JP4706477B2 - 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法 - Google Patents

耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP4706477B2
JP4706477B2 JP2005507281A JP2005507281A JP4706477B2 JP 4706477 B2 JP4706477 B2 JP 4706477B2 JP 2005507281 A JP2005507281 A JP 2005507281A JP 2005507281 A JP2005507281 A JP 2005507281A JP 4706477 B2 JP4706477 B2 JP 4706477B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
cooling
steel material
steel
fatigue crack
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2005507281A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2004113581A1 (ja
Inventor
知哉 藤原
登 誉田
秀治 岡口
和茂 有持
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sumitomo Metal Industries Ltd
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries Ltd filed Critical Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority to JP2005507281A priority Critical patent/JP4706477B2/ja
Publication of JPWO2004113581A1 publication Critical patent/JPWO2004113581A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4706477B2 publication Critical patent/JP4706477B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

本発明は、船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなどに構造用材料として使用される厚鋼板等の鋼材、特に490MPa級の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材およびその製造方法に関する。
近年、溶接構造物が大型化される傾向が顕著になってきており、高強度化と軽量化が望まれている。しかしながら高強度鋼を使用する際には設計応力が上昇するため、溶接部から疲労破壊が発生しやすくなり、その改善が重要な問題となっている。構造用鋼材などの厚鋼板では一般に溶接施工が施されるため、溶接部から発生、進展する疲労亀裂を鋼材で停留させることができれば、構造物の疲労寿命の延長に有効である。このため、疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が種々提案されている。
特開平７−90478 号公報には、耐疲労亀裂進展性の良好な鋼板およびその製造法が開示されている。この鋼板は、圧延方向に延在する縞状の硬質な第二相が、軟質な母相内に面積率で５〜50％の割合で散在した組織を有するものである。
また軟質相が母相として存在しており、かつ硬質の第二相は縞状であり、鋼板圧延方向に延在し、亀裂進展を抑制するとされている。しかしこの方法では、疲労亀裂の進展抑制効果は板厚方向のみであり、その他の方向での進展抑制効果は小さい。
また、特開平６−271985号公報には、組織が主にフェライト、パーライト、ベイナイトの１種または２種以上で構成され、さらに平均存在間隔20μm 以下でかつ平均扁平比５以上の形状をした島状マルテンサイトを体積率で0.5 〜５％の割合で存在させた耐疲労亀裂伝播特性の優れた鋼板が示されている。しかし、高強度鋼において平均偏平比の大きな島状マルテンサイトが存在すると、靱性劣化をもたらすことになる。
特開平７−242992号公報には、組織が硬質部の素地と、この素地に分散した軟質部とからなり、この２部分の硬度差がビッカース硬度で150 以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が開示されている。しかし、硬度差150 以上を得ようとすると薄肉の素材などでは強度を490MPa級に安定して抑える必要があり、これは必ずしも容易でなかった。
本発明はこれらの課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなど構造用材料として使用される鋼材であって、耐疲労亀裂進展抑制特性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは鋼の結晶組織と疲労亀裂進展抵抗性との関係について種々研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
すなわち、硬質相（ベイナイト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイトなど）の組織中の転位密度が疲労亀裂進展速度に影響し、特に、前記転位密度が十分に高い場合には、硬質相を主体とする組織を有する鋼においても、疲労亀裂進展抵抗性が高く耐疲労性に優れた強度の高い鋼材を得ることができる。このような硬質相を主体とする組織を有する鋼においても疲労亀裂進展抵抗性が優れるのは、鋼が繰り返し変形を受ける過程で、転位密度が高い硬質相の硬度が低減し、これにより疲労亀裂先端での開口荷重が低下することが寄与しているものと考えられた。
このような転位密度が高い組織は低温で変態した組織で得られる。さらに、低温で変態し転位密度の高い組織は格子歪を多く含むため、Ｘ線回折試験を行った際の回折強度分布においてピークの幅が広くなる。従って、十分な疲労亀裂進展抵抗性は、Ｘ線回折試験で得られる回折強度の半価幅（強度がピーク強度の1/2における分布幅、単位は「度」）がある一定値以上である場合に得ることができる。
