JP6500568B2 - Hazの疲労特性および靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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化学組成が、質量%で、
C:0.01〜0.10%、
Si:0.04〜0.60%、
Mn:0.50〜1.50%、
P:0.025%以下、
S:0.020%以下、
N:0.0055〜0.0200%、
Sol.Al:0.003〜0.045%、
Ti:0.002〜0.040%、
Zr:0.020%以下、
Nb:0.020%以下、
V:0.020%以下、
B:0.0050%以下、
O:0.0030%以下、
Cr:0.1〜1.0%、
Cu:0〜0.7%、
Ni:0〜3.0%、
残部:Feおよび不純物であり、かつ、
下記式(i)で表されるフリー窒素指数Nfが−0.013以上であり、
前記HAZの金属組織が、面積%で、ベイナイト組織を95%以上含み、
下記式(ii)を満足する、厚鋼板。
Nf=N−14×(Sol.Al/27+Ti/47.9+Zr/91.2+Nb/92.9+V/50.9+B/10.8) ・・・(i)
σb/Hv≧1.0 ・・・(ii)
ただし、(i)式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量%)であり、(ii)式中の各記号の意味は以下の通りである。
σb:回転曲げ疲労試験における回転曲げ応力振幅
Hv:HAZのビッカース硬度
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、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、母材およびHAZの強度を高める作用を有する元素である。この効果を得るためには、C含有量を0.01%以上とする必要がある。一方、C含有量が0.10%を超えると、HAZの硬度が上昇し、溶接部の硬度分布が不均質となり、溶接継手の疲労強度を確保できない。したがって、C含有量は0.10%以下とする。なお、Cは安価な元素であり、母材の強度を高める作用を有する他の添加元素を抑制し、経済的に強度を確保する。この効果を得るため、C含有量は、0.03%以上であることが好ましい。
Siは、鋼を脱酸するために必要な元素である。Si含有量が0.04%未満では、適切な脱酸効果を期待できないため、Si含有量は0.04%以上とする。一方、Si含有量が0.60%を超えると、HAZの靱性が劣化し始め、溶接構造用鋼としての適正を欠くこととなる。したがって、Si含有量は0.60%以下とする。ここで、Si含有量としては、0.20%以上であることが好ましく、0.50%以下であることが好ましい。
Mnは、Cと同様に、母材およびHAZの強度を確保し、また、母材およびHAZの疲労き裂進展抵抗性を向上させるのに有効な元素である。そのため、Mn含有量を0.50%以上とする必要がある。一方、Mn含有量が1.50%を超えると、HAZの靱性劣化が顕著となる。したがって、Mn含有量は1.50%以下とする。ここで、Mn含有量としては、0.80%以上であることが好ましく、1.35%以下であることが好ましい。
Pは、不純物元素であり、中心偏析を助長するなど、母材およびHAZの靭性を劣化させるため、本発明においては、0.025%以下とする。P含有量は、0.018%以下であることが好ましい。
Sは、不純物元素であり、0.020%を超えて多量に存在する場合、溶接割れの原因となり、MnS等の割れの起点となり得る介在物を形成する。そのため、S含有量は、0.020%以下とする。また、母材およびHAZの靱性確保に影響のない程度に止めるため、S含有量は、0.015%以下であることが好ましく、0.006%以下であることがより好ましい。
Nは、Tiと結合してTiNを生成して、HAZの細粒化に寄与する重要な元素である。また、転位セルの形成を固着により阻害するため、N含有量は0.0055%以上とする必要がある。一方、N含有量が0.0200%を超えると、HAZの靱性が損なわれ始める。したがって、N含有量は0.0200%以下とする。ここで、N含有量としては、0.0100%を超えることが好ましく、0.0180%以下であることが好ましい。
