JP7096338B2 - 疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
炭素(C)は、本発明において、基地にベイナイトを形成させ、強度を決定する最も重要な元素であるため、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。炭素(C)の含有量が一定レベル未満の場合には、焼入性が低下し、ベイナイトの形成が抑制されることから、鋼材の強度が低下するという問題が発生しうる。本発明は、鋼材の強度を確保するために、炭素(C)の含有量の下限を0.02%に制限することができる。これに対し、炭素(C)の含有量が一定レベルを超えると、鋼材の低温靭性が低下する可能性があることから、本発明は、炭素(C)の含有量の上限を0.12%に制限することができる。したがって、本発明の炭素(C)の含有量は0.02~0.12%の範囲であることができ、溶接用鋼構造物として用いられる鋼材の場合には、溶接性を確保するために、炭素(C)の含有量を0.03~0.08%の範囲に制限することができる。
マンガン(Mn)は、焼入性を向上させる元素であり、固溶強化により強度を向上させる有用な元素である。また、マンガン(Mn)の含有量が一定レベル以下の場合には、フェライトが簡単に形成されて、本発明が目的とする表層部の組織を得ることができなくなる。本発明は、この効果を達成するために、マンガン(Mn)の含有量の下限を1.7%に制限することができる。但し、マンガン(Mn)が過度に添加される場合には、硬化能の過度な増加により、溶接部の靭性が大きく低下するおそれがあることから、本発明は、マンガン(Mn)の含有量の上限を2.5%に制限することができる。したがって、本発明のマンガン(Mn)の含有量は1.7~2.5%の範囲であることができ、より好ましいマンガン(Mn)の含有量は1.8~2.3%の範囲であることができる。
シリコン(Si)は、脱酸剤として用いられる元素であり、固溶強化による強度向上効果に寄与する元素である。本発明は、この効果を達成するために、シリコン(Si)の含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、シリコン(Si)が過多に添加される場合には、溶接部は言うまでもなく、母材の低温靭性を低下させる可能性があることから、本発明は、シリコン(Si)の含有量の上限を0.8%に制限することができる。したがって、本発明のシリコン(Si)の含有量は0.01~0.8%の範囲であることができ、より好ましいシリコン(Si)の含有量は0.05~0.5%の範囲であることができる。
アルミニウム(Al)は、代表的な脱酸剤であり、強度向上に寄与する元素でもある。本発明は、この効果を達成するために、アルミニウム(Al)の含有量の下限を0.005%に制限することができる。但し、アルミニウム(Al)が過多に添加される場合には、連続鋳造時における連続鋳造ノズルの詰まりの原因となる可能性があることから、本発明は、アルミニウム(Al)の含有量の上限を0.5%に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム(Al)の含有量は0.005~0.5%の範囲であることができ、より好ましいアルミニウム(Al)の含有量は0.01~0.3%の範囲であることができる。
ニオブ(Nb)は、TMCP鋼の製造において最も重要な役割を果たす元素のうちの1つであり、炭化物又は窒化物の形で析出し、母材及び溶接部の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、スラブの再加熱時に固溶されたニオブ(Nb)は、オーステナイトの再結晶を抑制し、表層部のニオブ(Nb)は粗圧延後のスラブ冷却時におけるベイナイトの形成に寄与する。したがって、本発明は、かかる効果の達成のために、ニオブ(Nb)の含有量の下限を0.005%に制限することができる。但し、ニオブ(Nb)が過多に添加される場合には、粗大な析出物が生成され、鋼材の端に脆性クラックを発生させる可能性があることから、本発明は、ニオブ(Nb)の含有量の上限を0.1%に限定することができる。したがって、本発明のニオブ(Nb)の含有量は0.005~0.1%の範囲であることができ、より好ましいニオブ(Nb)の含有量は0.01~0.05%の範囲であることができる。
チタン(Ti)は、焼入性の向上に重要な元素であるボロン(B)の添加効果を最大化する元素である。すなわち、チタン(Ti)は、鋼中の窒素(N)と結合してTiNを形成することからBNの形成を抑制することができ、それに応じて、固溶ボロン(B)の含有量を増加させることができる。また、TiN析出物は、オーステナイト結晶粒を固定(pinning)させて結晶粒粗大化を抑制させることから低温靭性を大幅に向上させることができる。したがって、本発明は、かかる効果を達成するために、チタン(Ti)の含有量の下限を0.005%に制限することができる。これに対し、チタン(Ti)が過多に添加される場合には、連続鋳造時における連続鋳造ノズルの詰まりを誘発するか、又はスラブの中心部に晶出されて低温靭性の低下を誘発する可能性があることから、本発明は、チタン(Ti)の含有量の上限を0.1%に制限することができる。したがって、本発明のチタン(Ti)の含有量は0.005~0.1%の範囲であることができ、より好ましいチタン(Ti)の含有量は0.01~0.05%の範囲であることができる。
