JP7096338B2 - 疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、建築物や橋梁などの構造物に用いられる構造用鋼材及びその製造方法に関し、詳細には、鋼組成、微細組織、及び製造工程を最適化することにより、疲労亀裂伝播抑制特性及び高強度性を効果的に確保した構造用鋼材及びその製造方法に関する。
建築物や橋梁などの構造物に用いられる構造用鋼材は、その使用環境の特性上、繰り返される応力が継続的に加わることから、構造物の全体的な安定性を確保するためには、素材の耐疲労特性を確保することが非常に重要である。特に、最近の構造物が超大型化するにつれて、構造物の軽量化及び剛性の確保の要求が増加する傾向にあり、それに応じて、高強度素材の使用が増加するのが実情である。但し、素材の強度が増加するほど、素材に発生した亀裂の周囲に集中する応力も同時に増加することから、素材の亀裂伝播速度が増加するという問題が存在する。
鋼材の疲労破壊は、鋼材の応力集中部で発生した疲労亀裂が鋼材に沿って伝播するため発生する。特に、構造物に提供される構造用鋼材の場合には、必須的に溶接部を備えており、溶接部内には多数の欠陥部が存在するため疲労亀裂の発生自体を防止することは実際に不可能である。そのため、構造物に提供される鋼材の疲労寿命を向上させるためには、疲労亀裂自体の発生を防止することよりは、すでに疲労亀裂が溶接部に存在している状態から他の部分への疲労亀裂の伝播速度を遅らせることが重要である。
鋼材の疲労亀裂進展速度を遅らせる技術に関連し、特許文献１では、フェライト結晶の（１００）面が鋼板表面に垂直な方向（ＮＤ）及び平行な方向を有する結晶粒と、フェライト結晶の（１１１）面が鋼板表面に垂直な方向及び平行な方位を有する結晶粒の間の境界が亀裂の進展方向に沿って少なくとも３０μｍ当たりに１ヶ所以上横切るか、又は鋼板表面と平行な測定面においてフェライトの（１１１）面の分率と（１００）面の分率の比を１．２５～２．０に制限することにより、疲労亀裂進展抑制特性が改善された鋼板を提案する。但し、特許文献１には、フェライトを主体とすることから、引張強度５００ＭＰａ以下のレベルである鋼材のみに対応できるという技術的欠点が存在する。
耐疲労特性と直接関連しているわけではないが、特許文献２では、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、鋼材の表層領域の組織を改質する技術を提案する。特に、特許文献２には、表層領域が細粒化された等軸フェライト結晶粒及び伸長フェライト結晶粒を主体とし、（１００）面の強度比が１．５～４．０を有するようにすることで、脆性亀裂伝播停止特性を確保する技術を提案する。但し、特許文献２にも、伸長フェライトを主体とすることから、７００ＭＰａ以上の高強度鋼材への適用が不可能であり、組織を微細化するために、表層部が復熱を介して加熱される間に圧延を必須に行う必要があることから、圧延工程中の精密な温度が不可能であるという技術的難点が存在する。
特開２０００－０１７３７９号公報（２０００．０１．１８．公開） 特開２００２－０２０８３５号公報（２００２．０１．２３．公開）
本発明の課題は、疲労亀裂伝播抑制特性及び高強度性を効果的に確保した構造用鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全般的な内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに困難がない。
本発明による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ａｌ：０．００５～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部に微細組織が区分され、前記表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、オーステナイトを残留組織として含み、前記中心部はラスベイナイトを含むことを特徴とする。
前記表層部は、上部側の上部表層部と下部側の下部表層部に区分され、前記上部表層部及び前記下部表層部はそれぞれ、前記鋼材の厚さに対して３～１０％の厚さで備えられることができる。
前記基地組織及び前記第２組織は、表層部に９５％以上の体積分率で含まれることができる。
前記残留組織は、表層部に５％以下の体積分率で含まれることができる。
前記焼戻しベイナイトの平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
前記フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であることができる。
前記鋼材は、重量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｖ：０．０１～０．４％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
前記鋼材の降伏強度は６９０ＭＰａ以上であることができる。
前記鋼材の引張強度は８００ＭＰａ以上であることができる。
前記表層部の高傾角粒界分率は４５％以上であることができる。
前記鋼材の疲労亀裂進展速度は２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることができる。
本発明による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ａｌ：０．００５～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱し、前記スラブをＴｎｒ～１１５０℃の温度範囲で粗圧延し、前記粗圧延された鋼材の表層部の温度を基準に、５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ～Ｂｓ℃の温度範囲まで前記粗圧延された鋼材を第１冷却し、前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して再加熱されるように維持して復熱処理し、且つ前記鋼材の表層部を（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲で再加熱し、前記復熱処理された鋼材をＢｓ～Ｔｎｒ℃の温度範囲で仕上げ圧延し、前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０～５００℃の温度範囲まで第２冷却して製造することを特徴とする。
