JP3589156B2

JP3589156B2 - 破壊靱性に優れた高強度鋼材

Info

Publication number: JP3589156B2
Application number: JP2000175806A
Authority: JP
Inventors: 純古川
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-06-12
Filing date: 2000-06-12
Publication date: 2004-11-17
Anticipated expiration: 2020-06-12
Also published as: JP2001355037A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、破壊靱性に優れた高強度鋼材とその製造方法に関する。さらに詳述すれば、本発明は、例えば大型産業機械用、造船用、海洋構造物用、橋梁用鋼材などの溶接構造物用鋼材として適する、破壊靱性に優れた高強度鋼材とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、経済性および安全性等の観点から、大型産業機械、溶接鋼管、海洋構造物、橋梁等の溶接構造物における高強度化が益々進むと共に、これらの分野で使用される鋼材に対する要求特性は高まる一方である。これらの鋼材には破壊靱性試験としてＢＳ７４４８やＡＳＴＭＥ１２９０に規定される試験によるＣＴＯＤ特性を要求されることがあり、ＣＴＯＤ特性の向上と安定化は構造物の安全性向上に大きく寄与するものである。
【０００３】
ここに、「ＣＴＯＤ特性」は、ＣＴＯＤ（ＣｒａｃｋＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇＤｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ、き裂先端開口変位）に対する抵抗性を示す指標であり、具体的には、疲労き裂を与えた試験片を指定温度で３点曲げを行い、き裂先端の開口変位をクリップゲージ等で測定し、破壊が発生する限界値を限界ＣＴＯＤ値として、ＣＴＯＤ特性を評価する。
【０００４】
従来より、鋼材のＣＴＯＤ特性を向上させるには、低Ｃ化が有効であることが知られており、低Ｃ化による強度低下を補うため、種々の合金元素添加やプロセス面からの高強度化が図られている。例えば、ＡＳＴＭＡ７１０や米国特許第３，６９２，５１４号ではＣｕの析出強化を利用した鋼材が開示されている。これらの鋼材は溶接性に優れていることが特徴であるが、低温での充分な破壊靱性を有しているとは言い難い。
【０００５】
低温靱性を改善する技術としては、日本特許第２，６１１，５６５号あるいは同第２，６９０，５７８号に、通常の熱間圧延後に冷間あるいは温間で圧下を加える方法が開示されている。しかしながらこれらの技術は、通常、熱間圧延を行う厚板用ミルにおいて冷間あるいは温間の圧下を加えるもので、設備負荷が大きく、広く一般に適用可能な技術とは言い難い。また、ＣＴＯＤ試験においては数度の繰り返し試験で個々の限界ＣＴＯＤ値で著しく低い値（低限界ＣＴＯＤ値）を示すことがあり、このような低限界ＣＴＯＤ値の発生を抑え、安定的に良好な特性を得るために、より低Ｃ化や高価な合金元素の添加を余儀なくされている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ここに、本発明の課題は、安価かつ簡便な手段でもって実現できる破壊靱性に優れた高強度鋼材とその製造方法を提供することである。
【０００７】
より具体的には、本発明の課題は、降伏強度５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度６２０Ｎ／ｍｍ^２以上を満足する、安価かつ簡便な手段でもって実現できる破壊靱性に優れた高強度鋼材とその製造方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題を解決するため種々検討を重ねた結果、微量元素をコントロールすることにより溶接性と安定した破壊靱性を具備した高強度鋼材を提供できることを知り、本発明を完成した。
【０００９】
すなわち、本発明者は、種々の検討を重ねた結果、ＣＴＯＤ試験において著しく低い限界ＣＴＯＰ値を示す原因として微量元素であるＳｅに起因する硬くて脆い介在物の存在を見い出し、これを抑制することにより、低限界ＣＴＯＤ値の発生を抑え、より低コストで安定的なＣＴＯＤ特性が得られることを知見した。
【００１０】
