JP2012214884A - 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】圧力容器等の溶接鋼構造物用として好適な板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを含み、さらにＴｉ、Ｎｂの１種または２種、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板。上記組成鋼にオーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有する熱間圧延を施し、６００℃以上で終了後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却する。
【選択図】なし
【解決手段】少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを含み、さらにＴｉ、Ｎｂの１種または２種、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板。上記組成鋼にオーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有する熱間圧延を施し、６００℃以上で終了後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却する。
【選択図】なし
Description
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、圧力容器等の溶接鋼構造物用として好適な板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法に関する。
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、圧力容器などの溶接鋼構造物に使用される鋼板は、強度、靭性などの機械的性質や溶接性に優れていることはもちろんであるが、稼動時における定常の繰返し荷重や、風、地震等の震動に起因する非定常の繰返し荷重に対しても、構造物の構造安全性を確保できる特性を有することが要求される。特に近年では、鋼板に対して、耐疲労特性に優れることが強く要求されている。
溶接鋼構造物では、溶接止端部等に多数の応力集中部が存在するが、溶接止端部には応力が集中しやすく、また、引張の残留応力も作用するため、繰返し荷重が作用した場合には、溶接止端部から疲労亀裂が発生しやすく、溶接止端部が疲労亀裂の発生源となることが多い。
このような疲労亀裂の発生を防止するために、止端部形状の改善や、圧縮の残留応力の導入などの方策が知られている。しかし、溶接鋼構造物には多数の溶接止端部が存在するため、溶接止端部ごとに、上記した疲労亀裂の発生を防止する方策を実行することは、多大の労力と時間を必要とし、施工工数の増加や、施工コストの高騰を招く。
そこで、このような疲労亀裂の発生を防止する方策に代えて、使用する鋼板自体の耐疲労特性を向上させて、溶接鋼構造物の耐疲労特性の向上を図ることが考えられている。鋼板自体の耐疲労特性を向上させることにより、疲労亀裂の成長が抑制されて、溶接鋼構造物の疲労寿命の延長が可能となる。
このような要望に対し、例えば特許文献１では、鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相が母相内に５〜５０％の面積率で散在する微視組織を有し、第二相の硬さＨＶが母相の硬さＨＶより３０％以上高い、耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板が提案されている。
特許文献１に記載された技術は、母相中に、硬さの高い第二相を分散させ、疲労亀裂が硬い第二相付近に達すると亀裂の伝播が大幅に遅延する現象により、鋼板の耐疲労亀裂伝播特性を向上させるもので、第二相のアスペクト比を４以上とすることが好ましいとしている。このような鋼板を、表面から疲労亀裂が発生し伝播する大型構造物に使用すれば、特別な配慮を必要とせず、高い疲労亀裂伝播阻止特性を大型構造物に付与可能であることが記載されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、Ｘ線で測定した板厚方向の（２００）回折強度比が２．０〜１５．０で、且つ回復または再結晶フェライト粒の面積率が１５〜４０％である、板厚方向の疲労き裂伝播速度が低い厚鋼板が記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、疲労亀裂伝播速度を低くし、疲労亀裂の伝播を著しく遅滞させるため、母相に比べ第二相の硬さを高くし、多量に分散させることが必要で、鋼板の延性、靭性の低下が著しくなるという問題が生じる。鋼板の延性、靭性の低下は、多量の合金元素の含有で防止できる場合もあるが、材料コストの高騰を招くという問題を避けられない。
また、特許文献２に記載された技術では、板厚方向の（２００）回折強度比を２．０以上とし、すなわち、（１００）面が板面に平行に揃った集合組織を発達させ、疲労亀裂先端で種々のすべり系を活動させ転位同士の干渉を生じさせ、亀裂の伝播を抑制して板厚方向の疲労亀裂伝播速度を低くしている。しかし、（１００）面は劈開面であり、板面に平行に（１００）面が揃った厚鋼板では、板厚方向の靭性が劣化するという問題を残していた。
更に、特許文献１、２記載の技術では、疲労亀裂伝播速度は低減するが、トータルの疲労寿命は顕著には増加しない。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、溶接鋼構造物用として好適な、板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、板厚方向の靭性低下を伴うことなく、疲労特性を向上させるため、集合組織に着目して鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
（１）疲労特性を向上させるためには、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行に（１１０）面を発達させた組織（（１１０）集合組織と言う場合がある）とすることが有効である。
（２）板厚方向の靭性低下を抑制するためには、上記範囲において板面に平行に、（１００）面の発達を抑制した組織とすることが有効である。
（３）板厚方向の靭性低下を伴うことなく、疲労特性を向上させるためには、板厚方向残留応力を導入し、その平均値をできるだけ小さくする（圧縮側にする）ことが、有効である。
（１）疲労特性を向上させるためには、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行に（１１０）面を発達させた組織（（１１０）集合組織と言う場合がある）とすることが有効である。
（２）板厚方向の靭性低下を抑制するためには、上記範囲において板面に平行に、（１００）面の発達を抑制した組織とすることが有効である。
（３）板厚方向の靭性低下を伴うことなく、疲労特性を向上させるためには、板厚方向残留応力を導入し、その平均値をできるだけ小さくする（圧縮側にする）ことが、有効である。
また、（４）上記（１）、（２）の特性を備えた集合組織は熱間圧延を鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が二相温度域となる温度域で、１パス平均の圧下率が３．５％未満となる圧延を、累積圧下率で５０％以上となるように行うことで得られ、板厚方向残留応力は累積圧下率５０％以上の二相域圧延もしくは熱間圧延後の加速冷却の冷却速度の調整により導入される。
なお、本発明は、板厚：５０ｍｍ以上の鋼板を対象とし、「耐疲労特性に優れた」とは、図１（ａ）に示す寸法形状の３点曲げ疲労試験片を用いて、応力比が０．１となる条件で疲労試験を実施して、板厚方向の疲労寿命を求め、応力範囲３４０ＭＰａでの疲労寿命が２００万回以上の場合とする。
