JP4998708B2 - 材質異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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従来,残留応力を抑制するための手法として,加速冷却時の水量調節や冷間レベラ−矯正などが実施されているが,完全に残留応力を解消するには至っていない.
一方,溶接構造物が,使用環境下で繰返し応力を受ける場合には,溶接止端部などの大きな形状不連続部に応力が集中し,疲労亀裂の発生・進展を生じ,最終的には貫通・破断に至り大事故を引き起こす場合がある。
このような要望に対して、特許文献1〜5には,疲労亀裂伝播速度を遅くするための鋼板と製造方法が提案されている。
(1)耐疲労亀裂伝播特性の向上には、鋼板の金属組織の主相を,軟質相として硬さの上限とアスペクト比を規定したフェライト相と、硬質相として硬さの下限とアスペクト比を規定した焼もどしマルテンサイト相の混合組織とし、さらに当該混合組織におけるフェライト相と焼もどしマルテンサイト相の面積分率を制御することが重要である。
(2)この混合組織制御による耐疲労亀裂伝播特性を最大限に発揮するためには,厳格な成分調整が必須であり,フェライト相の硬さを上昇させることなく,オーステナイト域からの焼入れ時にはマルテンサイト生成を促進するCrを添加することが肝要である。
(3)更に,焼もどし軟化抵抗の高いMoあるいはVのうち少なくとも1種の添加と組み合わせると,より耐疲労亀裂伝播特性が向上する。
(4)耐疲労亀裂伝播特性における材質異方性の低減は(1)記載の金属組織を,鋼材の板厚方向,板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても現出させることが重要である。
(5)また,上記のように成分調整した鋼素材を溶体化熱処理の後,熱間圧延を施し,さらに,再加熱処理と,焼もどし処理を実施することにより,上記のミクロ組織要件を達成し,材質異方性なく,優れた疲労き裂伝ぱ特性と機械的特性を兼備することが可能である。
1.鋼組成が,質量%で,
C:0.05〜0.30%,
Si:0.03〜0.35%,
Cr:0.05〜2.0%,
P:0.03%以下
S:0.003%以下
Al:0.1%以下
残部がFeおよび不可避的不純物で、板厚方向,板幅方向および板長さ方向のいずれもでの金属組織の80%以上が,ビッカース硬さで130以下,アスペクト比で2.5以下の軟質相と,面積分率が15〜85%のビッカース硬さで340以上,アスペクト比で2.5以下の硬質相の混合組織からなる,材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
2.鋼組成に,質量%でさらに,
Mo:0.05〜1.0%,
V:0.01〜0.3%
の1種または2種を含有する1に記載した材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
3.鋼組成に,質量%でさらに,
Mn:1.2%以下
Cu:0.8%以下
Ni:1.0%以下
Nb:0.1%以下
Ti:0.03%以下
B:0.0050%以下
Ca:0.005%以下
REM:0.02%以下
Mg:0.005%以下
の1種または2種以上を含有する1または2に記載の材質の異方性が小さく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
4.1〜3のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を,1200〜1300℃で25〜60時間保持した後、空冷し,1000℃〜1200℃に再加熱後,圧延終了温度Ar3変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後,さらにAc1変態点+10℃〜Ac3変態点−10℃の2相域温度に再加熱し,その後5℃/s以上の平均冷却速度で焼入れし,400〜650℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
5.1〜3のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を,1200〜1300℃で25〜60時間保持した後、空冷し,1000℃〜1200℃に再加熱後,圧延終了温度Ar3変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後,Ac3変態点以上に再加熱保持後、空冷を行い,さらにAc1変態点+10℃〜Ac3変態点−10℃の2相域温度に再加熱し,その後5℃/s以上の平均冷却速度で焼入れし,400〜650℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
[金属組織]
本発明では,板厚方向,板幅方向および板長さ方向の全てで、金属組織の80%以上が、硬質相と軟質相の混合組織で、前記硬質相は、面積分率が15〜85%でビッカース硬さHV340以上、アスペクト比で2.5以下の焼きもどしマルテンサイト相で、前記軟質相は、ビッカース硬さをHV130以下、アスペクト比で2.5以下のフェライト相とする。
なお,硬さは,硬さ試験片のフェライト相および焼もどしマルテンサイト相を,微小ビッカース硬さ計を用いて,荷重:0.098N(10gf)〜0.98N(100gf)の範囲、好ましくは0.49N(50gf)で得られた値で規定する。本条件の場合、試験条件による誤差を無視することが可能である。
[成分組成]
成分に関する「%」表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする.
