JP5266836B2 - 疲労き裂伝播抵抗性、且つ延性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、疲労き裂伝播抵抗性に優れた鋼材およびその製造方法に関し、特に延性に優れ、き裂伝播異方性が小さく、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど構造安全性が強く求められる溶接構造物に好適なものに関する。
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に使用される鋼材は、強度、靭性などの機械的性質や溶接性に優れていることに加えて、常時稼動における繰返し荷重や風、地震等による震動に対して構造物の構造安全性を担保しなければならない。
繰返し荷重に対しては疲労特性に優れていることが要求され、特に部材の破断といった終局的な破壊を防止するためには、鋼材の有する疲労き裂の伝播抵抗性を向上することが効果的と考えられている。
一般的な溶接構造物の場合、溶接止端部は応力集中部になりやすく、溶接による引張残留応力も作用するため疲労き裂の発生源となることが多く、その防止策として、止端部をなめ付け溶接したり、ショットピーニングにより圧縮残留応力を導入することが知られている。
しかしながら、溶接構造物には多数の溶接止端部があり、またコスト的にも負担が大きいため、これらの方法は工業的規模での実施には不適当で、溶接構造物の耐疲労特性は使用される鋼材自体の疲労き裂伝播特性の向上により図られることが多い。
これら鋼構造物においては鋼板に対して様々な方向、例えば、圧延方向に対して様々な方向から自由に溶接施工される場合が多く、それゆえ疲労き裂発生・伝播の方向も様々であるため、鋼板の疲労き裂伝播抵抗性能も鋼中における方向を問わずに高い性能をもつことが望ましい。
特許文献１はタンカー用鋼板に関し、その組織をフェライトの第一相ならびにベイナイトおよび／またはパーライトの第二相の混合組織からなり、前記フェライトの平均粒径が２０μｍ以下とすることで湿潤硫化水素環境で耐疲労き裂進展特性に優れることが記載されている。
特許文献２には組織を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き裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。
特許文献３には断面の鋼組織がフェライトとベイナイトであって、フェライト相は面積率で３８％以上５２％以下で、そのフェライト相部分の硬さが８０ＨＶ０．０２〜１５０ＨＶ０．０２であり、かつフェライト相とベイナイト相の境界が断面内任意の場所に引いた直線上において５０〜３００カ所／ｍｍの密度で存在することを特徴とする、疲労き裂進展抵抗性に優れた引張り強さが５５ｋｇｆ／ｍｍ２以上のフェライト・ベイナイト二相鋼が記載されている。
特許文献４には疲労き裂進展方向の第二相間の界面から次の第二相への界面との間隔が２５μｍ以下であり、板厚方向の断面組織が面積率で６０〜９０％のフェライト母相と第二相からなり、第二相の硬さ：Ｈｖ（ＳＰ）とフェライトの硬さ：Ｈｖ（Ｆ）がある式で示される値を満足し、かつ第二相のアスペクト比：１（長軸長さ）／ｄ（短軸長さ）が１／ｄ＞３．４２であることを特徴とする疲労き裂伝播特性の優れた鋼材が記載されている。
特許２７８５６４３号公報
特許２９６２１３４号公報
特許３４８９２４３号公報
特許３４３４４３４号公報
しかしながら、特許文献１〜４記載の発明に係る鋼板は、いずれも硬化相としてベイナイトあるいはマルテンサイトなどを導入するため、全伸びの劣化が懸念される。船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物に使用される鋼材では、規格において全伸び値が規定されることが多く、疲労き裂伝播抵抗性を向上させるにも、全伸びが規格値を満たすことが前提となる。例えば、橋梁用に用いるＪＩＳＳＭ４９０Ｙ鋼では、ＪＩＳ１Ａ引張試験片において１５％以上の全伸びが必要である。ところが、従来の技術では、疲労き裂伝播抵抗性と全伸びの両者を制御できる製造指針は得られていない。
そこで、本発明は、疲労き裂伝播抵抗性に優れ、且つ延性に優れた鋼材の製造方法を提供することを目的としたものである。
本発明者は、圧延・加速冷却と引き続くＡｃ１以下の再加熱によって製造され、フェライトと硬質第二相からなる二相組織を有する鋼材を対象に、疲労き裂伝播ならびに全伸びにおよぼす製造条件の影響を、詳細に検討し、優れた疲労き裂伝播抵抗性を確保するための冷却開始温度と冷却停止温度、さらに、優れた全伸びを確保するための再加熱条件を新たに見出した。
本発明は、得られた知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上、仕上げ圧延温度Ａｒ３点以上で圧延後空冷し、Ａｒ３未満〜Ａｒ３−８０℃の温度域より５５０℃以下３００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却し、引き続き加速冷却停止温度から１℃/ｓ以上の昇温速度で５５０℃以上Ａｃ１以下まで加熱して放冷することを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