本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、且つ板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上であることを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（２）前記集合組織における、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下であることを特徴とする（１）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（３）前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％を含み、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする（１）または（２）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（５）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有する組成とすることを特徴とする（３）または（４）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（６）（３）乃至（５）のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を加熱し熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延が、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、前記厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有し、鋼板表面温度で６００℃以上で熱間圧延終了後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却することを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の製造方法。
（１）少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、且つ板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上であることを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（２）前記集合組織における、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下であることを特徴とする（１）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（３）前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％を含み、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする（１）または（２）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（５）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有する組成とすることを特徴とする（３）または（４）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（６）（３）乃至（５）のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を加熱し熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延が、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、前記厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有し、鋼板表面温度で６００℃以上で熱間圧延終了後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却することを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、板厚方向の耐疲労特性に優れた板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板を延性、靭性を損なわずに、容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明で規定する組織、板厚方向圧縮残留応力、好ましい成分組成、製造条件について説明する。
［組織］
本発明に係る厚鋼板は少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有する。
［組織］
本発明に係る厚鋼板は少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有する。
板厚方向に進展する疲労亀裂（亀裂面が板厚面）の進展（伝播）を抑制するために、（１１０）面を、亀裂面（板厚面）から９０°傾けた組織、すなわち、板面に平行に（１１０）面を集積させた組織（（１１０）集合組織）とし、Ｘ線強度比を２．０以上とする。
図２は板厚方向断面における、進展する疲労亀裂先端でのすべりの発生状況を説明する模式図である。一般に、疲労亀裂は、繰返し応力の作用により、亀裂先端で、剪断応力が最大となる亀裂面から４５°程度傾いた面で不可逆なすべりが生じ、それが蓄積して進展していく（亀裂先端の応力場と結晶方位の関係で剪断応力が最も高くなるすべり系（すべり面すべり方向）ですべり変形が生じ、亀裂が進展していく）。
従って、体心立方（ｂｃｃ）構造鋼板の主すべり面である（１１０）面を、亀裂面から９０°傾けると、剪断応力が最大となる。例えば、亀裂面から４５°程度傾いた面でのすべりが抑制される。
また、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０未満では疲労亀裂伝播速度を低下させて、板厚方向の疲労特性を向上させる効果が十分得られないので、２．０以上とする。なお、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比とは、ランダムな方位を有する鋼板における板面に平行な（１１０）面からのＸ線強度を基準とし、それに対する、板面に平行に存在する（１１０）面からのＸ線強度の比をいう。板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上とは、ランダムな結晶方位を有する鋼板に比して、板面に平行な（１１０）面が２．０倍以上に高く集積して、（１１０）集合組織を形成していることを意味する。
本発明に係る厚鋼板は、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に備える。
板厚方向に伝播する疲労亀裂は、鋼板表面近傍の応力集中部、たとえば表面に取り付けられた部材等の溶接部から発生するが、当該部位、特に鋼板表面から２ｍｍ迄の部位においては、部材等の取り付けのための溶接熱により付与された集合組織が消失してしまう。
一方、板厚中央部まで進展した疲労亀裂は、亀裂が大きくなっており、亀裂先端の応力拡大係数が大きく、繰返し荷重１サイクル当たりの疲労亀裂進展量が大きくなり、（１１０）集合組織の存在による疲労亀裂伝播速度の低減効果がほとんど得られない。