Alは、脱酸作用を有する元素である。鋼の脱酸のため、Alを酸可溶性Al(Sol.Al)換算で、0.003%以上含有させる必要がある。一方、Sol.Al含有量が0.045%を超えると、溶接部に硬質の島状マルテンサイトが多数生成し、島状マルテンサイトが破壊起点となり溶接部の靱性が劣化する。したがって、Sol.Al含有量は0.045%以下とする。ここで、充分な靱性を確保する上では、Sol.Al含有量は0.02%以下であることが好ましい。
Tiは、炭化物を生成することにより、軟質部を細粒化して強化するため、HAZの疲労き裂進展抑制特性の改善に有効な元素である。そのため、Ti含有量を0.002%以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.040%を超えると、HAZの疲労き裂進展抑制特性の改善効果が飽和するだけでなく、HAZの強度が上昇しすぎる。その結果、HAZの靱性が損なわれる。したがって、Ti含有量は0.040%以下とする。Ti含有量は、0.020%以上であることが好ましく、0.030%以下であることが好ましい。
Nb:0.020%以下
V:0.020%以下
Zr、NbおよびVは、いずれも、CおよびNの化合物として析出し、結晶粒を微細化させ、靱性を向上させるのに有効な作用をする。しかしながら、0.020%を超えると、顕著な効果を示さなくなる。したがって、Zr、NbおよびV含有量を、それぞれ0.020%以下とする。これらの元素の下限は特に定めないが、上記の効果を得るためには、Zrを0.002%以上、Nbを0.006%以上、Vを0.007%以上含有させることが好ましい。
Bは、BNとして析出し、フェライト変態を促進する。しかしながら、0.0050%を超えると、溶接部の靱性が低下する。したがって、B含有量は0.0050%以下とする。また、上記の効果を得るため、B含有量は0.0006%以上であることが好ましい。
Oは、介在物の生成に極めて重要な働きをする元素である。介在物は疲労き裂の発生起点となる場合がある。そのため、介在物の形状、生成量を抑制することは、疲労向上に重要である。本発明でも、疲労強度を向上させるため、O含有量を抑制する制御を適用可能である。しかしながら、酸素量を制御するには、製鋼段階で多くの工数を要し、経済性に問題がある。そこで、疲労特性向上と、構造用部材としての経済性とを両立する観点から、O含有量は0.0030%以下とする。O含有量は、低いほど好ましく、0.0025%以下であることが好ましい。
Crは、強度を高める作用があり、また、疲労き裂進展抑制にも有効であるため、含有させてもよい。しかし、Crを過剰に含有させると、HAZの靱性が劣化する場合がある。そのため、Cr含有量は1.0%以下とする。また、Cr含有量は、0.1%以上であることが好ましく、0.3%以上であることがより好ましい。
Moは、焼入れ性を高めて強度を改善するのに有効な元素であるため、含有させてもよい。ただし、Mo含有量が0.08%を超えると、HAZの靱性の劣化を引き起こす場合があるばかりでなく、コスト上昇を招く場合がある。そのため、Mo含有量は0.08%以下であることが好ましい。また、Mo含有量は、0.01%以上であることが好ましく、0.02%以上であることがより好ましい。
Cuは、強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Cu含有量が0.7%を超えると、HAZの靱性が劣化する場合がある。そのため、Cu含有量は0.7%以下とする。Cu含有量は、0.5%以下であることが好ましい。また、強度を高めるため、Cu含有量は0.1%以上であることが好ましく、0.3%以上であることがより好ましい。
Niは、強度を高める作用があり、また、疲労き裂進展抑制にも有効であるため、含有させてもよい。しかし、Ni含有量が3.0%を超えると、コスト上昇に見合うだけの強度が得られない場合があるとともに、疲労き裂進展抑制効果も飽和する場合がある。そのため、Ni含有量は3.0%以下とする。強度を高めるため、Ni含有量は0.2%以上であることが好ましい。
Caは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかしながら、Ca含有量が0.007%を超えると、Ca介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ca含有量は0.007%以下であることが好ましい。Ca含有量は0.003%以下であることがより好ましい。また、HAZの靭性改善の効果を得るため、Ca含有量は0.0015%以上であることが好ましい。