２．更に、鋼成分として、質量％で、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上、仕上げ圧延温度Ａｒ３点以上で圧延後空冷し、Ａｒ３未満〜Ａｒ３−８０℃の温度域より５５０℃以下３００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却し、引き続き加速冷却停止温度から１℃/ｓ以上の昇温速度で５５０℃以上Ａｃ１以下まで加熱して放冷することを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
２．更に、鋼成分として、質量％で、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
本発明によれば、高い疲労き裂伝播抵抗性を有し、且つ延性に優れた鋼材の製造方法が得られ、例え、応力集中部や溶接部等から疲労き裂が経年的に発生したとしても、その後の伝播を遅らせて、鋼構造物の安全性を高めることが可能であり、産業上極めて有用である。
本発明の成分組成、製造条件の規定について詳細に説明する。
［成分組成］説明において％は質量％とする。
Ｃ
Ｃは強度を確保するため０．０４％以上添加する。０．２０％を超えて添加すると溶接性が阻害されるため、０．０４〜０．２０％、好ましくは０．０６〜０．１８％を添加する。
Ｃ
Ｃは強度を確保するため０．０４％以上添加する。０．２０％を超えて添加すると溶接性が阻害されるため、０．０４〜０．２０％、好ましくは０．０６〜０．１８％を添加する。
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸と強度を確保するため０．０５％以上添加する。０．５０％を超えて添加すると溶接性、靭性が劣化するため、０．０５〜０．５０％、好ましくは０．１０〜０．４０％とする。
Ｓｉは脱酸と強度を確保するため０．０５％以上添加する。０．５０％を超えて添加すると溶接性、靭性が劣化するため、０．０５〜０．５０％、好ましくは０．１０〜０．４０％とする。
Ｍｎ
Ｍｎは焼入れ性の増加により、強度、靭性を確保させるため、０．５％以上添加する。１．８％を超えると溶接性を劣化させるため、０．５〜１．８％、好ましくは０．８〜１．６％を添加する。
Ｍｎは焼入れ性の増加により、強度、靭性を確保させるため、０．５％以上添加する。１．８％を超えると溶接性を劣化させるため、０．５〜１．８％、好ましくは０．８〜１．６％を添加する。
Ｐ
Ｐは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｐは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｓ
Ｓは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。
Ｓは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。
以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、更に強度、靭性、溶接性を向上させたり、耐候性を付与する場合、Ｃｕ，Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種または二種以上を添加する。
Ｃｕ
Ｃｕは固溶により強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなるので０．４％以下とし、好ましくは、０．３％以下とする。
Ｃｕは固溶により強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなるので０．４％以下とし、好ましくは、０．３％以下とする。
Ｎｉ
Ｎｉは低温靭性や耐候性を向上させ、またＣｕを添加した場合の熱間脆性を改善するので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．８％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇するので０．８％以下とし、好ましくは、０．６％以下とする。
Ｎｉは低温靭性や耐候性を向上させ、またＣｕを添加した場合の熱間脆性を改善するので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．８％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇するので０．８％以下とし、好ましくは、０．６％以下とする。
Ｃｒ
Ｃｒは強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．４％以下とし、好ましくは、０．３％以下とする。
Ｃｒは強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．４％以下とし、好ましくは、０．３％以下とする。
Ｍｏ
Ｍｏは強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．４％以下とし、好ましくは、０．２％以下とする。
Ｍｏは強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．４％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．４％以下とし、好ましくは、０．２％以下とする。
Ｎｂ