従って、上記集合組織を、少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に形成する。但し、鋼板全体を（１１０）集合組織としても本発明の作用効果は損なわれず、本発明に係る厚鋼板は板厚方向全体を上記集合組織とすることを妨げるものではない。
体心立方（ｂｃｃ）構造鋼板では、（１００）面は劈開面であり、板面に平行な（１００）面の存在は、板厚方向の靭性を低下させ、（１００）面が板面に平行に発達すると、（１１０）集合組織の形成を阻害するので、少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比を１．１以下、好ましくは可能な限り低減する。なお、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比とは、ランダムな方位を有する鋼板における板面に平行な（１００）面からのＸ線強度を基準とし、それに対する、板面に平行に存在する（１００）面からのＸ線強度の比をいう。板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下とは、ランダムな方位を有する鋼板に比して、板面に平行な（１００）面の集積が１．１倍以下であり、（１００）集合組織をほとんど形成していないことを意味する。
［板厚方向圧縮残留応力］
板厚方向の圧縮残留応力は、板厚方向の靭性低下抑制および板厚方向の疲労亀裂伝播速度低減に有効であるが、１６０ＭＰａ未満では、前述した、優れた耐疲労特性が得られないため、１６０ＭＰａ以上とする。板厚方向圧縮残留応力の平均値は、Ｘ線測定により板厚方向（亀裂伝播方向）の残留応力を板厚方向に４ｍｍピッチで測定し、その圧縮側の値（マイナス側の値）の平均値の絶対値とした。
板厚方向の圧縮残留応力は、板厚方向の靭性低下抑制および板厚方向の疲労亀裂伝播速度低減に有効であるが、１６０ＭＰａ未満では、前述した、優れた耐疲労特性が得られないため、１６０ＭＰａ以上とする。板厚方向圧縮残留応力の平均値は、Ｘ線測定により板厚方向（亀裂伝播方向）の残留応力を板厚方向に４ｍｍピッチで測定し、その圧縮側の値（マイナス側の値）の平均値の絶対値とした。
本発明に係る厚鋼板に溶接鋼構造物用としての強度と靭性（引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：２００Ｊ以上）を兼備させるための、好ましい、成分組成と製造条件は以下の様である。
［成分組成］ 説明において％は質量％とする。
［成分組成］ 説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．０３％以上含有することが好ましいが、０．１５％を超えて含有すると、溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１５％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．０３％以上含有することが好ましいが、０．１５％を超えて含有すると、溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１５％の範囲に限定することが好ましい。
Ｓｉ：０．６０％以下
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％以上含有することが望ましい。一方、０．６０％を超える含有は、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｓｉは０．６０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．５０％以下である。
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％以上含有することが望ましい。一方、０．６０％を超える含有は、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｓｉは０．６０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．８０〜１．８０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．８０％以上含有することが好ましいが、１．８０％を超えて含有すると、母材靭性の低下が懸念される。このため、Ｍｎは０．８０〜１．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．９〜１．６０％である。
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．８０％以上含有することが好ましいが、１．８０％を超えて含有すると、母材靭性の低下が懸念される。このため、Ｍｎは０．８０〜１．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．９〜１．６０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％のうちから選ばれた１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化を介して強度を増加させるとともに、加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し鋼板組織の微細化に寄与する元素であり、本発明では１種または２種を含有する。
Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化を介して強度を増加させるとともに、加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し鋼板組織の微細化に寄与する元素であり、本発明では１種または２種を含有する。
Ｔｉは、炭化物、窒化物を形成し、鋼板製造時のオーステナイト粒の微細化に寄与するとともに、溶接熱影響部の結晶粒粗大化を抑制し、溶接熱影響部靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０５０％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５〜０．０２％である。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出強化を介して強度を増加させ、さらに組織を微細化するとともに、オーステナイトの再結晶を抑制し、所望の組織を形成するための圧延による効果を促進する作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．１％を超える含有は、組織が針状化し靭性が低下する傾向となる。このため、Ｎｂは０．００１〜０．１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２〜０．０５％である。
更に特性を向上させる場合、上記基本成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂは、鋼の強度および靭性を向上させる元素で、所望する特性に応じて１種または２種以上を含有する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂは、鋼の強度および靭性を向上させる元素で、所望する特性に応じて１種または２種以上を含有する。
