JP4924774B2 - 耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材並びにその製造方法 - Google Patents
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Description
Fe3++e−→Fe2+ (Fe3+の還元反応)
2H2O+O2+2e−→4OH−、
2H++2e−→H2
アノード反応:Fe→Fe2++2e− (Feの溶解反応)
2Fe3++Fe→3Fe2+・・・・・・(1)式
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。
工程A:溶鋼に下記(3)式を満足する条件で不活性ガスを吹き込む工程、
工程B:得られた溶鋼を連続鋳造し、請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を得る工程、
工程C:得られた鋼片を900〜1180℃に加熱した後、仕上げ温度が650〜1000℃となる条件で熱間圧延を施して熱延材を得る工程、および、
工程D:得られた熱延材を、620〜950℃の温度域から、620〜500℃の温度域における平均冷却速度が5〜50℃/秒となる条件で加速冷却し、500℃以下の温度域で冷却を終了させる工程。
ただし、上記(3)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G1:溶鋼内に吹き込まれる不活性ガス流量(NL/min)
H1:不活性ガス吹き込みノズルの先端から溶鋼湯面までの距離(m)
t1:不活性ガス吹き込み時間(min)
S1:取鍋溶鋼量(ton)
D1:取鍋内径(m)
工程A1:溶鋼に下記(4)式を満足する条件で真空精錬処理を行う工程、
工程B:得られた溶鋼を連続鋳造し、請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を得る工程、
工程C:得られた鋼片を900〜1180℃に加熱した後、仕上げ温度が650〜1000℃となる条件で熱間圧延を施して熱延材を得る工程、および、
工程D:得られた熱延材を、620〜950℃の温度域から、620〜500℃の温度域における平均冷却速度が5〜50℃/秒となる条件で加速冷却し、500℃以下の温度域で冷却を終了させる工程。
ただし、上記(4)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G2:溶鋼環流に使用される不活性ガス流量(NL/min)
D2:浸漬管内径(m)
t2:真空処理時間(min)
S2:取鍋溶鋼量(ton)
まず、本発明の鋼材の化学組成その他について説明する。以下の説明において、含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、強度を確保するために必要な元素である。その含有量が0.01%未満では必要とする強度を確保することができない。しかし、その含有量が0.14%を超えると、溶接した場合に溶接熱影響部(HAZ)、母材ともに靱性を確保することが難しくなる。したがって、Cの含有量は、0.01〜0.14%とする。C含有量の好ましい下限は0.03%、好ましい上限は0.10%である。
Siは、脱酸作用があるとともに、鋼材の強度上昇にも寄与する。これらの効果を得るためには、Siを0.04%以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が0.6%を超えると、靭性の低下をもたらす。したがって、Siの含有量は、0.04〜0.6%とする。
Mnは、鋼の焼入性を高める効果があり、強度確保に有効な成分である。その含有量が0.5%未満では、焼入性が不足し、所望の強度および靱性が得られない。しかし、Mnは2.0%を超えて含有させると、偏析が増すとともに焼入性が高まりすぎて、溶接時に溶接熱影響部、母材ともに靱性が低下する。したがって、Mnの含有量は、0.5〜2.0%とする。
Pは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。その含有量が0.01%を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招く。したがって、Pの含有量は、0.01%以下に制限する必要がある。Pは少ないほど好ましい。
Sは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。その含有量が多すぎると、中心偏析を助長したり、延伸したMnSが多量に生成したりして、母材および溶接熱影響部の機械的性質を劣化させる。したがって、Sの含有量は、0.003%以下に制限する必要がある。Sは少ないほど好ましい。
Cuは、一般的に耐候性を向上させる基本元素とされ、全ての海浜耐候性鋼や耐食鋼に添加されているが、高飛来塩分下の比較的ドライな環境においては、むしろ耐食性を低下させる。またSnと共存すると圧延時に割れが生じる。したがって、Cuの含有は少なくする必要がある。不純物として含有されるとしても、Cu含有量は0.2%未満とする必要がある。好ましくは0.1%未満である。
Bは、焼入性を向上させて強度を高める効果がある元素である。この効果を得るには、0.0007%を超えて含有させる必要がある。しかし、その含有量が0.005%を超えると、疲労特性が劣化する。したがって、Bの含有量は0.0007%を超え0.005%以下とする。
Alは、脱酸作用を有する元素である。しかし、その含有量が0.05%以上になると、主として溶接熱影響部において靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Al含有量は、0.05%未満とする。ただし、脱酸作用があるSiにより脱酸を行う場合には、特に含有させなくてもよい。なお、Alによる脱酸作用を安定的に発揮させるためには、0.001%以上含有させることが好ましい。
