JP4334738B2 - 高強度高靭性鋳鋼 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造物、特に橋梁やまたは車両部品などの構造部材に使用する強度、靭性及び溶接性に優れた鋳鋼に関するものである。
【０００２】
【従来技術】
近年、多様化されかつデザイン性が重要視されてきた建築構造部材、また過酷な条件下で使用される特殊車両部品などに使用される高強度かつ靭性にすぐれた鋳鋼品の需要は高まりつつある。鋳鋼品の従来の規格はＪＩＳＧ ５１１１（低合金鋳鋼品）に規定されているが、これらの鋳鋼品は引張り強度が約８００Ｍｐａ以下であり、鍛造品と比較し強度及び靭性が低く、上記新しい需要を満たすことが難しい現状である。
【０００３】
高強度と高靭性を有する鋳鋼として、例えば特開平８−１７６７２８号公報には低合金鋳鋼にＣａを添加し、窒化物を析出させ組織を微細化することで高靭性を得ている。また、特開昭５４−１０７４１６号公報には高靭化を得るために再加熱後、焼きならし焼き戻し処理を１回以上行う熱処理を行ない、微細な炭化物を析出させ，所望の特性を得ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これら鋳鋼品は目的の特性を得るために特殊元素の添加や複雑な熱処理を必要とする。また鋳鋼品は各部位により冷却速度が異なるため結晶組織にばらつきを生じ、強度の均一性を出すのが困難であった。そこで、本発明は望ましくは、引張り強度が８００Ｍｐａ以上、靭性が２０℃でのシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上を有し、結晶組織としてベイナイトが均一に析出しており、強度等の特性のばらつきが少なく、更に望ましくは良好な溶接性を持つ鋳鋼を目的とする。
【０００５】
【課題を解決する手段】
上記課題を解決し目的を達成するために、下記の発明をするに到った。発明の第１の態様は、下記の成分組成（質量％）を有することを特徴とする高強度高靭性鋳鋼である。Ｃ ：０．０７〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、 Ｐ ：０．００３％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ｎｉ：３．５〜５．０％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、 Ｍｏ：０．３〜０．６％、 Ｖ ：０．１〜０．２％、 Ａｌ： ０．２％以下、を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【０００６】
発明の第２の態様は、更に、前記成分組成が下式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．５％以下であることを特徴とする高強度高靭性鋳鋼である。
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
【０００７】
発明の第３の態様は、前記鋳鋼は、鋳造後空冷又は炉冷されたもの、又は鋳造後焼準されたもの、又は鋳造後焼準し焼戻ししたもののいずれかであることを特徴とする高強度高靭性鋳鋼である。
【０００８】
発明の第４の態様は、前記鋳鋼の結晶組織は、ベイナイト組織が面積率として８０％以上であることを特徴とする高強度高靭性鋳鋼である。
【０００９】
発明の第５の態様は、前記鋳鋼の引張強さ≧８００ＭＰａで、２０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧１００Ｊを満足する高強度高靭性鋳鋼である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは肉厚５０ｍｍの鋳鋼の鋳造後に焼準熱処理を行い、その後空冷から炉冷の冷却速度において結晶組織が主にベイナイト変態が生じる成分系を見出した。この冷却速度は９００℃〜５００℃までの冷却速度が約０．０２〜１０℃／ｓｅｃの範囲に相当する。また適切な合金を添加することで高い強度と靭性を併せ持ち、溶接性も良好な成分系をも見出した。
【００１１】
これら知見により、冷却速度の変化による結晶組織の不均一さを低減し、各部位による機械的性質の差を少なくした成分系を用いることで、高強度且つ高靭性の鋳鋼を得ることが可能となる。ここで目的とする強度と靭性は、それぞれ引張強さ≧８００ＭＰａ、２０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧１００Ｊである。
【００１２】
本発明鋼の基本成分組成（質量％）範囲の限定理由について述べる。Ｃ：０．０７〜０．１２％Ｃは母材の強度を向上させる有効な成分として添加するものであるが、０．０７％未満ではその効果が薄く、また０．１２％を超えると溶接性に悪影響を及ぼす。従ってＣ添加量は０．０７〜０．１２％と定めた。
【００１３】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは鋳造性および強度の向上に必要である。０．１％未満では溶鋼の流動性が低下し鋳造時に悪影響を及ぼす。またＳｉはフェライト生成元素であり，冷却速度が遅くなると組織中にフェライトを析出させ強度を低下させるため上限値を０．５％とした。従ってＳｉ添加量は０．１〜０．５％と定めた。