本発明はこれらの知見を基にして完成されたものであり、その要旨は下記（１）〜（３）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材、および（４）〜（８）に記載のその製造方法にある。
（１）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｓｉ：０．１９％以上、０．６０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．０８０％以下からなる群の内の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、鋼の成分（質量％）が下記（ｉ）式、（ｉｉ）式、（ｉｉｉ）式を満足し、
組織が、フェライトとベイナイトの構成比率が合計で面積率で９０％以上、パーライトの面積率が２％以上１０％以下、（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１３度以上０．３度以下であること
を特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材：
６≦２０×Ｃ＋５×Ｓｉ＋１０×Ｍｎ≦３０ ・・・（ｉ）
０．０１≦Ｃ／Ｍｎ≦０．１０ ・・・（ｉｉ）
０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（ｉｉｉ）。
（２）鋼の化学組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｗ：０．０５〜０．５０％からなる群の内の１種以上を含有し、かつ、下記（ｉｖ）式を満足する上記（１）に記載の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材。
０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋１／１０Ｃｕ＋１／２Ｎｉ＋１／４Ｃｒ＋Ｍｏ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（ｉｖ）
（３）鋼の化学組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下、Ｃｅ：０．００７％以下、Ｙ：０．５％以下、Ｎｄ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下からなる群の内の１種以上を含有した上記（１）または（２）に記載の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブを１０００℃〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、加熱された前記スラブに仕上温度７２０〜８００℃として熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延を施した鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該加速冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを１０００℃〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、加熱された前記スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、その後加速冷却はせずに放冷する工程と、Ａｃ１点＋５０℃以上に再加熱する加熱工程と、再加熱された前記鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
（６）上記（５）に記載の再加熱、冷却工程を２回以上行うことを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
（７）上記（４）に記載の製造方法において、冷却を終了してからさらにＡｃ１点＋５０℃以上に再加熱する加熱工程と、前記再加熱された鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
（８）上記（４）〜（７）のいずれかに記載の製造方法に加えて、さらにＡｃ１点以下の温度に加熱して焼き戻すことを特徴とした疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
本発明にかかる疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の性能は、特に限定するものではないが、望ましい性能としては、疲労亀裂進展速度が３×10−５mm/cycle以下である。さらには、靱性が重要視される鋼材の場合には、衝撃試験における吸収エネルギがvE−２０で100J以上の特性を兼ね備えている。
本発明に係る鋼材の組織や化学組成を限定する理由は次の通りである。
組織：本発明にかかる鋼材は、容易に高強度を得るために、その組織は、主として、フェライトとベイナイトで構成される。上記ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイトなどの組織を含むものである。
「主として」との意味は、鋼の組織においてフェライトとベイナイトの組織の構成比率が合計で面積率にて90％以上であることを意味する。残りの組織は特に限定するものではなく、パーライト、擬似パーライト組織など、通常観察される組織で構わない。
Ｘ線回折の半価幅：半価幅は、Ｘ線回折強度の分布において、回折強度がピーク強度の1/2 となる部分の分布幅を回折角度で示した値である。高温で生成し、転位密度の小さな組織ほど半価幅は小さいものとなる。半価幅の大きな組織ほど転位密度が大きく、疲労亀裂進展抵抗性が優れる。
Ｘ線回折をおこなう結晶面は、最も一般的に用いられる理由から、（110)面を対象とした。本発明で規定する半価幅は、良好な疲労亀裂進展抵抗性を得るために、（110)面での回折強度の半価幅が0.13度以上のものとする。490MPa級鋼の場合は、強度等のバランスの観点から0.13〜0.24度とするのが望ましい。
