JP6788589B2 - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物を軽量化することができ、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くすることができるため、加工及び溶接作業の容易性も同時に確保することができる。
また、上記の技術そのものを一般的な量産体制に適用すると、大きな生産性の低下が予想されるため、商業的な適用には無理がある技術と言える。
また、本発明の他の側面は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにその目的がある。
前記鋼材の中心部は、好ましくはEBSD法で測定した15度以上の高傾角境界を有する粒度が30μm(マイクロメートル)以下であってもよい。
前記鋼材は、好ましくは降伏強度が390MPa以上であってもよい。
前記粗圧延後で仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、200μm以下、好ましくは150μm以下、より好ましくは100μm以下であってもよい。
前記鋼板の冷却は、2℃/s以上の中心部の冷却速度で行ってもよい。
前記鋼板の冷却は、3〜300℃/sの平均冷却速度で行ってもよい。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を更に向上させたものである。
1)固溶強化による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、固溶強化のためにMn、Ni、Cu、及びSiの含有量を最適化したものである。
以下、本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
C(炭素):0.05〜0.10%(以下、各成分の含有量は、重量%を意味する。)
Cは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有させる必要があり、このような添加効果を得るためには、Cを0.05%以上添加することが好ましい。
しかしながら、Cの含有量が0.10%を超えると、多量の島状マルテンサイト生成、フェライト自体の高い強度、及び多量の低温変態相生成などにより低温靭性が低下するため、Cの含有量は、0.05〜0.10%に限定することが好ましく、より好ましくは0.061〜0.091%であり、更に好ましくは0.065〜0.085%である。
Mnは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素であって、このような効果を得るためには、0.9%以上添加することが好ましい。しかしながら、Mnの含有量が1.5%を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト(Upper bainite)及びマルテンサイトの生成を促進し、中心部偏析を引き起こして粗大な低温変態相を生成させて衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
従って、Mnの含有量は、0.9〜1.5%に限定することが好ましく、より好ましくは0.97〜1.39%であり、更に好ましくは1.15〜1.30%である。
Niは、低温で転位の交差すべり(Cross slip)を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させる重要な元素であって、このような効果を得るためには、0.8%以上添加することが好ましい。しかしながら、Niが1.5%以上添加されると、硬化能が過度に上昇し、低温変態相が生成して靭性を低下させると共に、製造原価も上昇させるため、Ni含有量の上限は1.5%であることが好ましい。より好ましいNi含有量の限定範囲は、0.89〜1.42%であり、更に好ましくは1.01〜1.35%である。
Nbは、NbC又はNbCNの形態で析出して母材強度を向上させる。また、高温に再加熱した時に固溶したNbは、圧延する時に、極めて微細なNbCの形態で析出してオーステナイトの再結晶を抑制することによって、組織を微細化させるという効果がある。
従って、Nbは0.005%以上添加することが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Nb含有量の上限は0.1%に制限することが好ましい。より好ましいNb含有量の限定範囲は0.012〜0.028%であり、更に好ましくは0.018〜0.024%である。
Tiは、再加熱時にTiNとして析出し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制することによって低温靭性を大きく向上させる成分であって、このような添加効果を得るためには、0.005%以上添加することが好ましい。
しかしながら、Tiが0.1%を超えて添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が減少する可能性があるため、Ti含有量は0.005〜0.1%に限定することが好ましい。より好ましいTi含有量の限定範囲は0.009〜0.024%であり、更に好ましくは0.011〜0.018%である。
P、Sは、結晶粒界に脆性を誘発するか、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、P:100ppm以下及びS:40ppm以下に制限することが好ましい。
Siは、鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であって、このような効果を得るためには、0.1%以上添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト(MA)相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させることがあるため、前記Si含有量の上限は0.4%に制限することが好ましい。より好ましいSi含有量の限定範囲は0.22〜0.32%であり、更に好ましくは0.25〜0.3%である。
Cuは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上する主要な元素であり、焼き戻し(tempering)への適用時に、イプシロンCu析出物の生成により降伏強度を高める主要な元素であるため、0.1%以上添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると、製鋼工程において赤熱脆性(hot shortness)によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、前記Cu含有量の上限は0.6%に制限することが好ましい。より好ましいCu含有量の限定範囲は0.21〜0.51%であり、更に好ましくは0.18〜0.3%である。