Ｎｂは圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．０５％を超えると靭性が損なわれるので０．０５％以下とし、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｎｂは圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．０５％を超えると靭性が損なわれるので０．０５％以下とし、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｖ
Ｖは、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．１０％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｖは、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．１０％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｔｉ
Ｔｉは、強度を上昇させ、溶接部靭性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．０３％を超えると鋼材コストが上昇するので０．０３％％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｔｉは、強度を上昇させ、溶接部靭性を向上させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．０３％を超えると鋼材コストが上昇するので０．０３％％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｂ
Ｂは焼入れ性を高め、強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．００３％を超えると溶接性が低下するので、０．００３％以下、好ましくは０．００２％以下とする。
Ｂは焼入れ性を高め、強度を上昇させるので、所望する特性に応じて添加する。添加する場合、０．００３％を超えると溶接性が低下するので、０．００３％以下、好ましくは０．００２％以下とする。
［製造条件］
本発明に係る鋼材は上記に記載の成分の鋼を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行いＡｒ３点以上で圧延を終了した後、Ａｒ３未満〜Ａｒ３−８０℃の温度域より６５０℃以下４５０℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却することにより得られる。
本発明に係る鋼材は上記に記載の成分の鋼を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行いＡｒ３点以上で圧延を終了した後、Ａｒ３未満〜Ａｒ３−８０℃の温度域より６５０℃以下４５０℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却することにより得られる。
１．加熱温度
加熱温度は圧延温度を確保するため１０００℃以上とする。１２５０℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので上限を１２５０℃以下とする。
加熱温度は圧延温度を確保するため１０００℃以上とする。１２５０℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので上限を１２５０℃以下とする。
２．圧延条件
圧延終了温度はＡｒ３点を下回る場合、二相域圧延となり、パーライトが圧延方向に伸張することで疲労き裂伝播速度に異方性が生じるため、Ａｒ３点以上とする。また、Ａｒ３点以上の累積圧下率が５０％を下回る場合、オーステナイト粒の微細化を通じたフェライト粒の微細化や組織微細化が達成されない。なお、上記圧延は異方性を生じさせないためにオーステナイト再結晶域で行うことが望ましい。
圧延終了温度はＡｒ３点を下回る場合、二相域圧延となり、パーライトが圧延方向に伸張することで疲労き裂伝播速度に異方性が生じるため、Ａｒ３点以上とする。また、Ａｒ３点以上の累積圧下率が５０％を下回る場合、オーステナイト粒の微細化を通じたフェライト粒の微細化や組織微細化が達成されない。なお、上記圧延は異方性を生じさせないためにオーステナイト再結晶域で行うことが望ましい。
３．加速冷却条件
加速冷却開始温度は、初析フェライトを析出させて疲労き裂伝播特性と延性を向上させるためにＡｒ３点未満とする。また、パーライト変態を抑え、加速冷却によりバンド状ベイナイトを形成させるため、加速冷却開始温度の下限をＡｒ３点−８０℃とする。
加速冷却開始温度は、初析フェライトを析出させて疲労き裂伝播特性と延性を向上させるためにＡｒ３点未満とする。また、パーライト変態を抑え、加速冷却によりバンド状ベイナイトを形成させるため、加速冷却開始温度の下限をＡｒ３点−８０℃とする。
加速冷却停止温度は、未変態オーステナイトをベイナイト変態させるため、５５０℃以下、３００℃以上とする。加速冷却停止温度が５５０℃を超える場合、パーライトが生成する。また、加速冷却停止温度が３００℃を下回る場合、冷却後の残留応力が大きくなる。