Mgは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Mg含有量が0.007%を超えると、Mg介在物の量が過剰となって、Caと同様に靭性劣化を来す場合がある。したがって、Mg含有量は0.007%以下であることが好ましい。Mg含有量は0.003%以下であることがより好ましい。また、HAZの靭性改善の効果を得るため、Mg含有量は0.0005%以上であることが好ましい。
Ceは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Ce含有量が0.007%を超えると、Ce介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ce含有量は0.007%以下であることが好ましい。Ce含有量は0.003%以下であることがより好ましい。また、HAZの靭性改善の効果を得るため、Ce含有量は0.0005%以上であることが好ましい。
Yは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Y含有量が0.5%を超えると、Y介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Y含有量は0.5%以下であることが好ましい。Y含有量は0.05%以下であることがより好ましい。また、靭性改善の効果を得るため、Y含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Ndは、組織の微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Nd含有量が0.5%を超えると、Nd介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Nd含有量は0.5%以下であることが好ましい。Nd含有量は0.05%以下であることがより好ましい。また、靭性改善の効果を得るため、Nd含有量は0.01%以上であることが好ましい。
フリー窒素指数Nf:−0.013以上
本発明は、フリー窒素を転位の移動阻止に積極的に活用することに特徴がある。フリー窒素は従来、靱性を劣化するものとして抑制することのみが追及されてきた。ここで、フリー窒素量は、含有されている総窒素量から、窒化物として消費された分を差し引いた残りである。正確なフリー窒素量は、精緻な測定を経なければ確定できないが、窒化物生成元素量を用いて、下記(i)式からフリー窒素量の概略を見積もることができる。ここでは、この数値をフリー窒素指数と呼ぶ。
Nf=N−14×(Sol.Al/27+Ti/47.9+Zr/91.2+Nb/92.9+V/50.9+B/10.8) ・・・(i)
ただし、(i)式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量%)を表す。
フリー窒素が靱性に及ぼす悪影響を避けるため、細粒組織が不可欠である。そのため、本発明の厚鋼板では、HAZの金属組織が、面積%で、ベイナイト組織を95%以上含むものである。
σb/Hv≧1.0 ・・・(ii)
本発明の厚鋼板では、回転曲げ応力振幅σbおよびHAZの硬度Hvが上記(ii)式を満たす。上記(ii)式を満たす厚鋼板は、HAZの硬度Hvを上げることなく、回転曲げ応力振幅σbが向上している。その結果、継手疲労強度を向上させることができる。σb/Hvが1.0未満であると、σbに対するHvが大きすぎて、継手内に急峻な硬度変化を与えてしまい、材質ノッチが形成される。その結果、応力およびひずみの集中により、継手疲労強度を大きく低下させる。
本発明に係る厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、熱間圧延し、最後に冷却することにより製造することができる。
