JP2008248382A5 - - Google Patents
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本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として十分なアレスト性を有し、しかも工業的に安定的かつ効率的な製造が可能な、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決し得る脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法であり、その要旨とするところは次の通りである。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０５２〜０．１４％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．５〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０〜０．５０％であり、
ミクロ組織がベイナイト主体であり、かつ、パーライト分率が５％以下であり、さらに、表裏面からそれぞれ板厚の５％深さまでの表層領域におけるミクロ組織については、円相当径が２５μｍ超である粗大フェライトの分率が１０％以下であり、かつ、セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ以下であり、
板圧延方向に垂直な断面をＣ断面とし、該Ｃ断面内の板面に平行な方向をＣ方向とするとき、該Ｃ断面内の前記表層領域を除く内部領域について、後方散乱電子回折（Electron Back Scattering Pattern：以下、ＥＢＳＰと言う。）を用いた結晶方位解析を行って、該Ｃ断面組織を結晶方位の等しい領域（以下、等方位領域という。）毎に区分し、さらに、該等方位領域に区分されたＣ断面組織に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠した切断法を適用して、前記Ｃ方向の任意の測定線を引き、該測定線上で、円相当径が８μｍ未満の等方位領域を除いて、連続して隣り合う複数の円相当径が８μｍ以上の等方位領域のそれぞれ３つの＜００１＞軸の内でＣ方向に最も近い＜００１＞軸同士が相互に成す角度（以下、き裂伝播偏向角という。）が２０°未満の、前記測定線上で連続して隣り合う複数の等方位領域を、前記測定線上で隣接する円相当径が８μｍ未満の等方位領域も併せて一つの領域（以下、等き裂伝播抵抗領域という。）とみなすとき、該等き裂伝播抵抗領域の前記切断法により算出される平均円相当径（以下、有効結晶粒径という。）が、８μｍ以上、下記式（２）のｄ（μｍ）以下であることを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（１）
ｄ＝（７．１１×［Ｎｉ］＋１１）×（１．２−ｔ／３００） …（２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。
［２］ さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
［３］ さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
［４］ 上記［１］ないし［３］のいずれか１項に記載の組成を有する鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、Ａｒ３以上、下記式（３）のＴ（℃）以下の温度で、かつ、４０％以上の累積圧下率にて仕上圧延を行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
Ｔ＝（３７×［Ｎｉ］＋８１０）×（１．１−ｔ／５００） …（３）
［５］ 前記加速冷却終了後、３００〜６００℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする、上記［４］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０５２〜０．１４％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．５〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０〜０．５０％であり、
ミクロ組織がベイナイト主体であり、かつ、パーライト分率が５％以下であり、さらに、表裏面からそれぞれ板厚の５％深さまでの表層領域におけるミクロ組織については、円相当径が２５μｍ超である粗大フェライトの分率が１０％以下であり、かつ、セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ以下であり、
板圧延方向に垂直な断面をＣ断面とし、該Ｃ断面内の板面に平行な方向をＣ方向とするとき、該Ｃ断面内の前記表層領域を除く内部領域について、後方散乱電子回折（Electron Back Scattering Pattern：以下、ＥＢＳＰと言う。）を用いた結晶方位解析を行って、該Ｃ断面組織を結晶方位の等しい領域（以下、等方位領域という。）毎に区分し、さらに、該等方位領域に区分されたＣ断面組織に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠した切断法を適用して、前記Ｃ方向の任意の測定線を引き、該測定線上で、円相当径が８μｍ未満の等方位領域を除いて、連続して隣り合う複数の円相当径が８μｍ以上の等方位領域のそれぞれ３つの＜００１＞軸の内でＣ方向に最も近い＜００１＞軸同士が相互に成す角度（以下、き裂伝播偏向角という。）が２０°未満の、前記測定線上で連続して隣り合う複数の等方位領域を、前記測定線上で隣接する円相当径が８μｍ未満の等方位領域も併せて一つの領域（以下、等き裂伝播抵抗領域という。）とみなすとき、該等き裂伝播抵抗領域の前記切断法により算出される平均円相当径（以下、有効結晶粒径という。）が、８μｍ以上、下記式（２）のｄ（μｍ）以下であることを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（１）
ｄ＝（７．１１×［Ｎｉ］＋１１）×（１．２−ｔ／３００） …（２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。
［２］ さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
［３］ さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
［４］ 上記［１］ないし［３］のいずれか１項に記載の組成を有する鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、Ａｒ３以上、下記式（３）のＴ（℃）以下の温度で、かつ、４０％以上の累積圧下率にて仕上圧延を行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
Ｔ＝（３７×［Ｎｉ］＋８１０）×（１．１−ｔ／５００） …（３）
［５］ 前記加速冷却終了後、３００〜６００℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする、上記［４］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
次に、本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃは、セメンタイト生成、組織粗大化防止に寄与する元素であるとともに、安価に強度を高めるのに不可欠な元素であるため０．０５２％以上添加する。一方、添加量が増えると大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となり、セメンタイトも粗大化しやすくなるため０．１４％を上限とする。
Ｃは、セメンタイト生成、組織粗大化防止に寄与する元素であるとともに、安価に強度を高めるのに不可欠な元素であるため０．０５２％以上添加する。一方、添加量が増えると大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となり、セメンタイトも粗大化しやすくなるため０．１４％を上限とする。