Ｃｕは、主として析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましいが、２．０％を超える含有は、析出強化が過多となり、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｃｕは２．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｎｉは、鋼の強度を増加するとともに、靭性向上にも寄与する。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延時の割れを防止するために有効に作用する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましい。しかし、２．０％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、Ｎｉは高価な元素であり多量の含有は材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｎｉは２．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上である。
Ｃｒは、パーライト量を増加させ、鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．６％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．６％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．２％である。
Ｍｏは、鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．６％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｍｏは０．６％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．０８％である。
Ｖは、固溶強化、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましいが、０．２％を超える含有は、母材靭性および溶接性を顕著に低下させる。このため、Ｖは０．２％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．１％である。
Ｗは、鋼の強度増加、とくに高温の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．１％以上含有することが望ましいが、０．５％を超える多量の含有は、溶接部の靭性を低下させる。また、高価なＷの多量含有は材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｗは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２〜０．４％である。
Ｚｒは、鋼の強度増加に寄与するとともに、亜鉛めっき処理材における耐めっき割れ性を向上させる。このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが望ましいが、０．５％を超える含有は、溶接部靭性を低下させる。このため、含有する場合には、０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．１％である。
Ｂは、焼入れ性の向上を介し鋼の強度増加に寄与するとともに、圧延中にＢＮとして析出し、圧延後のフェライト粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１０％以上含有することが望ましいが、０．００５０％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、含有する場合には、Ｂは０．００５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００１０〜０．００３５％である。
Ａｌ：０．１％以下
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し、このような効果を得るためには、０．０１５％以上含有することが望ましいが、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、含有する場合には、Ａｌは０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０８％以下である。
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し、このような効果を得るためには、０．０１５％以上含有することが望ましいが、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、含有する場合には、Ａｌは０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０８％以下である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物で、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｎ：０．０１２％以下が許容できる。
［製造条件］
スラブ等の鋼素材の製造方法は、とくに限定しない。上記組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法で、スラブ等の鋼素材とし、９００〜１３５０℃の温度に加熱する。
スラブ等の鋼素材の製造方法は、とくに限定しない。上記組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法で、スラブ等の鋼素材とし、９００〜１３５０℃の温度に加熱する。
加熱温度が９００℃未満では、所望の熱間圧延が困難となる。一方、１３５０℃を超える加熱温度では、表面酸化が顕著となり、また、結晶粒の粗大化が顕著となる。このため、鋼素材の加熱温度は、９００〜１３５０℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、靭性向上の観点から、１１５０℃以下である。
加熱された鋼素材に、熱間圧延を施す。熱間圧延は第一の圧延と、第二の圧延を備え、第一の圧延は、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域（上記成分組成の場合、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域は、表面温度で１０００〜８５０℃）で累積圧下率１０％以上とする。オーステナイト粒が少なくとも部分的に再結晶するため、鋼板組織を微細かつ均一にすることができる。なお、少なくともオーステナイト粒が部分的に再結晶するためには、累積圧下率：１０％以上とすることが好ましい。圧延温度域が、オーステナイト未再結晶温度域では、結晶粒の均一化が期待できなくなる。なお、累積圧下率の上限は、第二の圧延の圧下率確保の観点から３０％とすることが好ましい。
上記した第一の圧延後、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が、二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満かつ累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６００℃以上の第二の圧延を施す。
第二の圧延において、各パスの平均圧下率は、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に剪断歪を導入し、累積圧下率５０％以上とし、圧延終了温度：６００℃以上とした場合に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上の（１１０）集合組織を形成するため、３．５％未満とする。
累積圧下率が５０％未満では、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上とすることができない。
累積圧下率が５０％未満では、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上とすることができない。