前記スラブは、重量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｖ：０．０１～０．４％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
前記表層部は、前記鋼材の外側表面から前記鋼材の中心側に向かって、前記鋼材の厚さに対する３～１０％の深さまでの領域であることができる。
前記第１冷却は前記粗圧延直後に行われることができる。
前記第１冷却の開始温度は、前記鋼材の表層部の温度を基準にＡｅ３＋１００℃以下であることができる。
本発明によると、復熱処理を介して鋼材表層部の組織を微細化し、復熱処理温度を制限して表層部の高傾角粒界分率を増加させることから、耐疲労特性を効果的に改善させた構造用高強度鋼材及びその製造方法を提供することができる。
また、本発明によると、鋼成分、微細組織、及び工程条件を最適化することにより、疲労亀裂伝播抑制特性を確保するとともに、８００ＭＰａ級以上の引張強度を有する高強度構造用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
本発明の一実施例で疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の試験片の微細組織を観察した写真である。 本発明の製造方法を実現する設備の一例を概略的に示す図である。 本発明の復熱処理による表層部の微細組織の変化を概略的に示す概念図である。 復熱温度と高傾角粒界分率及び疲労亀裂進展速度の関係を示すグラフである。
本発明は、疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材及びその製造方法に関する。以下、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明される実施例に限定されると解釈されるものではない。本実施例は、本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に異ならせて示さない限り、各元素の含有量を示す％は重量を基準とする。
本発明による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．８％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．１２％
炭素（Ｃ）は、本発明において、基地にベイナイトを形成させ、強度を決定する最も重要な元素であるため、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。炭素（Ｃ）の含有量が一定レベル未満の場合には、焼入性が低下し、ベイナイトの形成が抑制されることから、鋼材の強度が低下するという問題が発生しうる。本発明は、鋼材の強度を確保するために、炭素（Ｃ）の含有量の下限を０．０２％に制限することができる。これに対し、炭素（Ｃ）の含有量が一定レベルを超えると、鋼材の低温靭性が低下する可能性があることから、本発明は、炭素（Ｃ）の含有量の上限を０．１２％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）の含有量は０．０２～０．１２％の範囲であることができ、溶接用鋼構造物として用いられる鋼材の場合には、溶接性を確保するために、炭素（Ｃ）の含有量を０．０３～０．０８％の範囲に制限することができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．７～２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入性を向上させる元素であり、固溶強化により強度を向上させる有用な元素である。また、マンガン（Ｍｎ）の含有量が一定レベル以下の場合には、フェライトが簡単に形成されて、本発明が目的とする表層部の組織を得ることができなくなる。本発明は、この効果を達成するために、マンガン（Ｍｎ）の含有量の下限を１．７％に制限することができる。但し、マンガン（Ｍｎ）が過度に添加される場合には、硬化能の過度な増加により、溶接部の靭性が大きく低下するおそれがあることから、本発明は、マンガン（Ｍｎ）の含有量の上限を２．５％に制限することができる。したがって、本発明のマンガン（Ｍｎ）の含有量は１．７～２．５％の範囲であることができ、より好ましいマンガン（Ｍｎ）の含有量は１．８～２．３％の範囲であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．８％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素であり、固溶強化による強度向上効果に寄与する元素である。本発明は、この効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、シリコン（Ｓｉ）が過多に添加される場合には、溶接部は言うまでもなく、母材の低温靭性を低下させる可能性があることから、本発明は、シリコン（Ｓｉ）の含有量の上限を０．８％に制限することができる。したがって、本発明のシリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０１～０．８％の範囲であることができ、より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０５～０．５％の範囲であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、代表的な脱酸剤であり、強度向上に寄与する元素でもある。本発明は、この効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）の含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、アルミニウム（Ａｌ）が過多に添加される場合には、連続鋳造時における連続鋳造ノズルの詰まりの原因となる可能性があることから、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）の含有量の上限を０．５％に制限することができる。したがって、本発明のアルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．００５～０．５％の範囲であることができ、より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１～０．３％の範囲であることができる。
