JP6824415B2 - 低温衝撃靭性及びctod特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
以下、本発明の一側面による低温靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板について詳細に説明する。
Cは、固溶強化に有用な元素であり、Nbなどと炭化物を形成して強度を向上させる役割を果たす元素である。
Cの含有量が0.02%未満では上述した効果が不十分であり、0.06%を超えるとMAの形成を助長するだけでなく、パーライトが生成して、低温における衝撃及び疲労特性を損なう可能性がある。したがって、Cの含有量は、0.02〜0.06%であることが好ましい。
また、Cの含有量のより好ましい下限は0.025%、さらに好ましい下限は0.03%である。また、Cの含有量のより好ましい上限は0.055%、さらに好ましい上限は0.05%である。
Siは、Alを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏強度及び引張強度の向上に役立つ元素であるが、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす元素でもある。
Siの含有量が0.08%を超えると、Cの拡散を妨害してMAの形成を助長することにより、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす。これに対し、Siの含有量を0.005%未満に制御するには、製鋼工程における処理時間が大幅に増え、生産性を低下させる可能性がある。したがって、Siの含有量は0.005〜0.08%であることが好ましい。
また、Siの含有量のより好ましい下限は0.01%であり、より好ましい上限は0.07%、さらに好ましい上限は0.055%である。
Mnは、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、1.0%以上添加する。しかし、過度に添加すると、MnS介在物の形成、中心部偏析による靭性の低下をもたらす可能性があるため、上限は2.0%であることが好ましい。
Pは、粒界偏析を起こす元素であって、鋼を脆化する原因になることがある。したがって、Pは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、Pの含有量を0.01%以下に制御することが好ましい。但し、Pを0%に制御することは、実質的に不可能であることがあり、0%でなくともよい。
Sは、主にMnと結合してMnS介在物を形成する。これらは、低温靭性を阻害する要因となる。したがって、Sは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、所望の低温靭性及び低温疲労特性を得るためには、Sの含有量を0.003%以下に制御することが好ましい。但し、Sを0%に制御することは、実質的に不可能であることがあり、0%でなくともよい。
本発明において、Alは、鋼の主要な脱酸剤として0.001%以上添加する必要がある。しかし、Alの含有量が0.01%を超えると、Al2O3介在物の分率、大きさが増して低温靭性を低下させる原因となることがある。また、Siと同様に母材及び溶接熱影響部のMA相の生成を促進して、低温靭性及び低温疲労特性を低下させる可能性がある。したがって、Alの含有量は、0.001〜0.01%であることが好ましい。
Niは、含有量の増加に応じて、強度の向上は大きくないが、強度と靭性をともに向上させることができる元素である。
Niの含有量が0.5%未満では、上述した効果が不十分であり、2.0%を超えると、硬化能の増加によりMAの形成を助長して、衝撃及びCTODなどの靭性を阻害するおそれがある。
Tiは、酸素または窒素と結合して析出物を形成することにより、組織の粗大化を抑制し、微細化に寄与して靭性を向上させる役割を果たす元素である。
Tiの含有量が0.001%未満では、上述した効果が不十分であり、0.02%を超えると、析出物の粗大化によって破壊の原因となることがある。
Nbは、鋼中に固溶されるか、または炭窒化物を析出することにより、圧延または冷却中に再結晶を抑制し、組織を微細化するとともに、強度を増加させる元素である。
Nbの含有量が0.005%未満では、上述した効果が不十分であり、0.03%を超えると、Cの親和力によってC集中が発生し、MA相の生成を促進し、低温における靭性及び破壊特性を低下させるおそれがある。
Cuは、衝撃特性を大幅に低下させない成分であって、固溶及び析出によって強度を向上させる元素である。
Cuの含有量が0.05%未満では、上述した効果が不十分であり、0.4%を超えると、Cuの熱衝撃によって鋼板表面にクラックを発生させるおそれがある。
Nは、Ti、Nb、Alなどとともに析出物を形成して再加熱時にオーステナイト組織を微細にすることで強度及び靭性の向上に役立つ元素であって、0.002%以上添加することが好ましい。
しかし、Nの含有量が0.006%を超えると、高温で表面クラックを誘発し、析出物を形成して残留するNは原子状態で存在して靭性を低下させるおそれがある。したがって、Nの含有量は0.002〜0.006%であることが好ましい。
式2により、MAの抑制のためにC、Si、及びAlの含有量を制御し、これによる強度低下を補うために式1に基づいてMn及びNiを添加する必要がある。
式1の値が3.0未満であると、強度向上の効果が不十分であり、4.3を超えると、低温衝撃靭性及びCTOD特性を低下させるおそれがある。