図１は、Ｘ線回折強度のデータにおける半価幅の解析法を説明する模式図である。図１(a) 、(b) は、それぞれ(110) 面における回折強度を示すグラフである。図１(a) に示すように、半価幅は、回折強度のピークにおいて、回折強度が最も高い強度値の1/2 のところでの分布の幅を角度で表したものである。図１(b)に示すように、ピークが２つに分かれている場合には、高い方のピークの1/2 の値をとる。
上記半価幅は、回折パターンでＫα１とＫα２のピークが独立して現れる時は、Ｋα１の値を、Ｋα１とＫα２の値が重なって現れる時は合計の幅で測定する。なお、上記半価幅の測定は、厚さ方向で鋼材表面から１mm内部にはいった部位において、圧延面と平行な面で行うものとする。
(1) 式の値：６以上30以下
(1) 式は、硬質相としてのベイナイト組織の比率を示すもので、(1) 式の値が６未満の場合は、フェライト＋ベイナイト組織中のベイナイトの比率が十分でなく、本発明の製造条件において鋼板を製造しても適切な半価幅を得ることができず、良好な疲労強度進展抵抗性が得られない。
逆に(1) 式の値が30を超える場合は、強度を490MPa級にしようとするとフェライト＋ベイナイト組織中のフェライト組織を増加させねばならず、この場合も良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。
(2) 、(3) 、(4) 式：0.01以上0.10以下
これらの式はベイナイト組織の硬度を示すもので、その値が0.01未満の場合はベイナイト組織の硬度が不十分となり良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。逆に0.10を超える場合は変態の進行の冷却速度依存性が大きくなり、鋼板全体において均一な疲労亀裂進展抵抗性を得るのが容易ではない。
本発明の好適態様において鋼の化学組成をさらに具体的に限定する理由は次の通りである。
Ｃ：鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、鋼の強度を得るために、0.01％以上含有させる。しかしながら0.10％を超えて含有させると靱性が劣化するので、これを避けるためにＣ含有量は0.10％以下とする。より望ましくは0.03〜0.07％である。
Si：鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得るために0.03％以上含有させる。しかし、0.60％を超えて含有させると、Ｍ−Ａ組織の形成が促進される。ここに、Ｍ−Ａ組織は、ベイナイト組織中に形成される島状マルテンサイトの一種で、残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物である。Ｍ−Ａ組織は非常に硬度が高く、容易に靱性を劣化させることが知られている。従って靱性劣化を避けるためにSi含有量は0.60％以下とする。より望ましくは0.3 ％以上、0.5 ％以下である。
Mn：焼入性向上に有効な元素であり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるために、0.5 ％以上含有させる。他方、2.0 ％を超えると靱性が劣化するので、Mn含有量は2.0 ％以下とする。
ただし、後述するようにＢを含有する場合にはMn：0.3 ％以上、2.0 ％以下としてもよい。
sol.Al：AlはSiとともに脱酸に必要な元素であり、その効果を得るために0.005 ％超のsol.Alを含有させる。他方、sol.Al含有量が0.10％を超えるとＭ−Ａ比率 (Ｍ−Ａ組織の存在比率) が増加し靱性が劣化する。これを避けるためにsol.Al含有量は0.10％以下とする。
Ｎ：AlやTiと結合して析出物となり、オーステナイト粒の細粒化に寄与し靱性を改善する作用がある。この効果を得るために、Ｎは0.0005％以上含有させる。他方Ｎ含有量が0.008 ％を超えるとＭ−Ａ比率が増加し靱性が劣化する。これを避けるためにため、Ｎ含有量は0.008 ％以下とする。
Ｂ：必須元素ではないが、Ｂは焼入性を著しく高める作用があり、強度上昇させるのに有効である。従ってさらにこれらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには、０．０００３％以上含有させるのが有効である。しかしながらＢを０．００３０％を超えて含有させると靱性が劣化するため、その上限は０．００３０％とするのが望ましい。Ｂを含有する場合、Ｍｎの下限を０．３％とすることができる。
Ｎｂ：必須元素ではないが、細粒化作用を通じて靱性を向上させる作用がある。また、焼入性を増すので強度向上に有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合、Ｎｂは０．００５％以上含有させるのが望ましい。他方その含有量が０．０８％を超えると靱性が劣化するので、その上限は０．０８％とする。より好ましくは０．０６％以下である。
Ｔｉ：必須元素ではないが、強度向上に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには０．００５％以上含有させるのが望ましい。他方、０．０３％を超えると靱性が劣化するので、その上限は０．０３％とするのが望ましい。
Ｖ：必須元素ではないが、強度向上に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。含有させる場合には、上記効果を得るために０．００５％以上含有させるのが望ましい。他方、０．０８０％を超えると靱性が劣化するので、その上限は０．０８０％とするのが望ましい。
Ｃｕ：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用があるので、その目的で含有させても構わない。その効果を得るには０．３％以上含有させるのが望ましい。しかしながらその含有量が０．７％以上になると鋼の靱性が劣化するので、含有させる場合でもその上限は０．７％未満とする。望ましくは０．５％未満である。
Ｎｉ：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用がある。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その効果を得るには０．２％以上含有させるのが望ましい。しかしながらその含有量が３．０％を超えるとコスト上昇に見合う高強度化と疲労亀裂進展抑制効果が見られないので、含有させる場合でもその上限は３．０％とする。