本発明による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、重量％で、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、ボロン（Ｂ）：０．００４％以下、窒素（Ｎ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、銅（Ｃｕ）：０．０１～１．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～２．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～１．０％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～１．０％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．４％、カルシウム（Ｃａ）：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．１％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＴＭＣＰ鋼の製造において最も重要な役割を果たす元素のうちの１つであり、炭化物又は窒化物の形で析出し、母材及び溶接部の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、スラブの再加熱時に固溶されたニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトの再結晶を抑制し、表層部のニオブ（Ｎｂ）は粗圧延後のスラブ冷却時におけるベイナイトの形成に寄与する。したがって、本発明は、かかる効果の達成のために、ニオブ（Ｎｂ）の含有量の下限を０．００５％に制限することができる。但し、ニオブ（Ｎｂ）が過多に添加される場合には、粗大な析出物が生成され、鋼材の端に脆性クラックを発生させる可能性があることから、本発明は、ニオブ（Ｎｂ）の含有量の上限を０．１％に限定することができる。したがって、本発明のニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００５～０．１％の範囲であることができ、より好ましいニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．０１～０．０５％の範囲であることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１％
チタン（Ｔｉ）は、焼入性の向上に重要な元素であるボロン（Ｂ）の添加効果を最大化する元素である。すなわち、チタン（Ｔｉ）は、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮを形成することからＢＮの形成を抑制することができ、それに応じて、固溶ボロン（Ｂ）の含有量を増加させることができる。また、ＴｉＮ析出物は、オーステナイト結晶粒を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）させて結晶粒粗大化を抑制させることから低温靭性を大幅に向上させることができる。したがって、本発明は、かかる効果を達成するために、チタン（Ｔｉ）の含有量の下限を０．００５％に制限することができる。これに対し、チタン（Ｔｉ）が過多に添加される場合には、連続鋳造時における連続鋳造ノズルの詰まりを誘発するか、又はスラブの中心部に晶出されて低温靭性の低下を誘発する可能性があることから、本発明は、チタン（Ｔｉ）の含有量の上限を０．１％に制限することができる。したがって、本発明のチタン（Ｔｉ）の含有量は０．００５～０．１％の範囲であることができ、より好ましいチタン（Ｔｉ）の含有量は０．０１～０．０５％の範囲であることができる。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、強度向上及び耐食性に有利な元素であるものの、衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できる限り低くすることが有利である。したがって、本発明は、リン（Ｐ）の含有量の上限を０．０２％に制限することができる。但し、リン（Ｐ）は、製鋼工程において不可避に流入される不純物であるため、０．００１％未満のレベルに制御することは、経済的な面から好ましくない。したがって、本発明のリン（Ｐ）の含有量は０．００１～０．０２％の範囲であることができ、より好ましいリン（Ｐ）の含有量は０．００１～０．０１％の範囲であることができる。
ボロン（Ｂ）：０．００４％以下
ボロン（Ｂ）は、比較的低価の元素である一方で、少量の添加でも硬化能を効果的に高めることができる有益な元素である。また、ボロン（Ｂ）は、粗圧延後の冷却時に表層部のベイナイト形成に大きく寄与する元素でもある。但し、Ｂが過度に添加される場合には、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成して硬化能が逆に低下し、低温靭性も大幅に低下する可能性がある。したがって、本発明は、ボロン（Ｂ）の含有量の上限を０．００４％に制限することができる。但し、強度上昇及び表層部のベイナイト形成などの効果を考慮するとき、本発明の好ましいボロン（Ｂ）の含有量は０．０００５～０．００４％の範囲であることができる。
窒素（Ｎ）：０．０１５％以下
窒素（Ｎ）は、鋼材の強度向上に寄与する元素である。しかし、その添加量が過多な場合には、鋼材の靭性が大きく減少することから、本発明は、窒素（Ｎ）の含有量の上限を０．０１５％に制限することができる。但し、窒素（Ｎ）も、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、窒素（Ｎ）の含有量を０．００１５％未満のレベルに制御することは、経済的な面から好ましくない。したがって、本発明のリン（Ｐ）の含有量は０．００１５～０．０１５％の範囲であることができ、より好ましいリン（Ｐ）の含有量は０．００１５～０．０１％の範囲であることができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳなどのような非金属介在物を形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できる限り低く制御することが有利である。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）の含有量の上限を０．０１％に制限することができる。但し、硫黄（Ｓ）も、製鋼工程において不可避に流入される不純物であって、０．００１％未満のレベルに制御することは経済的な面から好ましくない。したがって、本発明の硫黄（Ｓ）の含有量は０．００１～０．０１％の範囲であることができ、より好ましい硫黄（Ｓ）の含有量は０．００１～０．００５％の範囲であることができる。