本発明例のＮｏ．２〜２２は、化学成分が所定の範囲内にあり、かつ所定の条件で製造したため、いずれもＹＰ：３９０〜４６０ＭＰａ級鋼として十分な強度を有しており、アレスト性も良好であった。
一方、比較例のＮｏ．２３〜４５は、化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、アレスト性が低下してしまった。
Ｎｏ．２３、４１は、仕上圧延終了がＡｒ３より低くなってしまい、表層部に粗大なフェライトが多量に生成したため、強度とアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２８、４２は、圧延終了温度はＡｒ３以上であったが、加速冷却開始温度がＡｒ３を切ったため、やはり表層粗大フェライト分率が高くなりアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２４、３７は、加速冷却の冷却速度が小さかった、
Ｎｏ．３３、４０は、冷却停止温度が５００℃よりも高かった、
Ｎｏ．２６、３８は、熱処理温度が６００℃超であったため、いずれもセメンタイト径が大きくなり、十分なアレスト性が得られなかった。
Ｎｏ．３４は、加速冷却を行わず空冷したため、有効結晶粒径が微細化されず、アレスト性が低下した。
Ｎｏ．２７、３５は、仕上圧延の累積圧下率が小さかった、
Ｎｏ．２５、３０、３６は、仕上圧延温度が高かったため、いずれも有効結晶粒径が粗大化してアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２９は、加熱温度が高かった。
Ｎｏ．３１、３９は、粗圧延の累積圧下率が小さかった。
Ｎｏ．３２は、加熱温度が高く、粗累積圧下率も小さかったため、いずれも有効結晶粒径が大きくなり、アレスト性が低下してしまった。
Ｎｏ．４３は、Ｃ含有量が多かったためにセメンタイトが大きくなり、アレスト性が低下するとともにＨＡＺ靭性も低下した。
Ｎｏ．４４は、Ｎｉ量が少なかったためにアレスト性が不十分であった。
Ｎｏ．４５は、Ｃｅｑが高かったために、強度が上がり過ぎ、アレスト性が低下してしまった。
一方、比較例のＮｏ．２３〜４５は、化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、アレスト性が低下してしまった。
Ｎｏ．２３、４１は、仕上圧延終了がＡｒ３より低くなってしまい、表層部に粗大なフェライトが多量に生成したため、強度とアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２８、４２は、圧延終了温度はＡｒ３以上であったが、加速冷却開始温度がＡｒ３を切ったため、やはり表層粗大フェライト分率が高くなりアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２４、３７は、加速冷却の冷却速度が小さかった、
Ｎｏ．３３、４０は、冷却停止温度が５００℃よりも高かった、
Ｎｏ．２６、３８は、熱処理温度が６００℃超であったため、いずれもセメンタイト径が大きくなり、十分なアレスト性が得られなかった。
Ｎｏ．３４は、加速冷却を行わず空冷したため、有効結晶粒径が微細化されず、アレスト性が低下した。
Ｎｏ．２７、３５は、仕上圧延の累積圧下率が小さかった、
Ｎｏ．２５、３０、３６は、仕上圧延温度が高かったため、いずれも有効結晶粒径が粗大化してアレスト性が低下した。
Ｎｏ．２９は、加熱温度が高かった。
Ｎｏ．３１、３９は、粗圧延の累積圧下率が小さかった。
Ｎｏ．３２は、加熱温度が高く、粗累積圧下率も小さかったため、いずれも有効結晶粒径が大きくなり、アレスト性が低下してしまった。
Ｎｏ．４３は、Ｃ含有量が多かったためにセメンタイトが大きくなり、アレスト性が低下するとともにＨＡＺ靭性も低下した。
Ｎｏ．４４は、Ｎｉ量が少なかったためにアレスト性が不十分であった。
Ｎｏ．４５は、Ｃｅｑが高かったために、強度が上がり過ぎ、アレスト性が低下してしまった。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５２〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．５〜４．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００８０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０〜０．５０％であり、
ミクロ組織がベイナイト主体であり、かつ、パーライト分率が５％以下であり、さらに、表裏面からそれぞれ板厚の５％深さまでの表層領域におけるミクロ組織については、円相当径が２５μｍ超である粗大フェライトの分率が１０％以下であり、かつ、セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ以下であり、
板圧延方向に垂直な断面をＣ断面とし、該Ｃ断面内の板面に平行な方向をＣ方向とするとき、該Ｃ断面内の前記表層領域を除く内部領域について、後方散乱電子回折（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析を行って、該Ｃ断面組織を結晶方位の等しい領域（等方位領域）毎に区分し、さらに、該等方位領域に区分されたＣ断面組織に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠した切断法を適用して、前記Ｃ方向の任意の測定線を引き、該測定線上で、円相当径が８μｍ未満の等方位領域を除いて、連続して隣り合う複数の円相当径が８μｍ以上の等方位領域のそれぞれ３つの＜００１＞軸の内で前記Ｃ方向に最も近い＜００１＞軸同士が相互に成す角度（き裂伝播偏向角）が２０°未満の、前記測定線上で連続して隣り合う複数の等方位領域を、前記測定線上で隣接する円相当径が８μｍ未満の等方位領域も併せて一つの領域（等き裂伝播抵抗領域）とみなすとき、該等き裂伝播抵抗領域の前記切断法により算出される平均円相当径（有効結晶粒径）が、８μｍ以上、下記式（２）のｄ（μｍ）以下であることを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（１）
ｄ＝（７．１１×［Ｎｉ］＋１１）×（１．２−ｔ／３００） …（２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。 - さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ ：０．００５〜０．１０％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％
の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に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の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または２に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板。 - 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の組成を有する鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以上の温度で累積圧下率３０％以上の粗圧延を行った後、Ａｒ３以上、下記式（３）のＴ（℃）以下の温度で、かつ、４０％以上の累積圧下率にて仕上圧延を行い、引き続きＡｒ３以上の温度から、板厚平均で８℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
Ｔ＝（３７×［Ｎｉ］＋８１０）×（１．１−ｔ／５００） …（３） - 前記加速冷却終了後、３００〜６００℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする、請求項４に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚手高強度鋼板の製造方法。
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