ここに、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
(1) 質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Mn：0.50〜2.5 ％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.01％以下、Cu：0.50〜2.0 ％、Ni：０〜４％、Nb：0.05％以下、
Ti：0.05％以下、Se：0.005 ％以下、およびAl：0.1 ％以下
を含有する鋼組成を有する、− 40 ℃での限界 CTOD 値 0.80mm 以上を示す、破壊靱性に優れた高強度鋼材。
(2) 前記(1) に記載された鋼組成を有する鋼片を950 〜1250℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、放冷し、次いで450 〜680 ℃に再加熱した後、空冷することを特徴とする破壊靱性に優れた高強度鋼材の製造方法。
(3) 前記(1) に記載された鋼組成を有する鋼片を950 〜1250℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、１〜50℃/secの冷却速度で580 ℃以下の温度域まで冷却し、次いで450〜680 ℃に再加熱した後、空冷することを特徴とする破壊靱性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明の実施形態を説明するが、以降の説明では、「鋼材」が「鋼板」である場合を例にとる。なお、本明細書において鋼組成を規定する「％」は、「質量％」である。
【００１２】
本発明における鋼材の鋼組成を限定する理由を説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、強度上昇に寄与する元素ではあるが、０．０２％未満では強度を確保することは困難であり、一方、０．１０％を超えて多量に含有すると、目的とする製品の溶接性および破壊靱性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１０％以下と限定する。経済性やより高い性能を求める意味から望ましいＣ含有量は０．０３％以上０．０８％以下である。
【００１３】
Ｍｎ：０．５０〜２．５％
Ｍｎは、鋼の強度および靱性を確保するために必要な元素ではあるが、０．５０％未満ではこのような効果は少なく、一方、２．５％を超えて多量に添加すると溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜２．５％以下に限定する。経済性やより高い性能を求める意味から、望ましいＭｎ含有量は０．６０％以上１．８％以下である。
【００１４】
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下
Ｐ、Ｓは、ともに鋼の凝固時に偏析を起こし易い元素であり、この偏析により、溶接部を脆化させて靱性を低下させる。このため、Ｐ、Ｓともに含有量を低減することが望ましいが、それらの元素の著しい低減には相応の処理コストを要する。そこで、本発明では、Ｐ含有量を０．０２５％以下と限定する。一方、Ｓは、Ａ系介在物であるＭｎＳとなって鋼中に析出し、圧延時に延伸されて靱性を低下させる。そこで、本発明では、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００１５】
Ｃｕ：０．５０〜２．０％
Ｃｕは本発明の特徴とする元素で、圧延冷却後のＣｕ析出処理による強化作用、つまり析出強化を活用することにより、低Ｃ化を実現し、溶接性と低温靱性ひいては破壊靱性の向上をもたらす。析出強化を有効に得るために下限を０．５０％と限定する。しかし過度の添加は逆に靱性の低下をもたらすと共に、鋼の熱間圧延中のＣｕクラックの発生やＨＡＺの粒界割れを助長するという悪影響が顕著になる。このため、上限を２．０％と限定する。経済性やより高い性能を求める意味から望ましいＣｕ含有量は０．７％以上１．８％以下である。
【００１６】
Ｎｉ：４％以下
Ｎｉは、所望添加元素であり、Ｃｕとほぼ同様に、溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすこともなく、母材の強度、靱性を向上させるが、４％超の添加では構造用鋼材として極めて高価になるため経済性を失うので、添加する場合、Ｎｉ含有量は４％以下と限定する。経済性を求める意味から望ましいＮｉ含有量は２％以下、つまり０〜２％である。ここに本発明においてＮｉは任意添加成分であるという趣旨でＮｉ：０〜４％と記述する。