Ｃｒ：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用がある。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合には０．３％以上含有させるのが望ましい。しかしながら過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でも１．０％未満とするのが望ましい。
Ｍｏ：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用がある。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合には０．３％以上含有させるのが望ましい。しかしながら過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でも０．８０％以下とするのが望ましい。
Ｗは母材強度を高め耐食性を向上させるためには有効な元素である。この効果を得るに０．０５％以上添加する。しかし０．５０％を超えると靱性の劣化をきたす。
Ｃａは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら０．００７％を超えて含有するとＣａ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＣａ量は０．００７％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．００１５％以上０．００３０％以下である。
Ｍｇは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら０．００７％を超えて含有するとＭｇ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＭｇ量は０．００７％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．０００５％以上０．００３０％以下である。
Ｃｅは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら０．００７％を超えて含有するとＣｅ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＣｅ量は０．００７％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．０００５％以上０．００３０％以下である。
Ｙは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら、０．５％を超えて含有するとＹ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＹ量は０．５％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．０１％以上０．０５％以下である。
Ｎｄは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら０．５％を超えて含有するとＮｄ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＮｄ量は０．５％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．０１％以上０．０５％以下である。
ＲＥＭは組織微細化を通して靱性改善に寄与する。しかしながら０．０５％を超えて含有するとＮｄ介在物の量が過剰となりかえって靱性が劣化する。従ってＲＥＭ量は０．０５％以下とする。また望ましい添加量の範囲は０．００５％以上０．０３％以下である。
本発明における化学組成の残部は、Feおよび不可避不純物である。不純物の１種としてＰ、Ｓが例示されるが、Ｐ、Ｓは好ましくはそれぞれ0.015 ％以下、0.005％以下に制限される。
本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材を製造する手段は特に限定するものではなく、所期の特性が得られる限り、公知の熱間圧延設備、または公知の熱間圧延設備と公知の熱処理設備を使用して、製造してもよい。しかし、その製造条件は以下に述べる方法が好適である。
本発明にかかる化学組成を有する鋳造スラブを1000℃〜1250℃に加熱した後に仕上温度７２０〜８００℃として熱間圧延を施す。次いでこれを冷却するに際し、得られた熱延鋼材の冷却工程において、650 ℃〜400 ℃の間の平均冷却速度を５℃/s以上、好ましくは５℃/s超、25℃/s以下とする加速冷却を施し、該加速冷却を400 ℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が70℃以下となるようにして冷却を終了する。
ここで、復熱温度幅とは冷却を停止した時の到達温度と、冷却停止後鋼板内部の熱で表面の温度が上昇し、安定した時の温度の差を意味する。具体的には水冷装置を出た直後に測定した温度とその後、板厚によって20〜50秒のときに測定した温度の差である。
鋳造スラブの加熱温度が1000℃に満たない場合にはフェライト率が高くなり亀裂の進展速度が大きくなる。1250℃を超える場合には組織が粗大になり、靱性が劣化する。
熱間圧延後に本発明によれば加速冷却を行うが、そのとき冷却過程の内の650 ℃〜400 ℃の間の平均冷却速度が５℃/sに満たない場合にはフェライト率が高くなり同様に亀裂の進展速度が大きくなる。好ましくは、25℃/s以下である。加速冷却停止温度が400 ℃超になる場合にはフェライト率が高くなり、進展速度が大きくなる。好ましくは350 ℃以上である。
加速冷却停止後冷却終了までの間の復熱温度幅が70℃を超える場合には転位密度が減少して進展速度が大きくなる。復熱温度幅を小さくするには、冷却中の鋼板表層と中心部の温度差を小さくするとともに、冷却終了時において少なくとも表層部の相変態を終了させておくことが好ましい。
なお、かかる加速冷却は、熱間圧延後、一旦放冷してから再加熱して行ってもよい。