リン(P)は、強度向上及び耐食性に有利な元素であるものの、衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できる限り低くすることが有利である。したがって、本発明は、リン(P)の含有量の上限を0.02%に制限することができる。但し、リン(P)は、製鋼工程において不可避に流入される不純物であるため、0.001%未満のレベルに制御することは、経済的な面から好ましくない。したがって、本発明のリン(P)の含有量は0.001~0.02%の範囲であることができ、より好ましいリン(P)の含有量は0.001~0.01%の範囲であることができる。
ボロン(B)は、比較的低価の元素である一方で、少量の添加でも硬化能を効果的に高めることができる有益な元素である。また、ボロン(B)は、粗圧延後の冷却時に表層部のベイナイト形成に大きく寄与する元素でもある。但し、Bが過度に添加される場合には、Fe23(CB)6を形成して硬化能が逆に低下し、低温靭性も大幅に低下する可能性がある。したがって、本発明は、ボロン(B)の含有量の上限を0.004%に制限することができる。但し、強度上昇及び表層部のベイナイト形成などの効果を考慮するとき、本発明の好ましいボロン(B)の含有量は0.0005~0.004%の範囲であることができる。
窒素(N)は、鋼材の強度向上に寄与する元素である。しかし、その添加量が過多な場合には、鋼材の靭性が大きく減少することから、本発明は、窒素(N)の含有量の上限を0.015%に制限することができる。但し、窒素(N)も、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、窒素(N)の含有量を0.0015%未満のレベルに制御することは、経済的な面から好ましくない。したがって、本発明のリン(P)の含有量は0.0015~0.015%の範囲であることができ、より好ましいリン(P)の含有量は0.0015~0.01%の範囲であることができる。
硫黄(S)は、MnSなどのような非金属介在物を形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できる限り低く制御することが有利である。したがって、本発明は、硫黄(S)の含有量の上限を0.01%に制限することができる。但し、硫黄(S)も、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、0.001%未満のレベルに制御することは経済的な面から好ましくない。したがって、本発明の硫黄(S)の含有量は0.001~0.01%の範囲であることができ、より好ましい硫黄(S)の含有量は0.001~0.005%の範囲であることができる。
銅(Cu)は、母材の靭性の低下を最小限にするとともに、強度を高めることができる元素である。したがって、本発明は、かかる効果の達成のために、銅(Cu)の含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、銅(Cu)の添加量が過多な場合には、最終製品の表面品質が低下する可能性が高くなることから、本発明は、銅(Cu)の含有量の上限を1.0%に制限することができる。したがって、本発明の銅(Cu)の含有量は0.01~1.0%の範囲であることができ、より好ましい銅(Cu)の含有量は0.01~0.5%であることができる。
ニッケル(Ni)は、母材の強度及び靭性をともに向上させることができる元素であることから、本発明は、強度及び靭性の確保のために、ニッケル(Ni)の含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、ニッケル(Ni)は、高価な元素であって、過度な添加は経済性の面から好ましくなく、ニッケル(Ni)の添加量が過度な場合には溶接性が劣化する可能性があることから、本発明は、ニッケル(Ni)の含有量の上限を2.0%に制限することができる。したがって、本発明のニッケル(Ni)の含有量は0.01~2.0%の範囲であることができ、より好ましいニッケル(Ni)の含有量は0.1~1.0%の範囲であることができる。
モリブデン(Mo)は、少量の添加だけでも硬化能を大きく向上させることから、フェライトの生成を抑制することができ、それに応じて、鋼材の強度を大幅に向上させることができる元素である。したがって、本発明は、強度の確保の面からモリブデン(Mo)の含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、モリブデン(Mo)の添加量が過多な場合には、溶接部の硬度が過度に増加して母材の靭性が阻害されるおそれがあることから、本発明は、モリブデン(Mo)の含有量の上限を1.0%に制限することができる。したがって、本発明のモリブデン(Mo)の含有量は0.01~1.0%の範囲であることができ、より好ましいモリブデン(Mo)の含有量は0.1~0.5%の範囲であることができる。