【００１４】
Ｍｎ：０．６〜１．０％
Ｍｎは母材の強度向上に必要な元素である。０．６％未満ではその効果が薄く、１．０％を超えると強度の向上に寄与するよりも炭素当量の増加による悪影響を及ぼす。従ってＭｎ添加量は０．６〜１．０％と定めた。
【００１５】
Ｎｉ：３．５〜５．０％
Ｎｉは本発明において重要な元素である。Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、ＣＣＴ図上でフェライト変態域を長時間側へ移動させ、ベイナイト変態域を広い範囲で存在させる。よって質量効果による鋳物の不均質な組織変態を抑制し、機械的性質の信頼性を高める効果がある。本発明鋼においては他の成分によるフェライト変態域拡大との関係から、Ｎｉ添加量を３．５〜５．０％の範囲と定めた。また、ベイナイト組織をより均一に析出させるためにはＮｉ添加量を４．０〜４．５％とすることがより望ましい。
【００１６】
Ｃｒ：０．２〜０．５％
Ｃｒは母材の強度向上に有効な元素である。０．２％未満ではその効果が薄く、０．５％を超えるとＣＣＴ図上のフェライト変態域を拡大する。従ってＣｒ添加量は０．２〜０．５％の範囲と定めた。
【００１７】
Ｍｏ：０３〜０．６％
Ｍｏは母材の強度向上に有効な元素である。０．３％未満ではその効果が薄く、０．６％を超えるとＣＣＴ図上のフェライト変態域を拡大する。従ってＭｏ添加量は０．３〜０．６％の範囲と定めた。
【００１８】
Ｖ：０．１〜０．２％
Ｖは結晶粒の微細化に効果があることから、母材の強度向上に必要な元素である。０．１％未満ではその効果が薄く、０．２％を超えると靭性に悪影響を及ぼす。従ってＶ添加量は０．１〜０．２％の範囲と定めた。
【００１９】
Ｐ：０．００３％以下、Ｓ：０．００６％以下
ＰおよびＳは母材の靭性に大きな影響を及ぼす元素である。Ｐが０．００３％を超えるか、またはＳが０．００６％を超えて含有されると母材の靭性を著しく低下させる。従ってＰの含有量を０．００３％以下、およびＳの含有量を０．００６％以下と定めた。
【００２０】
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸効果と結晶組織の細粒化効果があるので、少なくとも０．００１以上は必要であるが、多すぎると細粒化効果が飽和するため０．２％以下とする。
【００２１】
Ａｌ量と関係があるＮ（窒素）量は、通常の範囲（約０．０１％）であるならば問題はないので、特に規定をしない。しかし、窒素はＡｌと反応してＡｌＮを析出して、細粒化効果があるが、多すぎると靭性も低下すると共に、鋳造した際に気泡が発生し、鋳造欠陥となるので、０．０３％以下が望ましい。
【００２２】
下式による炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４≦０．５％とする。
炭素当量は溶接性を評価する値である。炭素当量が０．５％を超えると溶接熱影響部の硬さが増加し低温割れの発生や溶接部の延性低下などに影響を及ぼす。従って、炭素当量は０．５％以下と定めた。従って、溶接を適用しない鋳鋼品の場合にはこの条件は適用する必要がない。
【００２３】
上記成分組成を有する本発明における合金の残部は、実質的に鉄であるが、不可避不純物や、本発明の効果を損なわない範囲の微量添加元素、例えばＴｉ、Ｎｂ等は許容される。本発明合金の鋳造条件は特に限定される物ではなく、砂型鋳造、金型鋳造、精密鋳造等を適用できる。
【００２４】
本発明では、望ましい金属組織は、ベイナイト組織が面積率として８０％以上観察できる場合である。この金属組織は、鋳造後空冷又は炉冷するか、又は鋳造後焼準することにより、又は鋳造後焼準し焼戻ししても得ることができる。
【００２５】
【実施例】
本発明の実施例について述べる。図１として示す表１の成分組成の鋼約５０ｋｇを高周波誘導炉で大気溶解し、Ｗ１００×Ｌ２２０×Ｈ１５０ｍｍの鋳物を鋳造した。これら鋳鋼は９００℃で２時間保持（焼準）した後、大気中にて空冷し、冷却終了後に６００℃で焼戻し処理を行なった。ここでの空冷とは９００℃〜５００℃までの冷却速度が約１．５℃／ｓｅｃである。
【００２６】
この鋳鋼から引張試験用としてＪＩＳ―Ｚ２２０１に規定する４号試験片、シャルピー衝撃試験片としてＪＩＳ―Ｚ２２０２に規定するＶノッチ試験片を作成した。試験温度は２０℃で行なった。
【００２７】
図１の表１に本発明鋳鋼の例および比較鋳鋼の成分成分を、図２として示す表２に機械試験特性を示す。表に示されるＮｏ．１〜５は本発明鋳鋼であり、いずれも良好な強度と靭性を併せ持つ鋳鋼となっている。
一方比較材であるＮｏ．６〜１７で示される鋳鋼は成分成分又は炭素当量が本発明の範囲外であるため、引張り強度、靭性等に関して望ましい特性を満たさない結果となった。
【００２８】
Ｎｏ．６及び７は強度、靭性について所望の値を満たしているものの、Ｃ添加量が多く必要な炭素当量が望ましい範囲よりも高かった。Ｎｏ．８およびＮｏ．９は、Ｎｏ．６及び７よりもＣ添加量を下げ、さらにＰ、Ｓの含有量を低下させたものであるが、所望の強度を満足できなかった。Ｎｏ．１０は強度向上のためＭｎ添加したものであるが、所望の強度を満足することは出来ず、また炭素当量も本発明の範囲よりも多くなった。
【００２９】