ここに、鋼板表層と中心部の温度差を小さくするには、冷却帯の前段より後段の冷却速度を大きくすると良い。また、加速冷却停止時に表層部の相変態を完了させるには、加速冷却の停止温度を400 ℃以下にすることが好ましい。
本発明の好適態様によれば、加速冷却後の冷却が終了してから、あるいは加速冷却は行わずに放冷を終了してからAc1点+50℃以上に再加熱して加速冷却を行う。その場合に Ac1点＋50℃以上に再加熱するのは、Ac1点＋50℃未満では、オーステナイト変態が十分に起こらないため、その後の冷却において変態する組織分率が低下し、疲労特性に優れた組織を十分に得ることができない。したがって、再加熱温度をAc1点＋50℃とした。望ましい加熱温度は、Ac3点以上である。
冷却条件については前述した通りである。この条件はオンライン加速冷却でもオフライン加速冷却でも変わらない。
また焼き戻し温度はAc1点を超えると、オーステナイト変態が生じ、繰り返し軟化の低下と強度、靱性の低下を引き起こす。したがって、焼き戻し温度はAc1点 以下とした。なお、焼き戻し温度は550℃以下が好ましい。
また、Ac1点＋50℃以上に再加熱し、冷却する工程は必要により、２回以上行ってもよい。Ac1点＋50℃以上への再加熱と冷却とを行う工程を２回以上繰り返し行うことにより、冷却後の組織が微細になり、強度と靱性が改善される。
本発明は鋼材にかかるものであるが、このときの鋼材としては板材はもちろん管材、棒材、形材、線材等、多くの形態の材料が含有される。
表１に示す化学組成の鋼を実験室的に真空溶解し、厚さ100 〜160mm のスラブとし、種々の条件で熱間圧延を施した後、種々の条件で冷却して厚さが12〜40mmの厚鋼板とした。熱間圧延条件と冷却条件を表２に示す。
Figure 0004706477
Figure 0004706477
得られた鋼板の組織、Ｘ線回折の半価幅、引張強度、靱性および疲労亀裂進展速度を以下の方法で調査した。
鋼の組織は、板厚の1/4 に相当する部分から採取した試料の断面を研磨し、２％ナイタール腐食液によりエッチングを施した面について、光学顕微鏡観察により１試料について10視野測定し、10個の測定値の平均をもって当該鋼板の組織を決定した。
Ｘ線回折の半価幅は、25mm角の試験片を採取し、厚さ方向で表面から１mm内側の圧延面と平行な面を電解研磨して測定面とした。
Ｘ線測定は、理学電機 (社) 製RU-200を用いて行った。コバルト線源を用い、出力は30kV、100mA であった。25mm角の試験片の内、直径20mmの範囲を想定した。
引張試験片は板厚の中心部からJIS 14A 号引張試験片を庄延方向に平行に採取して、引張試験に供した。靱性は、JIS-Z2202 に規定される４号のシャルピー衝撃試験片を板厚中心部から庄延方向に平行に採取してシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギ（vE−２０、単位はＪ）を求めた。
疲労亀裂進展速度は、図２(a) に示すサーボパルサ装置と、図２(b) に示すCT試験片１を用いる疲労試験法により測定した。図２(a) に示す装置において、参照番号１はCT試験片、２は試験溶液槽、３は溶液循環ポンプ、４はロードセル、５は油圧シリンダ、６は油圧源、７はサーボバルブ、８は波形発生器、９は負荷制御器、10a および10b は負荷棒をそれぞれ示す。図２(b) に示すCT試験片１(60×62.5mm、厚さ12.5mm)には2.5 mmの切り込み10が施してあり、その上下の穴部12に負荷棒10a および10b を装着する。
本装置により、試験溶液槽２中で試験片１に油圧シリンダ５より負荷棒10a および10b を経由して切り込み先端部に繰り返し応力を負荷する。試験片は厚さ方向で板厚中心の部分から切り込みの長手方向が圧延垂直方向に平行になるように採取した。
疲労試験条件は次のとおりとした。
ｆ（繰り返し速度）＝20Hz
Ｒ（応力比）＝0.1
Ｔ（試験温度）＝室温
試験雰囲気は大気中。
疲労き裂進展試験の結果、いずれの試験片の場合も、中ΔＫ領域（ΔＫ：応力拡大係数範囲で最大応力拡大係数と最小応力拡大係数との差) における疲労き裂進展速度が評価された。本試験での中ΔＫ領域は (15〜30MPa√m)疲労き裂進展の第II領域に相当した。
Paris則〔Trans. ASTM, Ser. D. 85.523(1963) 〕、すなわち
da/dN＝C(ΔK)ｍ 、ただしΔK ：kN/mm３／２、
da/dN：mm/cycle
が成り立つことが判明した。
このことから、本発明では、疲労亀裂進展特性はこの中ΔK 領域のΔK＝20MPa √m における、亀裂進展速度da/dn(mm/cycle）で評価した。
表３に上記の調査、測定および疲労試験の結果を示す。表３で、主体となる組織（面積比で90％以上を占めた組織）欄の符号Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライト、Ｐはパーライトを意味する。
Figure 0004706477
表３に示すように、組織と半価幅が本発明が規定する条件を満足する試験No.1〜17の鋼板は、疲労亀裂進展速度が４×10−５mm/cycle以下と遅く、極めて優れた疲労亀裂進展抵抗性を有していた。これに対し、試験No.18 〜35の鋼板は、強度が490MPa級以上 (TS≧620MPa、YS≧500MPa) となっていたり、吸収エネルギーが100Jに満たなかった。主体となる組織やＸ線回折の半価幅が本発明の規定する範囲をはずれていたものは、疲労亀裂進展速度が４×10−５mm/cycleを超えており、所望の疲労亀裂進展抵抗性が得られなかった。
本発明に係る鋼材は、疲労亀裂進展抵抗性が良好であるうえ、硬質な組織を主体とするものであるので、鋼の強度を高めるのが容易である。また、化学組成の調整により優れた靱性を備えさせることもできる。従って、船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなど構造用材料として使用される任意の厚さの厚鋼板に好適である。また、本発明の鋼材は熱間圧延後の冷却制御により容易に製造できるので、工業上の価値が大きい。
Ｘ線回折の半価幅測定法を説明するための模式図であり、図１(a) 、(b) はそれぞれ(110)面における回折強度を示すグラフである。 (a) はサーボパルサ疲労試験装置の概要を示す模式図、(b) は疲労試験片の形状を示す模式図である。