クロム(Cr)は、硬化能を増加させて強度の増加に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度確保のためにクロム(Cr)の含有量の下限を0.05%に制限することができる。但し、クロム(Cr)の添加量が過多な場合には、溶接性が大きく低下することから、本発明は、クロム(Cr)の含有量の上限を1.0%に制限することができる。したがって、本発明のクロム(Cr)の含有量は0.05~1.0%の範囲であることができ、より好ましいクロム(Cr)の含有量は0.1~0.5%の範囲であることができる。
バナジウム(V)は、他の合金組成に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部から析出して、溶接部の強度低下を防止することができる。したがって、本発明は、この効果を達成するために、バナジウム(V)の含有量の下限を0.01%に制限することができる。但し、バナジウム(V)が過多に添加される場合には、靭性が低下する可能性があることから、本発明では、バナジウム(V)の含有量の上限を0.4%に制限することができる。したがって、本発明のバナジウム(V)の含有量は0.01~0.4%の範囲であることができ、より好ましいバナジウム(V)の含有量は0.02~0.2%の範囲であることができる。
カルシウム(Ca)は、MnSなどの非金属介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素として主に用いられる。但し、カルシウム(Ca)の過度な添加は、多量のCaO-CaSの形成及び結合による粗大な介在物の形成を誘発することから、鋼の清浄度の低下や現場での溶接性の低下などの問題が発生する可能性がある。したがって、本発明は、カルシウム(Ca)の含有量の上限を0.006%に制限することができる。より好ましいカルシウム(Ca)の含有量の上限は0.005%であることができる。
上述した鋼組成で備えられるスラブを再加熱する。鋳造中に形成されたTi及びNbの炭窒化物を十分に固溶させるために、スラブの再加熱温度範囲の下限を1050℃に制限することができる。但し、再加熱温度が過度に高い場合には、オーステナイトが粗大化するおそれがあり、粗圧延後の鋼材の表層部の温度が第1冷却開始温度に達するまで過度な時間がかかることから、再加熱温度の上限を1250℃に制限することができる。したがって、本発明のスラブ再加熱温度は1050~1250℃の範囲であることができる。
スラブの形状を調整し、デンドライトなどの鋳造組織を破壊するために、再加熱後に粗圧延を行う。微細組織の制御のために、オーステナイトの再結晶が停止する温度(Tnr)以上で粗圧延を行い、第1冷却開始温度を考慮して粗圧延温度の上限を1150℃に制限することができる。したがって、本発明の粗圧延温度はTnr~1150℃の範囲であることができる。
粗圧延終了後に、鋼材表層部にラスベイナイトを形成させるために、表層部の温度がMs~Bs℃の範囲に達するまで第1冷却を行う。第1冷却の冷却速度が5℃/s未満の場合には、ラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライト又はグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されることから、第1冷却の冷却速度は5℃/s以上であることができる。また、第1冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。一方、第1冷却の開始温度が高すぎる場合には、第1冷却によって表層部に形成されるラスベイナイト組織が粗大化するおそれがあることから、第1冷却の開始温度はAe3+100℃以下に制限することが好ましい。
第1冷却を行った後、鋼材中心部側の高熱によって鋼材表層部側が再加熱されるように待機する復熱処理が行われる。復熱処理は、鋼材の表層部の温度が(Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)の温度範囲に達するまで行われることができる。復熱処理を介した表層部のラスベイナイトは、微細な焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイト組織に変形されることができ、表層部のラスベイナイトの一部はオーステナイトに逆変態することができる。
粗圧延された鋼材のオーステナイト組織に不均一な微細組織を導入するために、仕上げ圧延を行うことができる。仕上げ圧延は、ベイナイト変態開始温度(Bs)以上、オーステナイト再結晶温度(Tnr)以下の温度区間で行われる。
仕上げ圧延終了後の鋼材中心部にラスベイナイト組織を形成するために、5℃/s以上の冷却速度で冷却を行う。第2冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。第2冷却の冷却終了温度は250~500℃であることができる。これは、第2冷却の冷却終了温度が鋼材基準500℃を超えると、中心部にラスベイナイト組織が形成されない可能性があり、第2冷却の冷却終了温度が鋼材基準250℃未満の場合には、鋼材にねじれが発生するおそれが存在するためである。
Claims (11)