但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することもあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の技術者であれば分かるものであるので、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
前記フェライトは、多角形フェライト(Polygonal ferrite)又は針状フェライト(acicular ferrite)が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト(granular bainite)が好ましい。
前記鋼材の微細組織が、パーライトを含む複合組織である場合は、パーライトの含有率は20%以下に制限することが好ましい。
このように、鋼材の中心部組織の粒度を30μm以下に微細化することによって、結晶粒の強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播を最小に抑えることができるので、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができる。
前記鋼材は、50mm以上の厚さを有し、好ましくは50〜100mmの厚さを有することができ、より好ましくは80〜100mmの厚さを有することができる。
以下、本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、950℃以上に設定することが好ましいが、これは、鋳造中に形成されたTi及び/又はNbの炭窒化物を固溶させるためである。また、Ti及び/又はNbの炭窒化物を十分に固溶させるためには、1000℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度でスラブを再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、前記再加熱温度の上限は1100℃に制限することが好ましい。
再加熱されたスラブを粗圧延する。粗圧延の温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度(Tnr)以上にすることが好ましい。圧延により、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、更に、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は1100〜900℃に制限することが好ましい。
スラブの表面温度及び厚さの測定は、最初の粗圧延前に行われ、また前記バーの表面温度及び厚さの測定は、第2回目の粗圧延から粗圧延前に行われる。
粗圧延時における初期圧延により再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるが、最終第3パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒成長速度が遅くなり、これに伴って、粗圧延時における最終の第3パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を及ぼすようになる。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における総累積圧下率は40%以上に設定することが好ましい。
粗圧延されたバーを850℃〜Ar3(フェライト変態開始温度)以上で仕上げ圧延して鋼板を得る。より微細化された微細組織を得るには、仕上げ圧延温度を850℃以下として行うことが好ましい。仕上げ圧延の際、オーステナイト組織が変形されたオーステナイト組織となる。
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、粗圧延条件などによって制御することができる。
上記のように、前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさを制御すると、オーステナイト結晶粒の微細化によって最終微細組織が微細化され、降伏/引張強度の上昇及び低温靭性の向上を得ることができる。
鋼板は、仕上げ圧延の後には50mm以上の厚さを有し、好ましくは50〜100mmの厚さを有し、より好ましくは80〜100mmの厚さを有することができる。
仕上げ圧延の後、鋼板を700℃以下に冷却する。冷却終了温度が700℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が390Mpa以下になる可能性がある。前記鋼板の冷却は、中心部の冷却速度が2℃/s以上で行うことができる。鋼板の中心部の冷却速度が2℃/s未満であると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が390Mpa以下になる可能性がある。また、前記鋼板の冷却は、3〜300℃/sの平均冷却速度で行ってもよい。
下記表1の組成を有する400mm厚さの鋼スラブを、1050℃の温度に再加熱した後、1020℃の温度で粗圧延を実施してバーを製造した。スラブの粗圧延時には、表面−中心部間の平均温度差は下記表2に示すようにし、累積圧下率は、全例とも同様に50%を適用した。
表2の粗圧延時に中心部−表面の平均温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバー表面の温度と、バーに噴射された水の量と、粗圧延直前のスラブ厚を考慮して計算された中心部温度との差を示し、粗圧延における各パス(pass)の温度差を測定して全体の平均値を計算した結果である。
上記の粗圧延の後、770℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行って下記表2の厚さを有する鋼板を得た後、5℃/secの冷却速度で700℃以下の温度に冷却した。
図1は、発明鋼1の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示す。図1に示すように、厚さ中心部の組織が微細化されている。
鋼下記表3に示すように、スラブのCu/Ni重量比を変化させたこと以外は、実施例1の発明鋼2と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を下記表3に示した。
下記表3において、鋼板の表面特性とは、Hot shortnessにより表面部のスタークラックが発生したか否かを測定したことをいう。
