JP7022822B2 - 低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
一般に、変形時効衝撃特性は、鋼板に数%の引張変形を加え、約250℃で1時間時効処理した後、衝撃試験片に加工して衝撃試験を行うことにより評価する。変形時効現象が激しくなるほど、鋼板の靭性が短時間で減少し、靭性の減少幅も増加する。この場合、鋼板が適用される部位及び構造物の寿命が減少して安定性にも影響を与える可能性がある。そこで、最近では、変形が加えられた鋼板の寿命を増加させることで構造物の安定性を高めるために、変形時効に対する抵抗性が高い鋼板が要求されている。
かかる降伏強度の増加による靭性の低下の原因は、鋼材に変形が加えられ、時間の経過とともに、C、Nのような鋼中の侵入型元素が転位に固着して発生する。
しかし、構造物の大型化、複雑化に伴い、鋼材に要求される変形量が増加し、また、使用環境(寒冷地、極地)の温度が低くなってきているため、従来の方法では、鋼材の変形時効による靭性の低下を効果的に防止することが困難であるという問題があった。
本発明において、Cは、固溶強化を起こし、Nbなどにより炭窒化物として存在して引張強度を確保するための元素である。上記効果を得るために、上記Cの含有量が0.04%以上であることが好ましいが、0.1%を超えると、マルテンサイト(MA)の形成を助長するだけでなく、パーライトが生成されて、低温における衝撃及び疲労特性を劣化させる虞がある。また、固溶Cが増加するにつれて、変形時効衝撃特性が低下するため、上記Cの含有量は、0.04~0.1%の範囲を有することが好ましい。上記Cは、低温における靭性をより安定的に確保するために、0.04~0.08%の範囲を有することがより好ましい。
Siは、Alを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏及び引張強度を確保するために必要な元素であるが、低温における衝撃及び疲労特性を確保するためには、0.4%以下の範囲を有することが好ましい。また、Siが0.4%を超えると、Cの拡散を妨害してMAの形成を助長する。一方、Siを0.05%以下に制御するために、製鋼工程における処理時間が大幅に増えるという欠点がある。したがって、上記Siの含有量は、0.05~0.4%の範囲を有することが好ましい。上記Siは、MAの形成を最小限に抑えることにより、靭性をより安定的に確保するために、0.05~0.2%の範囲を有することがより好ましい。
Mnは、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、1.0%以上添加することが好ましい。しかし、2.0%を超えると、MnS介在物の形成又は中心偏析により靭性の低下を誘発する虞があるため、上記Mnの含有量は、1.0~2.0%の範囲を有することが好ましい。上記Mnは、強度の増加効果及び偏析による靭性の低下を考慮するとき、1.3~1.7%の範囲を有することがより好ましい。
Pは、粒界偏析を起こす元素であって、鋼を脆化させる原因になる虞があるため、その上限を0.01%に制限する必要がある。
Sは、主にMnと結合してMnS介在物を形成し、低温靭性を阻害する要因となる。したがって、低温靭性及び低温疲労特性を確保するために、Sの含有量を0.003%以下に制限する必要がある。
本発明において、Alは、鋼の主な脱酸剤であるだけでなく、変形時効時にNを固定させるために必要な元素である。上記効果を十分に得るために、上記Alが0.015%以上添加されることが好ましい。しかし、0.04%を超えると、Al2O3介在物の分率及びサイズの増加により低温靭性を低下させる原因になる可能性がある。また、Siと同様に、母材及び溶接熱影響部へのMAの生成を促進し、低温靭性及び低温疲労特性を低下させるため、上記Alの含有量は、0.015~0.04%の範囲を有することが好ましい。上記Alは、MAの形成を最小限に抑えることにより、靭性をより安定的に確保するために、0.015~0.025%の範囲を有することがより好ましい。
Tiは、変形時効を起こすNと結合してTi窒化物(TiN)を形成することにより、固溶Nを減少させる元素である。上記Ti窒化物は、微細組織の粗大化を抑制して、微細化に寄与するとともに靭性を向上させる役割を果たす。かかる効果を得るためには、上記Tiが0.005%以上添加されることが好ましい。しかし、上記Tiの含有量が0.02%を超えると、逆に析出物が粗大となり、破壊の原因になる可能性があり、Nと結合しない固溶Tiが残ってTi炭化物(TiC)を形成して、母材及び溶接部靭性を低下させる。したがって、上記Tiの含有量は、0.005~0.02%の範囲を有することが好ましい。上記Tiは、窒化物の粗大化を防止するために、0.005~0.017%の範囲を有することがより好ましい。