式2の値は、脱酸などの製鋼工程のために、0.05以上であることが好ましい。さらに、式2の値が0.05未満であると、強度を満足させることが難しくなり、0.25を超えると、MA相が大量に形成して、低温衝撃靭性及びCTOD特性を低下させるおそれがある。
Mo:0.001〜0.05%
Moは、硬化能を増加させて強度を高めるのに効果的な役割を果たす元素である。このためには、Moを0.001%以上添加することが好ましいが、0.05%を超えて添加すると、硬化能の増大による靭性低下、及びモリブデンカーバイドの析出物を生成して靭性を低下させるという問題がある。
Ca:0.0002〜0.005%
製鋼中の溶鋼にAlを脱酸した後にCaを添加すると、主にMnSとして存在するSと結合してMnSの生成を抑制するとともに、球状のCaSを形成して鋼材の中心部の亀裂クラックを抑制するという効果を奏する。このためには、Caを0.0002%以上添加することが好ましいが、0.005%を超えて添加すると、余剰のCaがOと結合して粗大な酸化性介在物を生成し、後の圧延過程で延伸、破折して低温における亀裂開始点として作用することになる。
本発明による厚鋼板の微細組織は、フェライトが95面積%以上で、MAとセメンタイトが合計して2面積%以下でなっている。
フェライトが95面積%未満であると、−80℃における衝撃靭性及び−60℃におけるCTOD特性が低下するおそれがある。
低温衝撃靭性及びCTOD特性を確保するためには、母材の組織及びMAの分率が重要である。MAは圧延及び冷却中にCが集積されて濃化して高まった硬化能により、高硬度のマルテンサイトへ変態するか、またはオーステナイトとして残るが、これをMA(マルテンサイト−オーステナイト)と呼ぶ。かかるMAは、高硬度である特性により、破壊に対して脆弱であり、周辺の軟質フェライトの変形時に応力を集中させて破壊の開始点として作用することになる。
また、セメンタイトは、MAと同様の性質により、母材アシキュラーフェライトよりも高硬度を有する硬質相であって、低温衝撃靭性及びCTOD特性を低下させる。
したがって、優れた低温衝撃靭性及びCTOD特性を確保するためには、MAとセメンタイトの合計を2面積%以下に制御することが重要である。
このとき、上記フェライトは、円相当直径で測定した平均結晶粒サイズが20μm以下であるのがよい。結晶粒サイズが20μmを超えると、フェライト内部の転位が増加して破壊伝播を容易にすることで、低温衝撃靭性及びCTOD特性が損なわれる可能性がある。結晶粒サイズは、小さいほど低温衝撃靭性及びCTOD特性を満たすに有利であり、その下限は特に限定しない。
以下、本発明の他の一側面である低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法について詳細に説明する。
<スラブ加熱段階>
上述した合金組成を満たすスラブを1020〜1150℃に加熱する。
スラブ加熱温度が1150℃を超えると、オーステナイトの結晶粒が粗大化して靭性を低下させるおそれがあり、1020℃未満では、Ti、Nbなどが十分に固溶しない場合が発生し、強度の低下をもたらすことがある。
上記加熱されたスラブを900℃以上で再結晶域圧延する。900℃未満では、オーステナイトの十分な再結晶が困難になることがある。
このとき、上記再結晶域圧延は、最後の2パスの圧下率がそれぞれ15〜20%になるように行うことができる。これは、均一でありながらも微細な最終微細組織を確保するためである。
上記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がAr3〜850℃になるように未再結晶域圧延して厚鋼板を得る。
上記仕上げ圧延温度がAr3未満では、冷却開始前に厚鋼板の表面温度が二相域領域に入り、表面〜1/4tの厚さで二相組織が形成されて衝撃靭性が低下するおそれがあり、850℃を超えると、結晶粒微細化の不足によって強度及び靭性が低下するおそれがある。
このとき、上記未再結晶域圧延は、厚鋼板の厚さが50〜100mmとなるように行うことができる。
上記厚鋼板を2〜15℃/secの冷却速度で250℃以下に冷却する。
冷却速度が15℃/secを超えると、厚鋼板の表面と中心部の冷却速度の差によって物性差が生じることがある。これに対し、2℃/sec未満では、アシキュラーフェライトの分布が減少し、ポリゴナルフェライトの分布が増加するおそれがある。
冷却終了温度が250℃を超えると目標強度に達しないおそれがある。
上記冷却された厚鋼板を500〜650℃に加熱して焼戻しする。これは、MA相とフェライト内部の転位が低温衝撃靭性とCTOD特性に大きな影響を与える因子であって、焼き戻しを介してMA相の分解及びフェライト内部の転位を下げるためである。
焼戻し温度が500℃未満であると、上述した効果が不十分であり、650℃を超えると、カーバイドが形成されて靭性が低下するおそれがある。
下記表1に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。上記スラブを下記表2の製造条件で加熱、再結晶域圧延、未再結晶域圧延、冷却、及び焼戻し工程を介して厚さ80mmの厚鋼板を製造した。このとき、上記再結晶域圧延は、最後の2パスの圧下率がそれぞれ18%となるようにした。
微細組織は、走査電子顕微鏡(SEM)と透過電子顕微鏡(TEM)で観察し、MAとセメンタイトの合計(第2相)を分析して下記表3に記載した。第2相を除いた部分は、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されたフェライトであった。
フェライトの結晶粒サイズは、円相当直径で測定した平均値を下記表3に記載した。