銅（Ｃｕ）：０．０１～１．０％
銅（Ｃｕ）は、母材の靭性の低下を最小限にするとともに、強度を高めることができる元素である。したがって、本発明は、かかる効果の達成のために、銅（Ｃｕ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、銅（Ｃｕ）の添加量が過多な場合には、最終製品の表面品質が低下する可能性が高くなることから、本発明は、銅（Ｃｕ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明の銅（Ｃｕ）の含有量は０．０１～１．０％の範囲であることができ、より好ましい銅（Ｃｕ）の含有量は０．０１～０．５％であることができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の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ことから、本発明は、強度及び靭性の確保のために、ニッケル（Ｎｉ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、ニッケル（Ｎｉ）は、高価な元素であって、過度な添加は経済性の面から好ましくなく、ニッケル（Ｎｉ）の添加量が過度な場合には溶接性が劣化する可能性があることから、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）の含有量の上限を２．０％に制限することができる。したがって、本発明のニッケル（Ｎｉ）の含有量は０．０１～２．０％の範囲であることができ、より好ましいニッケル（Ｎｉ）の含有量は０．１～１．０％の範囲であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけでも硬化能を大きく向上させることから、フェライトの生成を抑制することができ、それに応じて、鋼材の強度を大幅に向上させることができる元素である。したがって、本発明は、強度の確保の面からモリブデン（Ｍｏ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、モリブデン（Ｍｏ）の添加量が過多な場合には、溶接部の硬度が過度に増加して母材の靭性が阻害されるおそれがあることから、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明のモリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．０１～１．０％の範囲であることができ、より好ましいモリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．１～０．５％の範囲であることができる。
クロム（Ｃｒ）：０．０５～１．０％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の増加に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、強度確保のためにクロム（Ｃｒ）の含有量の下限を０．０５％に制限することができる。但し、クロム（Ｃｒ）の添加量が過多な場合には、溶接性が大きく低下することから、本発明は、クロム（Ｃｒ）の含有量の上限を１．０％に制限することができる。したがって、本発明のクロム（Ｃｒ）の含有量は０．０５～１．０％の範囲であることができ、より好ましいクロム（Ｃｒ）の含有量は０．１～０．５％の範囲であることができる。
バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．４％
バナジウム（Ｖ）は、他の合金組成に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部から析出して、溶接部の強度低下を防止することができる。したがって、本発明は、この効果を達成するために、バナジウム（Ｖ）の含有量の下限を０．０１％に制限することができる。但し、バナジウム（Ｖ）が過多に添加される場合には、靭性が低下する可能性があることから、本発明では、バナジウム（Ｖ）の含有量の上限を０．４％に制限することができる。したがって、本発明のバナジウム（Ｖ）の含有量は０．０１～０．４％の範囲であることができ、より好ましいバナジウム（Ｖ）の含有量は０．０２～０．２％の範囲であることができる。
カルシウム（Ｃａ）：０．００６％以下
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素として主に用いられる。但し、カルシウム（Ｃａ）の過度な添加は、多量のＣａＯ－ＣａＳの形成及び結合による粗大な介在物の形成を誘発することから、鋼の清浄度の低下や現場での溶接性の低下などの問題が発生する可能性がある。したがって、本発明は、カルシウム（Ｃａ）の含有量の上限を０．００６％に制限することができる。より好ましいカルシウム（Ｃａ）の含有量の上限は０．００５％であることができる。
本発明は、上述した鋼組成の他に、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程において意図せずに混入する可能性があるものであって、これを全面的に排除することはできない。通常の鉄鋼製造分野における技術者であればその意味を理解することができる。また、本発明は、上述した鋼組成の他に、他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
本発明の一側面による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の厚さは、特に限定されないが、好ましくは２０ｍｍ以上の構造用厚物材であることができる。
以下、本発明の微細組織についてより詳細に説明する。