Nは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。多量に存在する場合には、母材および溶接熱影響部の靭性の悪化原因となる。したがって、N含有量は、0.007%以下とする。Nは少ないほど好ましい。
O(酸素)は、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が0.003%を超えると、母材靭性及び伸び絞り等の延性に悪影響を及ぼす。したがって、O含有量は、0.003%以下に制限する。
Snは、Sn2+となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Fe3+を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3+濃度を低減する作用を有することにより、Fe3+の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。さらに、Snを含有することにより、飛来塩分が多い環境においてもCrの耐候性を向上させる効果が発揮される。これらの作用は、Snを0.03%以上含有させることにより得られ、0.50%を超えると飽和する。したがって、Snの含有量は0.03〜0.50%とする。Snの含有量の望ましい範囲は0.03〜0.20%である。
Snを含有する鋼の場合には、Cuの含有による耐食性の低下が著しい。また、鋼材を製造する際、Cuの含有による圧延割れの原因ともなる。このため、Cu/Sn比、すなわち、Sn含有量に対するCu含有量の比を1以下とする必要がある。
Mo:1.0%以下
Moは、母材の強度と靱性を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、1.0%を超えて含有させると、主として溶接熱影響部の硬度が高まり、靱性および耐SSC性を損なう。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を1.0%以下とするのが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.05%以上含有させるのが好ましい。
Vは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、0.1%を超えて含有させると、母材の性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。したがって、Vを含有させる場合には、その含有量を0.1%以下にするのが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.005%以上含有させるのが好ましい。
Nbは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、その含有量が0.1%を超えると、上記の効果が飽和する一方で、溶接熱影響部の靱性を著しく損なう。したがって、Nbを含有させる場合には、その含有量を0.1%以下とするのが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.005%以上含有させるのが好ましい。
Ni:1.5%以下
Niは、固溶状態において鋼のマトリックス(生地)の靭性を高める効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、1.5%を超えて含有させても合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られない。さらに、SnとNiの共存により耐食性が劣化する場合がある。したがって、Niを含有させる場合には、その含有量を1.5%以下とすることが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.05%以上含有させるのが好ましい。
Cr:1.2%以下
Crは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高める効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、1.2%を超えて含有させると、他の成分条件を満足させても、溶接熱影響部の硬化の抑制が難しくなるだけでなく、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。したがって、Crを含有させる場合には、その含有量を1.2%以下とすることが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.05%以上含有させるのが好ましい。
Ti:0.05%以下
Tiは、脱酸元素として作用するとともに、Ti、Mnからなる酸化物相を形成し、特に大入熱溶接の熱影響部における組織を微細化し、疲労特性向上の効果が得られるため、必要に応じて含有させても良い。しかし、0.05%を超えて含有させると、形成される酸化物がTi酸化物あるいはTi−Al酸化物となって分散密度が低下し、大入熱溶接部の熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Tiを含有させる場合には、その含有量を0.05%以下とするのが好ましい。より好ましいのは0.02%未満である。さらに好ましくは0.018%以下である。なお、この酸化物相を安定的に鋼中に形成させるためには、鋼中のTiの総量を0.003%以上とするのが好ましい。
Ca:0.003%以下
Caは、鋼中のSと反応して溶鋼中で酸硫化物(オキシサルファイド)を形成する。この酸硫化物は、MnSなどと異なり、圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用がある。したがって、必要に応じて含有させても良い。しかし、その含有量が0.003%を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、Caを含有させる場合には、その含有量を0.003%以下とするのが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.0005%以上含有させるのが好ましい。