降伏強度、引張強度、及び伸びは引張試験を通じて測定した。
低温衝撃靭性は、−60℃及び−80℃においてシャルピー衝撃試験を通じて測定した。
CTOD特性は、BS 7448規格に基づいて圧延方向に垂直に60mm×120mm×300mmサイズで試験片を加工し、疲労亀裂の長さが試験片の幅の50%になるように疲労亀裂を入れた後、−60℃においてCTOD試験を行った。各鋼板に対して、CTOD試験をそれぞれ3回行い、3回の試験値のうちの最小値を下記表3に記載した。
式1はMn+2Niを計算した値であり、式2はC+Si+10Alを計算した値であり、式1及び式2において、各元素記号は、各元素の含有量を重量%で表した値である。
比較例1及び2では、−80℃における衝撃靭性と−60℃におけるCTOD特性が劣ることが確認でき、比較例3では、−80℃における衝撃靭性が低下し、強度を確保することが困難であることが分かる。
比較例4〜7は、本発明で提示した製造条件は満たしたが、合金組成を満たしていない場合である。
比較例4では、Cの含有量が範囲を超え、比較例5では、Mn+2Ni値が範囲を超えていて、強度は優れるが、−80℃における衝撃靭性と−60℃におけるCTOD特性に急激な低下が確認できる。
比較例6では、M+2Ni値が範囲より小さく、強度と−80℃における衝撃靭性が劣っていることが分かる。
比較例7では、C+Si+10Al値が範囲を超えていて、−80℃における衝撃靭性と−60℃におけるCTOD特性が極めて劣っていることが分かる。
Claims (6)
- 重量%で、C:0.02〜0.06%、Si:0.005〜0.08%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Al:0.001〜0.01%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.001〜0.02%、Nb:0.005〜0.03%、Cu:0.05〜0.4%、N:0.002〜0.006%、残部がFeと不可避不純物で、かつ下記式1及び式2を満たす組成であり、
[数1]
式1:3.0≦Mn+2Ni≦4.3
式2:0.05≦C+Si+10Al≦0.25
(式1、式2において、各元素記号は、各元素の含有量を重量%で表した数値である。)
微細組織が、フェライトを98面積%以上と、MAとセメンタイトを合計して2面積%以下で含み、
前記フェライトは、円相当直径で測定した平均結晶粒サイズが20μm以下であり、
降伏強度が420MPa以上、衝撃靭性が−80℃において200J以上、CTODが−60℃において0.5mm以上であり、
厚さが50〜100mmであることを特徴とする低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板。 - 前記厚鋼板は、さらに、重量%で、Mo:0.001〜0.05%とCa:0.0002〜0.005%の1種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板。
- 前記フェライトは、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されることを特徴とする請求項1に記載の低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板は、引張強度が500MPa以上、伸びが25%以上、衝撃靭性が−60℃において400J以上であることを特徴とする請求項1に記載の低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板。
- 請求項1に記載の厚鋼鈑を製造するための方法であって、
重量%で、C:0.02〜0.06%、Si:0.005〜0.08%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Al:0.001〜0.01%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.001〜0.02%、Nb:0.005〜0.03%、Cu:0.05〜0.4%、N:0.002〜0.006%、残部がFeと不可避不純物で、かつ下記式1及び式2を満たす組成のスラブを1020〜1150℃に加熱する段階と、
[数1]
式1:3.0≦Mn+2Ni≦4.3
式2:0.05≦C+Si+10Al≦0.25
(式1、式2において、各元素記号は、各元素の含有量を重量%で表した数値である。)
前記加熱されたスラブを900℃以上で再結晶域圧延する段階と、
前記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がAr3〜850℃になるように、未再結晶域圧延して厚鋼板を得る段階と、
前記厚鋼板を2〜15℃/secの冷却速度で250℃以下に冷却する段階と、
前記冷却された厚鋼板を500〜650℃に加熱して焼戻しする段階と、
を含み、
前記再結晶域圧延は、最後の2パスの圧下率がそれぞれ15〜20%になるように行い、
前記未再結晶域圧延は、厚鋼板の厚さが50〜100mmとなるように行うことを特徴とする低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、さらに、重量%で、Mo:0.001〜0.05%及びCa:0.0002〜0.005%のうち1種以上を含むことを特徴とする請求項5に記載の低温衝撃靭性及びCTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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