【００１７】
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、析出強化と細粒化による靱性向上に有効な元素であるが、０．０５％を超えると溶接部の靱性が劣化する。そこでＮｂ添加量は、０．０５％以下と限定する。経済性やより高い性能を求める意味から望ましいＮｂ含有量は０．０３％以下である。
【００１８】
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、オーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、０．０５％を超えると靱性が劣化する。そこでＴｉ添加量は、０．０５％以下と限定する。経済性やより高性能を求める意味から望ましいＴｉ含有量は０．０３％以下である。
【００１９】
Ｓｅ：０．００５％以下
Ｓｅは、その添加により鋼の切削性を向上させるのに有効な元素であるが、硬くて脆い介在物を形成し破壊靱性の低下をもたらす。本発明の意図する鋼材では切削性向上を積極的に求める必要はなく、Ｓｅの意図的な添加を行わないが、製鋼時に使用する鉱石類やスクラップから微量汚染され、破壊靱性の深刻な劣化をもたらす場合がある。そのためＳｅ含有量を０．００５％以下と限定する。より高い性能を求める意味からＳｅ含有量は少なければ少ないほど望ましい。
【００２０】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸およびオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、脱酸作用についてはＳｉやＭｎによって、オーステナイト粒粗大化防止作用についてはＮｂやＴｉと云った微量元素添加によって代替可能であり、むしろＡｌの多量添加では鋼中の清浄度を劣化させる懸念がある。よってＡｌ含有量は、０．１％以下と限定する。経済性やより高い性能を求める意味から望ましいＡｌ含有量は０．０６％以下である。
【００２１】
その他の元素
本発明において以上のように限定した元素以外で、鋼の製造において一般に添加される元素、例えばＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ等については、本発明の効果を阻害しない範囲で添加することは制限されない。換言すれば、経済的に許容可能な添加量であれば本発明の効果を助長こそすれ阻害しないため、その添加量に制限を設けない。
【００２２】
熱間圧延
本発明では、上述のような鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、熱間圧延を行う。加熱温度が９５０ ℃未満の場合はＮｂが充分にマトリックスに固溶しないため、引き続いて行われる熱間圧延においてオーステナイトの再結晶化を抑制することができず、組織の微細化が不充分となり、充分な靱性が得られない。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると連続鋳造鋳片の場合オーステナイト結晶粒がさらに粗大化し、板厚中心部だけでなく母材全体の靱性が低下する。
【００２３】
そこで、本発明では、連続鋳造鋳片の加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。熱間圧延の条件は、通常の鋼材製造における条件でよい。
冷却
熱間圧延を終了した後に、放冷しまたは必要に応じて１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０ ℃以下の温度域まで冷却する。ここで言う「必要に応じて」とは、目標とする鋼材の板厚と低温靱性確保の両面から決定するものであり。例えばより低温での高靱性を必要とする場合、または厚肉鋼材で放冷時の冷却速度が遅い場合は、加速冷却を実施することが効果的であることを意味する。この場合、圧延終了温度に応じた冷却開始温度が選択される。
【００２４】
この冷却における平均の冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、粗大な炭化物を伴うベイナイト組織等が生成し易いので、特に鋼板の中心部の充分な降伏強さを確保することができない。一方、冷却速度が５０℃／ｓｅｃを超えると、鋼板の表層部近傍で焼きが入り易いために表層の靱性が低下することがある。そこで本発明では、５８０ ℃以下の温度域までの平均冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下と限定する。この冷却における冷却停止温度が５８０ ℃を超えると、鋼板の中心部のみならず表層部においても、マルテンサイトあるいは下部ベイナイト等の生成が不充分であるので強度を確保することができない。そこで、本発明の上記態様では、冷却停止温度は５８０ ℃以下とする。
