織観察用試験片の、圧延方向に平行な断面を観察面として鏡面研磨し、3%ナイタール腐食液によりエッチングし、金属組織を観察し、組織の同定を行った。なお、金属組織の観察は、光学顕微鏡(倍率:50〜400倍)を用いて、ランダムに視野数:20視野で行った。そして、各視野で、JIS G 0551(2005)の規定に準拠した線分法(切断法)を用いて、軟質相の粒径dを圧延方向と板厚方向についてそれぞれ測定し、それらの平均値を該厚鋼板の各視野における粒径とし、さらに、これら各視野における値の算術平均をその厚鋼板の軟質相の平均粒径dとした。
得られた厚鋼板から、表面から板厚方向に少なくとも板厚の1/10までの領域を含むように硬さ測定用試験片を採取した。硬さ測定用試験片の、圧延方向に平行な断面を測定面として鏡面研磨し、ビッカース硬さ計を用いて、硬質相と軟質相の硬さをそれぞれ測定した。なお、軟質相と硬質相の硬さ測定に当たっては、図3に示すように、K>Hとなるように、各試験片ごとに、荷重を選択して測定した。硬さ測定は、各厚鋼材について前記Bsh/Btが最大値を示した位置で、硬質相、軟質相を各10ヶ所行い、それらの値の算術平均を、各厚鋼材の軟質相の硬さ(HVs)および硬質相の硬さ(HVh)とした。そして、各厚鋼材における、硬質相と軟質相の硬さの差ΔHV(=HVh−HVs)を算出した。
得られた厚鋼板から、JIS Z 2201(1998)の規定に準拠して、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように、全厚のJIS 5号引張試験片を採取した。引張試験は、JIS Z 2241(1998)に準拠して行い、0.2%耐力σ0.2、引張強さσTSを求め、静的引張時の引張特性を評価した。
得られた厚鋼板から、JIS Z 2242(2005)の規定に準拠して、長手方向が圧延方向に平行方向となるように、Vノッチ試験片を採取し、破面遷移温度vTrsを求め、靭性を評価した。なお、試験片は、板厚が20mm以上の場合は、T/4位置、板厚が20mm未満の場合はT/2位置から採取した。
得られた厚鋼板から、長手方向が圧延方向に直角方向となるように、JIS Z 2201(1998)の規定に準拠して全厚のJIS 5号引張試験片を採取した。これら試験片を用いて、JIS Z 2273(1978)の規定に準拠して疲労試験を実施し、疲労強度を求めた。疲労試験は、大気中にて応力比:0.1で、周波数10Hzのsine波形の応力を負荷して行い、繰返し数が200万回で破断しなかった最大の応力振幅での最大応力σwmaxを求め、疲労強度とした。図4に、負荷した応力の波形を模式的に示す。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、σWmax/σ0.2が0.8未満で耐疲労き裂発生特性が低下しているか、強度が不足しているか、あるいは靭性が低下しているか、あるいは両者とも劣化している。
また、熱間圧延条件のうち、再加熱温度、圧下率が本発明の範囲外となる厚鋼板No.13は強度が不足し、靭性が低下している。また、熱間圧延終了後の冷却が本発明の範囲外となる厚鋼板No.14は、Bsh/Btが0.70未満となり、硬質相中に軟質相が分散した所望の組織となっていないため、(1)式を満足せず耐疲労き裂発生特性が低下している。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.02〜0.4%、 Si:0.01〜0.55%、
Mn:0.1〜3.0%、 P:0.2%以下、
S:0.05%以下 Sol.Al:0.1%以下、
T.N:0.005%以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延工程、再加熱処理工程を順次施して、所定寸法の厚鋼材とする厚鋼材の製造方法であって、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材に(Ac3変態点+100℃)以上の温度に再加熱し、Ac3変態点を超える温度域における累積圧下率が50%以上となる熱間圧延を施し、厚鋼材とした後、Ms点以下の温度まで空冷する工程であり、
前記再加熱処理工程が、前記熱間圧延工程を経た厚鋼材に、0.9℃/s以上の加熱速度で、Ac3変態点〜Ac1変態点の温度域の温度まで再加熱した後、24℃/s以上の冷却速度でMs点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す工程であり、
前記所定寸法の厚鋼材が、表面から板厚方向に板厚の1/10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、該軟質相の平均粒径d(μm)と前記硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差ΔHVとが下記(1)式を満足する組織を有する厚鋼材である、
ことを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法。
記
(ΔHV) 2 /d ≧ 400 ‥‥‥(1)
ここで、ΔHV:硬質相のビッカース硬さと軟質相のビッカース硬さとの差
d:軟質相の平均粒径d(μm) - 前記再加熱処理工程を経た前記厚鋼材に、さらにAc1変態点未満の温度で焼戻しする焼戻工程を施すことを特徴とする請求項1に記載の厚鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.01〜2.0%、Cr:0.01〜3.0%、Mo:0.01〜2.0%、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:0.01%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または2に記載の厚鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ni:0.01〜10.0%を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の厚鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.01%以下、REM:0.1%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の厚鋼材の製造方法。
- 請求項1ないし5のいずれかに記載の厚鋼材の製造方法で製造されてなる耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材。
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