Cuは、衝撃特性を大幅に低下させない成分であって、固溶及び析出によって強度を向上させる。しかし、0.35%を超えると、熱衝撃による鋼板の表面クラックが発生する虞があるため、上記Cuの含有量は、0.35%以下の範囲を有することが好ましい。
Niは、含有量の増加に伴う強度向上の効果が大きくはないが、強度及び靭性をともに向上させることができる元素である。上記効果を十分に得るためには、Niが0.05%以上添加されることが好ましい。但し、上記Niは高価な元素であるため、0.8%を超えると、経済性が低下する。したがって、上記Niの含有量は、0.05~0.8%の範囲を有することが好ましい。上記Niは、強度及び靭性の向上の側面から、0.2~0.8%の範囲を有することがより好ましい。
Nbは、固溶又は炭窒化物を析出することにより、圧延又は冷却中の再結晶を抑制して、微細組織の結晶粒サイズを小さくするとともに、強度を増加させる元素である。上記効果を得るためには、上記Nbが0.003%以上添加されることが好ましい。但し、上記Nbが0.03%を超えると、Cの親和性によってCの集中が発生し、MA相の生成を促進して、低温における靭性及び破壊特性を低下させる。したがって、上記Nbの含有量は、0.003~0.03%の範囲を有することが好ましい。
Nは、Cとともに変形時効を起こす主な元素であって、できる限り低く維持することが好ましい。Nによる変形時効衝撃特性の低下を低減するためには、Al、Ti、Nbなどを適切に含ませる必要がある。但し、Nの含有量が高すぎると、変形時効の効果を抑制することが難しくなるため、上記Nの含有量は0.008%以下で含まれることが好ましい。これに対し、Nの含有量が0.002%未満の場合には、変形時効衝撃特性の劣化を抑制するために添加された元素が固溶された状態で固溶強化を起こしたり、又は他の析出物を形成させて、母材及び溶接部の靭性を低下させる。したがって、上記Nの含有量は、0.002~0.008%の範囲を有することが好ましい。
Caは、Alの脱酸後、製鋼中の溶鋼に添加すると、主にMnSとして存在するようになるSと結合して、MnSの生成を抑制するとともに、球状のCaSを形成して鋼材の中心部の亀裂クラックを抑制する効果を奏する。したがって、本発明では、添加されたSを十分にCaSとして形成させるために、Caを0.0002%以上添加する必要がある。しかし、その添加量が0.0050%を超えると、残りのCaがOと結合して粗大な酸化性介在物が生成され、後の圧延で延伸、破折されて低温における亀裂開始点として作用するようになる。したがって、上記Caの含有量は、0.0002~0.0050%の範囲を満たすことが好ましい。
Crは、強力なカーバイド形成元素であり、フェライトの分率が減少し、且つ硬質相の形成を促進する。その結果、衝撃靭性を劣化させる。したがって、本発明では、上記Crの含有量をできる限り下げるか、又は含まれないようにすることが好ましい。尚、本発明では、その上限を0.009%で管理することが好ましい。
Moは、Crと同様に、強力なカーバイド形成元素であり、フェライトの分率が減少し、且つ硬質相の形成を促進する。その結果、衝撃靭性を劣化させる。したがって、本発明では、上記Moの含有量をできる限り下げるか、又はMoが含まれないようにすることが好ましい。尚、本発明では、その上限を0.0009%に管理することが好ましい。
本発明の厚鋼板は、曲げ加工、冷間変形作業が必要な造船及び海洋構造産業の分野に適用可能であり、且つ変形時効衝撃特性に優れて、構造物の安定性確保及び寿命延長を高めるために寄与することができる。
先ず、上述した合金組成を有する鋼スラブを1020~1150℃で再加熱する。上記再加熱温度が1150℃を超えると、オーステナイトの結晶粒が粗大化し、靭性を低下させる虞がある。これに対し、1020℃未満の場合には、TiやNbなどが十分に固溶しない場合が発生し、強度の低下を招くことがある。
下記表1に記載した合金組成を有する溶鋼を設けた後、連続鋳造を用いて鋼スラブを製造した。上記鋼スラブを表2に記載した条件で再加熱した後、熱間圧延して冷却することにより、厚鋼板を製造した。このように製造した厚鋼板に対して微細組織及び機械的物性を測定した後、その結果を下記表3に示した。