Ｎｏ．１１と１２は低Ｃで所望の強度を満足してるものの、炭素当量の値が望ましい範囲よりも高く、そのため靭性が低かった。Ｎｏ．１３と１４はＣｒとＭｏの添加量を変化させたものである。炭素当量は望ましい範囲であるが、所望の強度を得ることはできなかった。
【００３０】
Ｎｏ．１５と１６は添加元素を調整し、所望の強度・靭性を満足することが出来たが、炭素当量は望ましい範囲を若干超えている。Ｎｏ．１７はＮｉを多く添加し組織制御を行なったものであるが、Ｖ添加量が少なく所望の強度、靭性、炭素当量を満足できなかった。
【００３１】
また図３〜８は熱処理における冷却速度と冷却中に生じる組織変態の関係を示す線図である。これは連続冷却変態線図、またはＣＣＴ線図（Continuous Cooling Transformation Diagram）と呼ばれるものである。同図上ではγはオーステナイト域、Ｆはフェライト変態域、Ｂはベイナイト変態域、Ｍはマルテンサイト変態域、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度を示している。
【００３２】
ＣＣＴ図作成条件は鋳造後の試験片を９００℃で１５分間保持した後、９００℃〜５００℃までの冷却時間を約５〜１５０００秒の範囲で連続冷却させ、その時の変態点を測定した。
【００３３】
図３は本発明鋼Ｎｏ．１、図４〜８はそれぞれ比較鋼Ｎｏ．１２〜１６のＣＣＴ線図である。本発明鋳鋼Ｎｏ．１は図３に示されるとおり空冷又は炉冷の範囲では変態域はベイナイトのみであり、冷却速度の変化によって大きく結晶組織がばらつかない均質なものとなっている。
【００３４】
一方、比較鋼Ｎｏ．１２〜１６は図３〜８に示される通り、冷却速度によって結晶組織がフェライトを含む場合がある。このことから比較鋼Ｎｏ．１２〜１６はフェライトとベイナイトが混在する不均質な結晶組織を持つ鋳鋼となるため、強度及び／又は靭性が所望の特性を満たすことが出来なくなっている。
【００３５】
【発明の効果】
上記実施例からも明らかな如く、本発明の第１の態様によれば優れた強度および靭性を有する成分組成の鋳鋼が提供される。また、発明の第２の態様によれば、優れた強度および靭性のほかに溶接性も優れた鋳鋼が提供される。発明の第３から第５の態様によれば簡単な熱処理により均一な組織を有し、引張強さが８００ＭＰａ以上で、２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満足する高強度高靭性鋳鋼が提供される。したがって、その効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼と比較鋼の成分組成を表１として示す図である。
【図２】本発明鋼と比較鋼の機械的性質を表２として示す図である。
【図３】表１のＮｏ．１の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である。
【図４】表１のＮｏ．１２の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である。
【図５】表１のＮｏ．１３の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である
【図６】表１のＮｏ．１４の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である
【図７】表１のＮｏ．１５の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である
【図８】表１のＮｏ．１６の鋼種のＣＣＴ曲線を示す図である

Claims (5)

1. 下記の成分組成（質量％）を有することを特徴とする高強度高靭性鋳鋼。 Ｃ ：０．０７〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．０％、 Ｐ ：０．００３％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ｎｉ：３．５〜５．０％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、 Ｍｏ：０．３〜０．６％、 Ｖ ：０．１〜０．２％、 Ａｌ： ０．２％以下、を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。
2. 更に、前記成分組成が下式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．５％以下であることを特徴とする請求項１記載の高強度高靭性鋳鋼。炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
3. 前記鋳鋼は、鋳造後空冷又は炉冷されたもの、又は鋳造後焼準されたもの、又は鋳造後焼準し焼戻しされたもののいずれかであることを特徴とする請求項１または２に記載された高強度高靭性鋳鋼。
4. 前記鋳鋼の結晶組織は、ベイナイト組織が面積率として８０％以上であることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載された高強度高靭性鋳鋼。
5. 前記鋳鋼の引張強さ≧８００ＭＰａで、２０℃でのシャルピー吸収エネルギー≧１００Ｊを満足する請求項１から４のいずれかに記載の高強度高靭性鋳鋼。

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