表1に示す鋼種A〜Eの化学成分を有する鋼材をラボにて溶解し、インゴットを幅120mm、厚さ100mmに鍛造後、温度と板厚を厳密に制御して厚さ16mmまで熱間圧延を行った。上記熱間圧延は、鋼種Eを除き、加熱温度、仕上げ温度、および、950℃以下における各圧下率を、表2に示す値で行った。次に、鋼種Eを除き、圧延終了後、鋼板温度が830℃の状態から冷却槽へ浸漬させ加速水冷を行い、室温程度まで冷却を行った。鋼種Eについては、1150℃で加熱後、1000℃で仕上げた後、室温まで空冷した。その後、900℃まで加熱して急冷するという焼き入れ処理後、600℃まで加熱して空冷するという焼き戻し処理を行った。これにより得られた試験No.1〜13の圧延母材から各種試験片を採取し、圧延母材の降伏応力(YP)、引張強度(TS)、破断伸び(El)、シャルピー衝撃特性(vTrsおよびvET)を測定した。結果を表2に示す。表2に示されるように、試験No.1〜13の圧延母材は、充分な機械的性質を有する。
溶接継手において、疲労き裂発生部位は、HAZである。そこで、HAZの疲労特性を評価すべく、ここでは試験No.1〜13の圧延母材を用いて、再現HAZ材を準備した。まず、試験No.1〜13の圧延母材から、試験片長手方向が圧延方向と一致するように、図1に示す熱サイクル付与用の試験片を機械加工により採取した。
再現HAZ材の靭性の評価は、シャルピー衝撃試験により行った。まず、寸法11mm×11mm×60mmの熱サイクル付与用の試験片を、試験No.1〜13の圧延母材から機械加工により採取し、試験片の長手方向の中央部近傍に、図2の熱サイクルを付与した。その後、寸法10mm×10mm×55mmの一般的なvノッチ衝撃試験片を加工し、−40℃の試験温度にてシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験結果を表3に示す。また、吸収エネルギーに及ぼす窒素含有量およびオースフォーム圧下率の影響を図3に示す。
再現HAZ材の硬度測定は、ビッカース試験機を用いて、押付け荷重1kgfにて実施した。硬度測定用サンプルとして、熱サイクルを付与した図1に示す試験片を再加工し、図4に示す形状および寸法の試験片を準備した。図4に示す試験片は、R10を設けた試験片肩部(φ8mmの部分)において切断し、切断面が評価できるように樹脂中に埋込み、研磨して供試した。切断面内のφ6mmの円周に沿って、90度ピッチに4点の硬度を測定した。φ6mm位置は、試験片のR10の切欠き底直径に対応しているため、上記硬度は、試験片の疲労き裂発生部の硬度と見なせる。測定した4点の硬度の平均値を表3に示す。
疲労強度評価用の試験片として、熱サイクルを付与した図1に示す試験片を再加工し、図4に示す形状および寸法の試験片を準備した。図4に示す試験片は、熱サイクルを付与した部位から疲労き裂が確実に発生するように、なだらかな環状切欠きを試験片中央に設けている。切欠きRが10mmと極めて大きいため、得られる疲労特性は、平滑材の疲労特性と見なせる。
Claims (3)
- HAZを有する厚鋼板であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.01〜0.10%、
Si:0.04〜0.60%、
Mn:0.50〜1.50%、
P:0.025%以下、
S:0.020%以下、
N:0.0055〜0.0200%、
Sol.Al:0.003〜0.045%、
Ti:0.002〜0.040%、
Zr:0.020%以下、
Nb:0.020%以下、
V:0.020%以下、
B:0.0050%以下、
O:0.0030%以下、
Cr:0.1〜1.0%、
Cu:0〜0.7%、
Ni:0〜3.0%、
残部:Feおよび不純物であり、かつ、
下記式(i)で表されるフリー窒素指数Nfが−0.013以上であり、
前記HAZの金属組織が、面積%で、ベイナイト組織を95%以上含み、
下記式(ii)を満足する、厚鋼板。
Nf=N−14×(Sol.Al/27+Ti/47.9+Zr/91.2+Nb/92.9+V/50.9+B/10.8) ・・・(i)
σb/Hv≧1.0 ・・・(ii)
ただし、(i)式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量%)であり、(ii)式中の各記号の意味は以下の通りである。
σb:回転曲げ疲労試験における回転曲げ応力振幅
Hv:HAZのビッカース硬度 - 前記HAZの、−40℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが20J以上である、請求項1に記載の厚鋼板。
- 前記化学組成が、質量%で、Cu:0.1〜0.7%、および/または、Ni:0.2〜3.0%を含有する、請求項1または請求項2に記載の厚鋼板。
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