なお、上記組成範囲の場合、表面温度が９００〜６００℃の温度域で鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が略二相組織となる。圧延終了温度は表面温度で６００℃以上、の温度域の温度とする。
圧延終了温度が、表面温度で６００℃未満では、フェライトに過度の加工歪が導入され靭性が低下するため、６００℃以上、好ましくは８５０〜６００℃とする。
上記製造方法による厚鋼板は、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲で板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下となり、板厚方向の靭性劣化が抑制される。
熱間圧延では、板厚５０ｍｍ以上の鋼板とする。板厚が５０ｍｍ未満では、熱間圧延時に、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、（１１０）集合組織の発達に有効な剪断歪を導入することが困難となる。更に、板厚が５０ｍｍ未満では、板厚方向圧縮残留応力の導入により鋼板座屈性能の低下が懸念される。以上より、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板とする。また、熱間圧延は第一の圧延と第二の圧延の他に、これら圧延の作用効果を損なわない範囲で圧延を施しても良い。
第二の圧延後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却する。す。冷却速度１℃／ｓ未満で冷却停止温度が４００℃を超えると、板厚方向圧縮残留応力の平均値を１６０ＭＰａ以上とすることが困難なため、１℃／ｓ以上、４００℃以下とする。なお、より好ましくは、５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以下まで冷却する。
表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚５０〜８０ｍｍの厚鋼板とした。これら厚鋼板について、組織観察、引張試験、靭性試験、疲労亀裂伝播試験を実施した。表２に熱間圧延条件に併せてこれらの試験結果を示す。
（１）組織観察
得られた厚鋼板の板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表）から、板面に平行に組織観察用試験片（大きさ：厚さ１．５ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ３０ｍｍ）を採取し、Ｘ線回折法により、板面に平行な（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度を求めた。得られたＸ線強度と、ランダム試験片の（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度との比を、それぞれ、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比とした。
（２）残留応力測定
得られた厚鋼板から、Ｘ線残留応力測定用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取し、測定面［１２．５ｍｍ×３００ｍｍの面］［圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］に電解研磨を施した後、板厚方向に４ｍｍピッチでＸ線により板厚方向残留応力を測定した。測定された残留応力の内、圧縮側（マイナス側）の値を平均し、その絶対値を、板厚方向圧縮残留応力の平均値とした。
得られた厚鋼板の板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表）から、板面に平行に組織観察用試験片（大きさ：厚さ１．５ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ３０ｍｍ）を採取し、Ｘ線回折法により、板面に平行な（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度を求めた。得られたＸ線強度と、ランダム試験片の（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度との比を、それぞれ、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比とした。
（２）残留応力測定
得られた厚鋼板から、Ｘ線残留応力測定用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取し、測定面［１２．５ｍｍ×３００ｍｍの面］［圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］に電解研磨を施した後、板厚方向に４ｍｍピッチでＸ線により板厚方向残留応力を測定した。測定された残留応力の内、圧縮側（マイナス側）の値を平均し、その絶対値を、板厚方向圧縮残留応力の平均値とした。
（３）引張試験
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、ＪＩＳ ４号引張試験片（平行部径：１４ｍｍ）を採取した。試験片の採取位置は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表）とした。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）に準拠して行い、ＹＳ：降伏強さσＹＳまたは０．２％耐力σ０．２、ＴＳ：引張強さσＴＳ、伸びＥｌ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 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、ＪＩＳ ４号引張試験片（平行部径：１４ｍｍ）を採取した。試験片の採取位置は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表）とした。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）に準拠して行い、ＹＳ：降伏強さσＹＳまたは０．２％耐力σ０．２、ＴＳ：引張強さσＴＳ、伸びＥｌを求め、静的引張時の引張特性を評価した。
（４）靭性試験
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となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーを求め、靭性を評価した。なお、Ｖノッチ試験片は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表とする）から採取した。
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となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーを求め、靭性を評価した。なお、Ｖノッチ試験片は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表とする）から採取した。
（５）疲労試験
得られた厚鋼板から、疲労亀裂の伝播方向が板厚方向となるように、疲労試験用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００〜３５０ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取した。試験片は、前図１に示す寸法形状の切欠き付き３点曲げ疲労試験片であり、疲労試験時の曲げスパンを板厚の４倍とするため、板厚が５０〜６５ｍｍの場合、圧延方向寸法を３００ｍｍ、板厚が８０ｍｍの場合、圧延方向寸法を３５０ｍｍとした。疲労試験は、応力範囲が３４０ＭＰａ、応力比Ｒ（＝最小荷重／最大荷重）が０．１となる条件で疲労試験を実施して、板厚方向の疲労特性（疲労寿命）を求めた。