冷却速度は、冷却中に疲労き裂伝播特性を劣化させるフェライトの粗大化やこれを通じた組織の粗大化を防ぐために１０℃／ｓ以上とする。
なお、上記温度は鋼材の表面温度とし、冷却速度は鋼材の厚さ方向の平均冷却速度とする。また、Ａｒ３点はＡｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す。）等で求めることができる。
４．再加熱条件
５５０℃以下、３００℃以上の冷却停止温度では第二相がベイナイトとなるため、全伸びが劣化する。再加熱は、全伸びを回復させる目的で、５５０℃以上Ａｃ１以下に加熱して行う。
５５０℃以下、３００℃以上の冷却停止温度では第二相がベイナイトとなるため、全伸びが劣化する。再加熱は、全伸びを回復させる目的で、５５０℃以上Ａｃ１以下に加熱して行う。
５５０℃未満の場合、全伸びの回復が小さいため、再加熱温度の下限を５５０℃とする。一方、疲労き裂伝播抵抗性は加速冷却ままが最も優れており、再加熱温度が高くなるほど劣化する傾向にある。
Ａｃ１以下であればΔＫ＝１５ＭＰａ√ｍで疲労き裂伝播速度１．７５ｘ１０−８ｍ/ｃｙｃｌｅ以下、ΔＫ＝２５ＭＰａ√ｍで疲労き裂伝播速度８．５ｘ１０−８ｍ/ｃｙｃｌｅ以下を確保できるが、Ａｃ１温度超えると、島状マルテンサイトが生成されることで疲労き裂伝播抵抗性が低下する。
従って、再加熱温度の上限をＡｃ１温度とする。昇温速度は、１℃/sを下回る場合、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物が粗大化、ひいては結晶粒組織の粗大化を招くため、１℃/s以上とする。
上述した成分組成と製造条件の組合わせにより、フェライトとバンド状ベイナイトの二相組織を備えた鋼板が得られ、疲労き裂伝播抵抗性と延性に優れた特性を備える。
表１に示す成分組成の鋼片を使い、表２に示す製造条件にて板厚１２〜２０ｍｍの鋼板を作成し、得られた鋼板の機械的性質を調査した。
組織観察は任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングしたＬ面の板厚／４位置にて実施した。
疲労き裂伝播特性は全厚のＣＴ試験片にて、板幅方向にき裂が進展する時の疲労き裂伝播試験にて調査した。試験条件は応力比０．１、周波数２０Ｈｚ，室温大気中にて実施した。
ΔＫ＝１５ＭＰａ√ｍで疲労き裂伝播速度１．７５×１０−８ｍ/ｃｙｃｌｅ以下、ΔＫ＝２５ＭＰａ√ｍで疲労き裂伝播速度８．５×１０−８ｍ/ｃｙｃｌｅ以下を満足する場合、本発明例とした。
引張強度は板幅方向に採取したＪＩＳＺ２２０１ １Ａ号の全厚試験片を用いた引張試験により求めた。実施例において、ＴＳが４９０ＭＰａ以上、伸びが１５％以上を本発明例とした。
靭性はシャルピー衝撃試験により破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０２）は板厚／２より、圧延方向に平行に採取した。実施例において、ｖＴｒｓが−２０℃以下を本発明例とした。
引張、シャルピー、疲労き裂伝播試験結果を表２に併せて示す。成分、製造方法を本発明規定範囲内とした板番Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８の鋼板は、いずれにおいても優れた耐疲労き裂伝播抵抗を示し、かつ、強度、延性、靭性にも優れていることが確認される。
一方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明範囲を超えるＮｏ．９の鋼板は高成分のため、強度が高く、延性、靭性が低い。Ａｒ３点以上の圧下率が本発明規定値：５０％を下回るＮｏ．１０の鋼板は、オーステナイトの再結晶が十分でなく、冷却後に粗い組織となっている。このため、特に靭性が劣化している。
圧延終了温度がＡｒ３点を下回る（二相域圧延）Ｎｏ．１１の鋼板は、組織中に展伸したフェライトが認められ、延性、靭性が劣化している。加速冷却開始温度がＡｒ３点を上回るＮｏ．１２の鋼板はベイナイト単相組織であるため、疲労き裂伝播抵抗が劣る。
加速冷却時の冷却速度が本規定値を下回るＮｏ．１３の鋼板は、組織の粗大化によって靭性が劣化している。加速冷却時の停止温度が本規定値を超えるＮｏ．１４の鋼板は、第二相がパーライトとなっており、疲労き裂伝播抵抗に劣る。
再加熱温度が本規定値を下回るＮｏ．１５の鋼板は、優れた疲労き裂伝播抵抗を有するものの、延性が劣化している。再加熱時の昇温速度が本規定値を下回るＮｏ．１６の鋼板は、組織の粗大化により靭性が劣化している。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上、仕上げ圧延温度Ａｒ３点以上で圧延後空冷し、Ａｒ３未満〜Ａｒ３−８０℃の温度域より５５０℃以下３００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却し、引き続き加速冷却停止温度から１℃/ｓ以上の昇温速度で５５０℃以上Ａｃ１以下まで加熱して放冷することを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
- 更に、鋼成分として、質量％で、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の疲労き裂伝播抵抗性且つ延性に優れた鋼材の製造方法。
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