C:0.05〜0.30%
Cは,鋼の強度を増加させ,構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。また,硬質相としてビッカース硬さが340以上の焼もどしマルテンサイト相を得るためには,0.05%以上の含有を必要とする。
Siは,脱酸材として作用し,また,セメンタイトの生成を抑制することにより,オーステナイト中へCを濃縮し,焼入れ時のマルテンサイト生成を促進する。さらに,焼もどし時の,マルテンサイト相の焼もどし軟化抵抗を高めるため,0.03%以上とする。
Crは本発明において重要な合金元素であり,多量に添加してもAr3変態点に対する影響が小さく,またα−Feと同じ体心立方構造で原子半径がFeに近いため固溶強化能が極めて小さく、フェライト相の硬さを上昇させない。
Pは,鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり,とくに溶接部の靭性を劣化させるので,できるだけ低減することが望ましい。Pが0.03%を超えて含有されると,この傾向が顕著となるため,上限とする。なお,過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため,0.003%以上とすることが望ましい。
Sは母材および溶接部の靭性を劣化させる元素であり,できるだけ低減することが望ましい。Sが0.003%を超えて含有されると,この傾向が顕著となるため,上限とする。
Alは,脱酸剤として作用し,高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて,もっとも汎用的に使われる。また,鋼中のNをAlNとして固定し,母材の靭性向上に寄与する。
Moは焼入れ時に,オーステナイトの焼入れ性を増大させ、硬質相としてマルテンサイト相の生成を促進するとともに、焼きもどし時には炭化物を生成することにより、マルテンサイト相の焼きもどし軟化を顕著に抑制し、疲労亀裂伝播速度の低減に有効である。この効果を発揮するためには0.05%以上の添加が必要である。
Vは焼入れ時に,オーステナイトの焼入れ性を増大させ、硬質相としてマルテンサイト相の生成を促進するとともに、焼きもどし時には炭化物を生成することにより、マルテンサイト相の焼きもどし軟化を顕著に抑制し、疲労亀裂伝播速度の低減に有効である。
Mnは,鋼の強度を増加させる効果を有している。一方,1.2%を超えて含有すると,フェライト相の硬さが上昇し、疲労亀裂伝播の遅延効果が劣化する。このため,Mnを添加する場合は、1.2%以下に限定する。
Cuは,高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり,HAZ靭性への影響も小さく,高強度化のために有用で,必要に応じ選択して含有できる。
Niは,高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり,HAZ靭性への影響も小さく,高強度化のために有用で,必要に応じ選択して含有できる。しかし、1.0%を超えて含有しても,効果が飽和し,含有量に見合う効果が得られず,経済的に不利になるとともに、フェライト相の硬さが上昇し、疲労亀裂伝播の遅延効果が低下する。このため,Niを添加する場合は1.0%以下に限定する。
Nbは,強度向上に寄与する元素であるが,0.1%を超える含有は,母材靭性およびHAZ靭性を劣化させる。このため,Nbを添加する場合は0.1%以下に限定する。
Tiは,強度向上に寄与し,また,Nとの親和力が強く凝固時にTiNとして析出し,HAZでのオーステナイト粒の粗大化抑制してHAZの高靭化に寄与する。一方,0.03%を超えて含有すると,母材靭性を劣化させる。このため,Tiを添加する場合は、0.03%以下に限定する。
Bは,焼入れ性の向上を介して,鋼の強度を増加させる作用を有する.一方,0.0050%を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ,母材の靭性,延性の劣化をもたらす.このため,Bを添加する場合は、0.0050%以下に限定する。
Caは,結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であるが、0.005%を超えて含有しても効果が飽和するため,添加する場合は0.005%を上限とする。
REMは,靭性向上に寄与する元素であるが、0.02%を超えて含有しても効果が飽和するため,添加する場合は、0.02%を上限とする。
Mgは,結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であるが、0.005%を超えて含有しても効果が飽和するため,添加する場合は、0.005%を上限とする。
[製造条件]
説明において、温度に関する「℃」表示は特に断らない限り板厚1/2t部の温度を意味するものとする。
溶体化処理
本発明に係る鋼は,上記組成の溶鋼を,転炉,電気炉,真空溶解炉等,通常公知の方法で溶製し,得られた鋼素材を1200℃〜1300℃に加熱し、25〜60時間保持後空冷する溶体化処理を行う。