Claims (8)

  1. 鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｓｉ：０．１９％以上、０．６０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．０８０％以下からなる群の内の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、鋼の成分（質量％）が下記（１）式、（２）式、（３）式を満足し、
    組織が、フェライトとベイナイトの構成比率が合計で面積率で９０％以上、パーライトの面積率が２％以上１０％以下、（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１３度以上０．３度以下であること
    を特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材。
    ６≦２０×Ｃ＋５×Ｓｉ＋１０×Ｍｎ≦３０ ・・・（１）
    ０．０１≦Ｃ／Ｍｎ≦０．１０ ・・・（２）
    ０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（３）
  2. 鋼の化学組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｗ：０．０５〜０．５０％からなる群の内の１種以上を含有し、かつ、下記（４）式を満足する請求項１に記載の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材。
    ０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋１／１０Ｃｕ＋１／２Ｎｉ＋１／４Ｃｒ＋Ｍｏ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（４）
  3. 鋼の化学組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下、Ｃｅ：０．００７％以下、Ｙ：０．５％以下、Ｎｄ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下からなる群の内の１種以上を含有した請求項１または２に記載の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブを１０００℃〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、加熱された前記スラブに仕上温度７２０〜８００℃として熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延を施した鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該加速冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
  5. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを１０００℃〜１２５０℃に加熱する加熱工程と、加熱された前記スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、その後加速冷却はせずに放冷する工程と、Ａｃ１点＋５０℃以上に再加熱する加熱工程と、再加熱された前記鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
  6. 請求項５に記載の再加熱、冷却工程を２回以上行うことを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
  7. 請求項４に記載の製造方法において、冷却を終了してからさらにＡｃ１点＋５０℃以上に再加熱する加熱工程と、前記再加熱された鋼材に冷却を施す冷却工程とを備え、前記冷却工程においては、６５０℃〜４００℃の間の平均冷却速度を５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、該冷却を４００℃以下の温度で停止し、その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
  8. 請求項４〜７のいずれかに記載の製造方法に加えて、さらにＡｃ１点以下の温度に加熱して焼き戻すことを特徴とした疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
JP2005507281A 2003-06-19 2004-06-18 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法 Active JP4706477B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005507281A JP4706477B2 (ja) 2003-06-19 2004-06-18 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003175156 2003-06-19
JP2003175156 2003-06-19
JP2005507281A JP4706477B2 (ja) 2003-06-19 2004-06-18 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法
PCT/JP2004/008905 WO2004113581A1 (ja) 2003-06-19 2004-06-18 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2004113581A1 JPWO2004113581A1 (ja) 2006-07-20
JP4706477B2 true JP4706477B2 (ja) 2011-06-22