【００２５】
単に放冷する場合にあっても放冷、つまり冷却停止条件は５８０ ℃以下とする。
熱処理
放冷しあるいは加速冷却した鋼を４５０〜６８０ ℃に再加熱した後、空冷処理を実施する。これは、Ｃｕの析出強化を効率的かつ安定的に発揮させるためであり、目的とする強度・低温靱性に応じ、４５０〜６８０ ℃の温度範囲で実施する。
【００２６】
ここで、下限を４５０ ℃と限定するのは、これより低温では熱処理中にＣｕの析出が充分に完了せず、その後構造物等に加工される際の溶接熱によって継ぎ手近傍で母材の特性が著しく変化することが懸念される。また上限を６８０ ℃と限定するのは、それより高温では、過時効により充分な強度が確保できなくなるためである。
【００２７】
かくして、本発明によれば、溶接構造物用鋼材、例えば大型産業機械用、造船用、海洋構造物用、さらには橋梁用等の構造材として用いることができる破壊靱性に優れた高強度鋼材が得られる。しかも、その製造に際しては、有害成分であるＳｅ含有量を制限することで、また熱間圧延に際しての熱処理条件を規定するという簡便な手段でもってそのような優れた鋼特性を得ることができるのであり、その着想のユニークさはもちろん、実用上の意義は大きく、本発明はこの種の鋼材の開発に大きな貢献を果たすことが期待される。
【００２８】
次に、本発明を実施例を参照しながら、より具体的に説明する。
【００２９】
【実施例】
本実施例における目標性能は、海洋構造物用のＹＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２級の鋼とし、破壊靱性の目標値は限界ＣＴＯＤ値で０．８０ｍｍ以上である。
【００３０】
ＣＴＯＤ試験の方法はＢＳ７４４８に準拠して行った。
表１に示す鋼組成・製造条件を有する鋼板を熱間圧延により３７種製造した。
得られた鋼板から試験片を切り出し、ＹＳ、ＴＳ、限界ＣＴＯＤ値を測定した。
【００３１】
結果を表１にまとめて示す。
表１において実施例Ｎｏ．１〜２３は本発明の実施例であり、Ｎｏ．２４〜３９は比較例である。実施例Ｎｏ．１〜２３はいずれもＹＳ≧５５０Ｎ／ｍｍ^２、ＴＳ≧６２０Ｎ／ｍｍ^２、限界ＣＴＯＤ値≧０．８０ｍｍを有しており、破壊靱性に優れた高強度鋼材である。
【００３２】
一方、比較例であるＮｏ．２４〜３９は製造方法が本発明範囲外の例である。Ｎｏ．２４〜２５は加熱温度が発明範囲外であり、強度あるいは破壊靱性が目標を達成しなかった。Ｎｏ．２６〜２７は冷却温度域あるいは冷却速度が発明範囲外であり、ＹＳ、ＴＳあるいは破壊靱性が目標を達成しなかった。Ｎｏ．２８〜３７は化学組成が本発明範囲外の例であり、ＹＳ、ＴＳあるいは破壊靱性が目標を達成しなかった。Ｎｏ．３８〜３９は熱処理温度が本発明範囲外の例であり、ＹＳ、ＴＳあるいは破壊靱性が目標を達成しなかった。
【００３３】
【表１】

【００３４】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により破壊靱性に優れた高強度鋼材を提供することが可能となった。かかる効果を有する本発明の実用上の意義は大きい。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.02〜0.10％、Mn：0.50〜2.5 ％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.01％以下、Cu：0.50〜2.0 ％、Ni：０〜４％、Nb：0.05％以下、
Ti：0.05％以下、Se：0.005 ％以下、およびAl：0.1 ％以下
を含有する鋼組成を有する、− 40 ℃での限界 CTOD 値 0.80mm 以上を示す、破壊靱性に優れた高強度鋼材。
請求項１に記載された鋼組成を有する鋼片を950 〜1250℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、放冷し、次いで450 〜680 ℃に再加熱した後、空冷することを特徴とする破壊靱性に優れた高強度鋼材の製造方法。
請求項１に記載された鋼組成を有する鋼片を950 〜1250℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、１〜50℃/secの冷却速度で580 ℃以下の温度域まで冷却し、次いで450 〜680 ℃に再加熱した後、空冷することを特徴とする破壊靱性に優れた高強度鋼材の製造方法。