発明例3及び4は、合金組成を満たすとともに、製品の幅を制御するための2パスの再結晶域圧延を行った後、未再結晶域圧延を行った場合であって、微細な微細組織及び優れた機械的物性を確保することが分かる。
発明例5は、合金組成を満たすとともに、未再結晶域圧延だけを行い、且つ水冷は行っていない場合であって、水冷を行った場合に比べて強度はやや低いが、優れた変形時効衝撃特性を確保することが分かる。
図2は比較例1の微細組織を観察した写真である。図2から分かるとおり、本発明の条件を外れた比較例1の場合には、微細組織の結晶粒が粗大していることを確認することができる。
Claims (8)
- 重量%で、C:0.04~0.1%、Si:0.05~0.4%、Mn:1.0~2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Al:0.015~0.04%、Ti:0.005~0.02%、Cu:0.25~0.35%、Ni:0.05~0.8%、Nb:0.003~0.03%、N:0.002~0.008%、Ca:0.0002~0.0050%、Cr:0.009%以下、Mo:0.0009%以下、残部Fe及びその他の不可避不純物からなり、
全体組織はフェライトを95面積%以上含む微細組織を有し、前記フェライトは結晶粒の平均サイズが10μm以下であり、
40mm以上の厚さを有することを特徴とする低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板。 - 前記フェライトは、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されることを特徴とする請求項1に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板。
- 前記フェライトは、結晶粒の最大サイズが20μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板。
- 前記微細組織は、セメンタイト及びマルテンサイト(MA)のうち1種以上を5面積%以下含むことを特徴とする請求項1に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板は、降伏強度が350MPa以上、引張強度が450MPa以上、-60℃における衝撃靭性が200J以上、及び-60℃における変形時効衝撃靭性が100J以上であることを特徴とする請求項1に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板。
- 請求項1から5のいずれか一項に記載の厚鋼板を製造するための方法であって、
重量%で、C:0.04~0.1%、Si:0.05~0.4%、Mn:1.0~2.0%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、Al:0.015~0.04%、Ti:0.005~0.02%、Cu:0.25~0.35%、Ni:0.05~0.8%、Nb:0.003~0.03%、N:0.002~0.008%、Ca:0.0002~0.0050%、Cr:0.009%以下、Mo:0.0009%以下、残部Fe及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを1020~1150℃で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを再結晶域圧延せず、Ar 3 以上で未再結晶域圧延して熱延鋼材を得るか、前記加熱された鋼スラブを5パス以下で再結晶域圧延してバーを得た後、前記バーをAr 3 以上で未再結晶域圧延して熱延鋼材を得る段階と、を含むことを特徴とする低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 前記未再結晶域圧延時における圧下量は、前記再結晶域圧延時の圧下量と未再結晶域圧延時の圧下量の合計の90%以上(100%を含む)であることを特徴とする請求項6に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延する段階の後に、前記熱延鋼材を2~15℃/sの冷却速度で300~500℃まで冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項6に記載の低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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