- 重量%で、C:0.02~0.12%、Mn:1.7~2.5%、Si:0.01~0.8%、Al:0.005~0.5%、Nb:0.005~0.1%、Ti:0.005~0.1%、B:0.004%以下(0%を除く)、残部Fe及び不可避不純物からなり、
鋼材の厚さ方向に沿って表層部と中心部に区分され、
前記表層部は、鋼材の外側面から鋼材の中心側に向かって鋼材の厚さに対する3~10%の深さまでの領域であり、
前記表層部は、前記表層部の体積に対する95体積%以上の合計分率で焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトを含み、前記表層部の体積に対する5体積%以下のオーステナイトを含み、
前記中心部は、前記中心部の体積に対する95体積%以上のラスベイナイトを含み、
前記焼戻しベイナイトの平均粒径は3μm以下(0μmを除く)であり、
前記フラッシュマルテンサイトの平均粒径は3μm以下(0μmを除く)であり、
前記表層部の高傾角粒界の分率は45%以上であることを特徴とする疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。 - 前記表層部は、前記鋼材の一側の第1表層部と前記鋼材の他側の第2表層部に区分され、
前記第1表層部及び前記第2表層部はそれぞれ、前記鋼材の厚さに対して3~10%の厚さで備えられ、
前記中心部は、前記第1表層部及び前記第2表層部の間に位置することを特徴とする請求項1に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。 - 前記鋼材は、重量%で、P:0.02%以下、N:0.015%以下、S:0.01%以下、Cu:0.01~1.0%、Ni:0.01~2.0%、Mo:0.01~1.0%、Cr:0.05~1.0%、V:0.01~0.4%、Ca:0.006%以下のうち1種又は2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
- 前記鋼材の降伏強度は690MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の疲労 亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
- 前記鋼材の引張強度は800MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
- 前記鋼材の疲労亀裂進展速度は2.5x10-5mm/cycle以下であることを特徴とする請求項1に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
- 請求項1に記載の鋼材を製造するための製造方法であって、
重量%で、C:0.02~0.12%、Mn:1.7~2.5%、Si:0.01~0.8%、Al:0.005~0.5%、Nb:0.005~0.1%、Ti:0.005~0.1%、B:0.004%以下(0%を除く)、残部Fe及び不可避不純物からなるスラブを1050~1250℃の温度範囲で加熱し、
前記スラブをTnr~1150℃の温度範囲で粗圧延し、
前記粗圧延された鋼材の表層部の温度を基準に、5℃/s以上の冷却速度でMs~Bs℃の温度範囲まで前記粗圧延された鋼材を第1冷却し、
前記第1冷却された鋼材の表層部が復熱を介して再加熱されるように維持して復熱処理し、且つ前記鋼材の表層部を(Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)の温度範囲で再加熱し、
前記復熱処理された鋼材をBs~Tnr℃の温度範囲で仕上げ圧延し、
前記仕上げ圧延された鋼材を5℃/s以上の冷却速度で250~500℃の温度範囲まで第2冷却することを特徴とする疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。 - 前記スラブは、重量%で、P:0.02%以下、N:0.015%以下、S:0.01%以下、Cu:0.01~1.0%、Ni:0.01~2.0%、Mo:0.01~1.0%、Cr:0.05~1.0%、V:0.01~0.4%、Ca:0.006%以下のうち1種又は2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項7に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
- 前記表層部は、前記鋼材の外側表面から前記鋼材の中心側に向かって、前記鋼材の厚さに対する3~10%の深さまでの領域であることを特徴とする請求項7に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
- 前記第1冷却は前記粗圧延直後に行われることを特徴とする請求項7に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
- 前記第1冷却の開始温度は、前記鋼材の表層部の温度を基準にAe3+100℃以下であることを特徴とする請求項7に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
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