得られた厚鋼板から、疲労亀裂の伝播方向が板厚方向となるように、疲労試験用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００〜３５０ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取した。試験片は、前図１に示す寸法形状の切欠き付き３点曲げ疲労試験片であり、疲労試験時の曲げスパンを板厚の４倍とするため、板厚が５０〜６５ｍｍの場合、圧延方向寸法を３００ｍｍ、板厚が８０ｍｍの場合、圧延方向寸法を３５０ｍｍとした。疲労試験は、応力範囲が３４０ＭＰａ、応力比Ｒ（＝最小荷重／最大荷重）が０．１となる条件で疲労試験を実施して、板厚方向の疲労特性（疲労寿命）を求めた。
得られた疲労寿命が２００万回以上である場合を「板厚方向の耐疲労特性に優れる」として○と、それ以外の場合を×とし評価した。なお、試験片の切欠き（ノッチ）は幅０．１ｍｍの機械加工ノッチである。
本発明例（Ｎｏ．４、７、９、１１、１４、１７）はいずれも、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ〜板厚の３／１０位置の範囲の代表）で、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上、板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上、かつ板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下となっており、板厚方向の靭性の低下もなく、板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例（Ｎｏ．１、２、３、５、６、８、１０、１２、１３、１５、１６）は、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０未満もしくは板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ未満となっており、板厚方向の耐疲労特性が劣る。
Claims (6)
- 少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、且つ板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上であることを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
- 前記集合組織における、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下であることを特徴とする請求項１に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％を含み、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１または２に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５０％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３に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項３または４に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
- 請求項３乃至５のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を加熱し熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延が、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、前記厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有し、鋼板表面温度で６００℃以上で熱間圧延終了後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却することを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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| JP2012066667A Active JP5906868B2 (ja) | 2011-03-28 | 2012-03-23 | 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
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| JP (1) | JP5906868B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101767771B1 (ko) * | 2015-12-22 | 2017-08-14 | 주식회사 포스코 | 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 그 제조방법 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001226739A (ja) * | 2000-02-10 | 2001-08-21 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 |
| JP2007056348A (ja) * | 2005-08-26 | 2007-03-08 | Nippon Steel Corp | 線状加熱による曲げ加工が容易な鋼板及びその製造方法 |
| JP2009263777A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 高張力鋼およびその製造方法 |
| JP2010084170A (ja) * | 2008-09-30 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法。 |
| JP2010159473A (ja) * | 2009-01-09 | 2010-07-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2010236047A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2010242211A (ja) * | 2009-03-17 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
-
2012
- 2012-03-23 JP JP2012066667A patent/JP5906868B2/ja active Active
Patent Citations (7)
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| JP2009263777A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 高張力鋼およびその製造方法 |
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| JP5906868B2 (ja) | 2016-04-20 |
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