Mgは、Mg含有酸化物を生成し、TiNの発生核となり、TiNを微細分散させる効果を持つため、必要に応じて含有させても良い。しかし、その含有量が0.003%を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、Mgを含有させる場合には、その含有量を0.003%以下とするのが好ましい。なお、この効果を安定的に得るためには、0.0005%以上含有させるのが好ましい。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0(ゼロ)を代入するものとする。
Bによる焼入性向上効果を発揮させるには、鋼中のNの影響をなくす必要がある。Bは、Nと結合し易く、鋼中にフリーなNが存在すると、Nと結合してBNが生成しやすいからである。このため、N含有量に応じてTiを添加し、TiNとして固定することにより、Bを鋼中に存在させる。B含有量が大きくなればなるほど、Bによる焼入性が向上する。しかし、(1)式から求められるBq値が0.003を超えると、粗大な鉄炭硼化物が形成され、疲労特性の劣化に繋がる。したがって、Bq値は、0.003以下にする必要がある。
上記(2)式から求められるCeqは、いわゆる炭素当量であり、鋼材の焼入性や溶接性を評価する指標であり、一般に広く使われている。
本発明の耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材を製造するにあたっては、精錬段階から調整をするのが好ましい。すなわち、精錬段階では、不活性ガス吹き込み処理または真空精錬処理を工夫することにより、表層部の酸化物を低減できる。具体的には、不活性ガス吹き込み処理を行うに当たっては、溶鋼に下記(3)式を満足する条件で不活性ガスを吹き込むのが有効である。
ただし、上記(3)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G1:溶鋼内に吹き込まれる不活性ガス流量(NL/min)
H1:不活性ガス吹き込みノズルの先端から溶鋼湯面までの距離(m)
t1:不活性ガス吹き込み時間(min)
S1:取鍋溶鋼量(ton)
D1:取鍋内径(m)
ただし、上記(4)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G2:溶鋼環流に使用される不活性ガス流量(NL/min)
D2:浸漬管内径(m)
t2:真空処理時間(min)
S2:取鍋溶鋼量(ton)
上記の試験用鋼板を用いて、表4に示す溶接条件で、荷重非伝達型の十字溶接継手を作製し、疲労試験に供した。なお、継手試験体の形状と寸法を図1に示す。継手は隅肉溶接で製作した。図1において、1と2が母材鋼板、5が溶接部である。各継手試験体に対し、繰返し軸力負荷を与え、溶接余盛り止端における疲労亀裂の発生寿命、つまり疲労破断寿命を測定した。表5に疲労試験条件を示す。
上記の試験用鋼板において、圧延面に平行で、かつ圧延方向に垂直な方向に試験片を採取し、JIS Z 2241(1998)に規定される方法に従って、引張試験を実施し、引張強さ(TS)を求めた。
上記の試験用鋼板(板厚(t))から、鋼板表面から(1/4)t厚部において、圧延面に平行で、圧延方向に垂直な方向に試験片を採取し、JIS Z 2242(1998)に規定される方法に従って、衝撃試験を実施し、0℃における吸収エネルギー(vE0)を求めた。
下記(i)〜(iii)に示す手順により表層から2mm以内の領域における酸化物数を求めた。
耐食性に関しては、得られた鋼材から得た試験片をSAE(Society of Automotive Engineers)J2334試験により評価した。SAE J2334試験は、湿潤:50℃、100%RH、6時間、塩分付着:0.5%NaCl、0.1%CaCl2、0.075%NaHCO3水溶液浸漬、0.25時間、乾燥:60℃、50%RH、17.75時間を1サイクル(合計24時間)とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている(長野博夫、山下正人、内田仁著:環境材料学、共立出版(2004)、p.74)。なお、本試験は、飛来塩分量が1mddを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。
2.母材鋼板
5.溶接部
Claims (7)
- 質量%で、C:0.01〜0.14%、Si:0.04〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Cu:0.2%未満、B:0.0007%を超え0.005%以下、Al:0.05%未満、N:0.007%以下、O:0.003%、Sn:0.03〜0.50%以下並びにMo:1.0%以下、V:0.1%以下およびNb:0.1%以下から選択される1種以上を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、そして、下記(1)式から求められるBq値が0.003以下、下記(2)式から求められるCeq値が0.15〜0.35であり、かつ、表層から2mm以内の領域における酸化物数が1平方mmあたり5×104個以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。 - 質量%で、C:0.01〜0.14%、Si:0.04〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Cu:0.2%未満、B:0.0007%を超え0.005%以下、Al:0.05%未満、N:0.007%以下、O:0.003%、Sn:0.03〜0.50%以下およびTi:0.05%以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、そして、下記(1)式から求められるBq値が0.003以下、下記(2)式から求められるCeq値が0.15〜0.35であり、かつ、表層から2mm以内の領域における酸化物数が1平方mmあたり5×10 4 個以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。 - 質量%で、C:0.01〜0.14%、Si:0.04〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Cu:0.2%未満、B:0.0007%を超え0.005%以下、Al:0.05%未満、N:0.007%以下、O:0.003%、Sn:0.03〜0.50%以下並びにCa:0.003%以下およびMg:0.003%以下の一方または両方を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、そして、下記(1)式から求められるBq値が0.003以下、下記(2)式から求められるCeq値が0.15〜0.35であり、かつ、表層から2mm以内の領域における酸化物数が1平方mmあたり5×10 4 個以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。 - 質量%で、C:0.01〜0.14%、Si:0.04〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Cu:0.2%未満、B:0.0007%を超え0.005%以下、Al:0.05%未満、N:0.007%以下、O:0.003%、Sn:0.03〜0.50%以下およびNi:1.5%以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、そして、下記(1)式から求められるBq値が0.003以下、下記(2)式から求められるCeq値が0.15〜0.35であり、かつ、表層から2mm以内の領域における酸化物数が1平方mmあたり5×10 4 個以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。 - 質量%で、C:0.01〜0.14%、Si:0.04〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Cu:0.2%未満、B:0.0007%を超え0.005%以下、Al:0.05%未満、N:0.007%以下、O:0.003%、Sn:0.03〜0.50%以下およびCr:1.2%以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、そして、下記(1)式から求められるBq値が0.003以下、下記(2)式から求められるCeq値が0.15〜0.35であり、かつ、表層から2mm以内の領域における酸化物数が1平方mmあたり5×10 4 個以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材。
ただし、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。なお、各元素の含有量が不純物レベルの場合には0を代入するものとする。 - 下記の工程A〜Dを備え、かつ、工程Dの冷却終了後の復熱温度幅を70℃以下とすることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材の製造方法。
工程A:溶鋼に下記(3)式を満足する条件で不活性ガスを吹き込む工程、
工程B:得られた溶鋼を連続鋳造し、請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を得る工程、
工程C:得られた鋼片を900〜1180℃に加熱した後、仕上げ温度が650〜1000℃となる条件で熱間圧延を施して熱延材を得る工程、および、
工程D:得られた熱延材を、620〜950℃の温度域から、620〜500℃の温度域における平均冷却速度が5〜50℃/秒となる条件で加速冷却し、500℃以下の温度域で冷却を終了させる工程。
ただし、上記(3)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G1:溶鋼内に吹き込まれる不活性ガス流量(NL/min)
H1:不活性ガス吹き込みノズルの先端から溶鋼湯面までの距離(m)
t1:不活性ガス吹き込み時間(min)
S1:取鍋溶鋼量(ton)
D1:取鍋内径(m) - 下記の工程A1〜Dを備え、かつ、工程Dの冷却終了後の復熱温度幅が70℃以下であることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性および耐食性に優れた鋼材の製造方法。
工程A1:溶鋼に下記(4)式を満足する条件で真空精錬処理を行う工程、
工程B:得られた溶鋼を連続鋳造し、請求項1から5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を得る工程、
工程C:得られた鋼片を900〜1180℃に加熱した後、仕上げ温度が650〜1000℃となる条件で熱間圧延を施して熱延材を得る工程、および、
工程D:得られた熱延材を、620〜950℃の温度域から、620〜500℃の温度域における平均冷却速度が5〜50℃/秒となる条件で加速冷却し、500℃以下の温度域で冷却を終了させる工程。
ただし、上記(4)式中の記号の定義は、下記のとおりである。
G2:溶鋼環流に使用される不活性ガス流量(NL/min)
D2:浸漬管内径(m)
t2:真空処理時間(min)
S2:取鍋溶鋼量(ton)
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