Family

ID=33534811

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2005507281A Active JP4706477B2 (ja) 2003-06-19 2004-06-18 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP4706477B2 (ja)
KR (1) KR100709600B1 (ja)
CN (1) CN1809648B (ja)
WO (1) WO2004113581A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110106444A (zh) * 2019-05-30 2019-08-09 首钢集团有限公司 一种驱动桥壳700MPa级热轧板卷及其制备方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100463995C (zh) * 2005-12-12 2009-02-25 鞍钢股份有限公司 钨系低碳贝氏体钢及其生产方法
KR100905368B1 (ko) * 2006-05-23 2009-07-01 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 내피로균열 진전성이 우수한 강판
KR20120040733A (ko) * 2009-09-30 2012-04-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내후성이 우수한 구조용 강재 및 강 구조물
JP5471523B2 (ja) * 2010-01-29 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
JP5471524B2 (ja) * 2010-01-29 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
JP5720592B2 (ja) * 2012-01-31 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 溶接継手
KR101467031B1 (ko) * 2012-06-28 2014-12-01 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
JP6211946B2 (ja) * 2013-09-20 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
KR101767778B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
CN109797343A (zh) * 2019-01-22 2019-05-24 山东钢铁股份有限公司 一种适用于极寒地区的低合金高强度热轧钢带及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08109413A (ja) * 1994-10-12 1996-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法
JP2000129392A (ja) * 1998-10-20 2000-05-09 Nippon Steel Corp 耐疲労き裂進展特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP3770208B2 (ja) * 2002-05-30 2006-04-26 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2962134B2 (ja) * 1994-03-09 1999-10-12 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板
JP3434378B2 (ja) * 1995-01-20 2003-08-04 新日本製鐵株式会社 板厚方向の疲労き裂伝播速度が低い厚鋼板およびその製造方法
DE60213736T2 (de) * 2001-11-14 2007-08-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Stahl mit verbesserter Ermüdungsfestigkeit und Verfahren zur Herstellung

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08109413A (ja) * 1994-10-12 1996-04-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法
JP2000129392A (ja) * 1998-10-20 2000-05-09 Nippon Steel Corp 耐疲労き裂進展特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP3770208B2 (ja) * 2002-05-30 2006-04-26 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110106444A (zh) * 2019-05-30 2019-08-09 首钢集团有限公司 一种驱动桥壳700MPa级热轧板卷及其制备方法
CN110106444B (zh) * 2019-05-30 2020-08-25 首钢集团有限公司 一种驱动桥壳700MPa级热轧板卷及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2004113581A1 (ja) 2006-07-20
KR100709600B1 (ko) 2007-04-20
KR20060018268A (ko) 2006-02-28
CN1809648A (zh) 2006-07-26
CN1809648B (zh) 2010-07-21
WO2004113581A1 (ja) 2004-12-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US9745639B2 (en) High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5333700B1 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼及び低合金油井管用鋼の製造方法
JP4466196B2 (ja) 耐疲労き裂進展性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2007302974A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP6146358B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101400816A (zh) 复合成形性优良的高强度热轧钢板
JP5845674B2 (ja) 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
WO2014104441A1 (ko) 용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법
JP4706477B2 (ja) 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材とその製造方法
JP3770208B2 (ja) 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法
JP5266608B2 (ja) 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
JP3741078B2 (ja) 疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材およびその製造法
JP4687554B2 (ja) 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法
JP6292366B1 (ja) 継目無鋼管およびその製造方法
JP5671391B2 (ja) 加工性および耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板
KR101791324B1 (ko) 피로 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법
JP4220830B2 (ja) 靭性および延性に優れたパーライト系レールおよびその製造方法
JP2007197776A (ja) 耐遅れ破壊特性と耐疲労き裂伝播特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
JP2007154258A (ja) 高強度鋼部材及びその製造方法
JP2005120397A (ja) 絞り特性に優れた高強度鍛造部品
JP6123734B2 (ja) 鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP6028759B2 (ja) 鋼板表面における圧延方向のヤング率が高い高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2004292876A (ja) 絞り特性に優れた高強度鍛造部品、及びその製造方法
JP5304619B2 (ja) 耐疲労き裂進展性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2007277697A (ja) 耐疲労亀裂伝播特性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20081014

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20081211

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20100316

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20100514

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20101130

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20110118

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20110215

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20110228

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4706477

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140325

Year of fee payment: 3

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140325

Year of fee payment: 3

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350