再加熱温度
熱間圧延前の再加熱温度は1000℃〜1200℃とする。再加熱温度が1000℃未満では,熱間圧延での変形抵抗が高くなり,1パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから,圧延パス数が増加し,圧延能率の低下を招くとともに,鋼素材(スラブ)中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。
熱間圧延条件
熱間圧延は、圧延終了温度をAr3変態点以上とし、熱間圧延後,空冷する。圧延終了温度がAr3変態点未満では,変形抵抗が高くなりすぎて,圧延荷重が増大し,圧延機への負担が大きくなる。
熱間圧延では、板厚が80mmを超える極厚鋼板の場合,ザク圧着のために1パスあたりの圧下率が15%以上となる圧延パスを少なくとも1パス以上確保することが望ましい。
Ar3=868−396C+25Si−68Mn−
21Cu−36Ni−25Cr−30Mo (1)
(ただし,C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo:各合金元素の含有量(質量%))
熱処理
本発明では、熱間圧延後、空冷した鋼板に2相域焼入れー焼もどし処理を施す。2相域焼入れ前に,焼きならし処理を施してもよい。
Ac1=723−14Mn+22Si−14.4Ni+23.3Cr (2)
Ac3=854−180C+44Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr (3)
(ただし,C,Si,Mn, Ni,Cr:各合金元素の含有量(mass%))
2相域温度範囲での保持は,鋼板内の温度均一化を図り,特性ばらつきを抑えるためであり,5min.以上とすることが好ましい。
保持時間について規定しないが、1hr以上になると、焼もどしマルテンサイト相の硬さが低下し、疲労き裂伝播の遅延効果が劣化するので、1hr以内が望ましく,熱処理炉内の均熱性が良好ならば,短時間の保持でもかまわない。
Claims (5)
- 鋼組成が,質量%で,C:0.05〜0.30%,Si:0.03〜0.35%,Cr:0.05〜2.0%,P:0.03%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、残部がFeおよび不可避的不純物で、板厚方向,板幅方向および板長さ方向のいずれにおいても金属組織の80%以上が,ビッカース硬さで130以下,アスペクト比で2.5以下のフェライト相と,面積分率が15〜85%のビッカース硬さで340以上,アスペクト比で2.5以下の焼もどしマルテンサイト相の混合組織からなる,材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
- 鋼組成に,質量%でさらに,Mo:0.05〜1.0%,V:0.01〜0.3%の1種または2種を含有する請求項1に記載した材質の異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。
- 鋼組成に,質量%でさらに,
Mn:1.2%以下
Cu:0.8%以下
Ni:1.0%以下
Nb:0.1%以下
Ti:0.03%以下
B:0.0050%以下
Ca:0.005%以下
REM:0.02%以下
Mg:0.005%以下
の1種または2種以上を含有する請求項1または請求項2に記載の材質の異方性が小さく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材。 - 請求項1〜請求項3のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を,1200〜1300℃で25〜60時間保持した後、空冷し,1000℃〜1200℃に再加熱後,圧延終了温度Ar3変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後,さらにAc1変態点+10℃〜Ac3変態点−10℃の2相域温度に再加熱し,その後5℃/s以上の平均冷却速度で焼入れし,400〜650℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 請求項1〜請求項3のいずれか一つに記載した組成からなる鋼を,1200〜1300℃で25〜60時間保持した後、空冷し,1000℃〜1200℃に再加熱後,圧延終了温度Ar3変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後,Ac3変態点以上に再加熱保持後、空冷を行い,さらにAc1変態点+10℃〜Ac3変態点−10℃の2相域温度に再加熱し,その後5℃/s以上の平均冷却速度で焼入れし,400〜650℃で焼もどすことを特徴とする材質の異方性がなく耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
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