粗圧延後の、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ(μm)を下記表4に示すように変化させたこと以外は、実施例1の発明鋼1と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の中心部の粒度平均特性を調査し、その結果を下記表4に示した。
Claims (13)
- 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材であって、
質量%で、C:0.05乃至0.1%、Mn:0.9乃至1.5%、Ni:0.8乃至1.5%、Nb:0.005乃至0.1%、Ti:0.005乃至0.1%、Cu:0.1乃至0.6%、Si:0.1乃至0.4%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物からなり、
フェライト単相組織、グラニュラーベイナイト単相組織、フェライトとグラニュラーベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとグラニュラーベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択された一つの組織からなる微細組織を有し、且つ、厚さが50mm以上であり、
前記鋼材は、厚さ方向の1/2位置を中心とする厚さの20%の範囲内である部分をEBSD法で測定時に15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が30μm以下であり、
前記鋼材は、厚さ方向の1/2位置を中心とする厚さの20%の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が40%以下であり、
前記鋼材は、降伏強度が390MPa以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。 - 前記Cu及びNiの含有量は、Cu/Ni重量比が0.6以下になるように設定されることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記フェライトは針状フェライト(acicular ferrite)又は多角形フェライト(polygonal ferrite)であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織である場合は、前記パーライトの分率が20%以下であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、厚さが80乃至100mmであることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
質量%で、C:0.05乃至0.1%、Mn:0.9乃至1.5%、Ni:0.8乃至1.5%、Nb:0.005乃至0.1%、Ti:0.005乃至0.1%、Cu:0.1乃至0.6%、Si:0.1乃至0.4%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部Fe、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを、950乃至1100℃に再加熱した後、1100乃至900℃の温度で粗圧延する段階と、
粗圧延されたバー(bar)を、850℃乃至Ar3以上の温度で仕上げ圧延して厚さ50mm以上の鋼板を得る段階と、
前記鋼板を、700℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、
粗圧延直前のスラブ又は、バーの中心部の温度と前記粗圧延直前のスラブ又はバーの表面間の温度差が70℃以上となるようにして前記鋼板の中心部の微細組織の平均粒度が30μm以下に維持されるようにし、粗圧延時における最終の第3パスに対しては、パス当たりの圧下率が5%以上であり、総累積圧下率を40%以上として前記鋼板の中心部の組織を微細化し、
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚(mm)/仕上げ圧延後の鋼板厚(mm)の比が3.5以上になるように設定し、
フェライト単相組織、グラニュラーベイナイト単相組織、フェライトとグラニュラーベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとグラニュラーベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択された一つの組織からなる微細組織を有し、
厚さ方向の1/2位置を中心とする厚さの20%の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して15度以内の角度をなす(100)面の面積率が40%以下であり、
降伏強度が390MPa以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。 - 前記Cu及びNiの含有量は、Cu/Ni重量比が0.6以下になるように設定されることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面との温度差が100乃至300℃であることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面との温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、冷却条件及び粗圧延直前のスラブ又はバーの厚さを考慮して計算された中心部温度との差であることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延が2パス以上行われ、更に、スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面間の温度差は、粗圧延における各パス(pass)直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、冷却条件及びスラブ又はバーの厚さを考慮して計算された中心部の温度差を測定して全体の平均値を計算した温度差であることを特徴とする請求項9に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、200μm以下であることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、中心部の冷却速度が2℃/s以上で行うことを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、平均冷却速度が3乃至300℃/sで行うことを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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