本発明の一側面による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部に区分されることができ、表層部及び中心部は微細組織的に区分されることができる。表層部は、鋼材の上部側の上部表層部及び鋼材下部側の下部表層部に区分され、上部表層部及び下部表層部の厚さはそれぞれ、鋼材の厚さに対して３～１０％レベルであることができる。好ましい上部表層部及び下部表層部の厚さはそれぞれ、鋼材の厚さに対して５～７％のレベルであることができる。
表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイトを第２組織として含み、且つオーステナイトを残留組織として含む混合組織で備えられ、中心部はラスベイナイトを含む組織で備えられることができる。したがって、表層部及び中心部は微細組織的に区分されることができる。
表層部内における焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織の体積分率の合計は９５％以上であることができ、表層部内における残留オーステナイトの体積分率は５％以下であることができる。また、表層部内における焼戻しベイナイト組織は８５％以上の体積分率で含まれることができ、フレッシュマルテンサイト組織は１０％以下で含まれることができる。表層部内における焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織の体積分率の合計は１００％であることもできる。この場合、表層部内における残留オーステナイトの体積分率は０％であってもよい。
中心部におけるラスベイナイト組織は９５％以上の体積分率で含まれることができる。
本発明の一側面による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、復熱処理を介して表層部が微細化することから、最終製品の中心部はラス（ｌａｔｈ）ベイナイト組織で備えられるのに対し、表層部は焼戻しベイナイト組織及びフレッシュマルテンサイト組織がそれぞれ３μｍ以下（０μｍを除く）の平均粒径を有する微細な組織で備えられることができる。
図１は本発明の一実施例による構造用高強度鋼材の試験片の微細組織を観察した写真である。具体的には、図１（ａ）は中心部の微細組織を観察した写真、図１（ｂ）は表層部の微細組織を観察した写真である。図１（ａ）及び（ｂ）に示すように、鋼材の中心部には粗大なラスベイナイト組織が備えられるのに対し、表層部にはそれぞれ３μｍの平均粒径を有する焼戻しベイナイト組織、フレッシュマルテンサイト組織、及び残留オーステナイト組織が備えられることが確認できる。したがって、本発明の一実施例による構造用鋼材は、復熱処理を介して鋼材表層部の組織を微細化することにより、脆性亀裂伝播抵抗性を効果的に改善させることができることが確認できる。
本発明の側面による構造用鋼材は、復熱処理を介して表層部の組織が微細化することから、表層部の高傾角粒界分率が４５％以上、疲労亀裂進展速度は２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下と優れた疲労亀裂伝播抑制特性を有することができる。
また、本発明による構造用鋼材は、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度８００ＭＰａ以上であることから、構造用素材として適した剛性を確保することができる。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
本発明による疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材は、上述した組成で備えられるスラブを再加熱し、前記スラブを粗圧延し、前記粗圧延された鋼材を第１冷却し、前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して再加熱されるように維持して復熱処理し、前記復熱処理された鋼材を仕上げ圧延して製造することができる。
本発明のスラブ合金組成は、上述した鋼材の合金組成に対応することから、本発明のスラブ合金組成についての説明は、上述した鋼材の合金組成についての説明に代替する。
スラブ再加熱
上述した鋼組成で備えられるスラブを再加熱する。鋳造中に形成されたＴｉ及びＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるために、スラブの再加熱温度範囲の下限を１０５０℃に制限することができる。但し、再加熱温度が過度に高い場合には、オーステナイトが粗大化するおそれがあり、粗圧延後の鋼材の表層部の温度が第１冷却開始温度に達するまで過度な時間がかかることから、再加熱温度の上限を１２５０℃に制限することができる。したがって、本発明のスラブ再加熱温度は１０５０～１２５０℃の範囲であることができる。
粗圧延
スラブの形状を調整し、デンドライトなどの鋳造組織を破壊するために、再加熱後に粗圧延を行う。微細組織の制御のために、オーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上で粗圧延を行い、第１冷却開始温度を考慮して粗圧延温度の上限を１１５０℃に制限することができる。したがって、本発明の粗圧延温度はＴｎｒ～１１５０℃の範囲であることができる。
第１冷却
粗圧延終了後に、鋼材表層部にラスベイナイトを形成させるために、表層部の温度がＭｓ～Ｂｓ℃の範囲に達するまで第１冷却を行う。第１冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、ラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライト又はグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されることから、第１冷却の冷却速度は５℃／ｓ以上であることができる。また、第１冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。一方、第１冷却の開始温度が高すぎる場合には、第１冷却によって表層部に形成されるラスベイナイト組織が粗大化するおそれがあることから、第１冷却の開始温度はＡｅ３＋１００℃以下に制限することが好ましい。
復熱処理の効果を極大化するために、本発明の第１冷却は、粗圧延直後に行われることが好ましい。図２は本発明の製造方法を行うための設備１の一例を概略的に示す図である。スラブ５の移動経路に沿って、粗圧延装置１０、冷却装置２０、復熱処理台３０、及び仕上げ圧延装置４０が順に配置され、粗圧延装置１０及び仕上げ圧延装置４０はそれぞれ、粗圧延ローラ１２ａ、１２ｂ及び仕上げ圧延ローラ４２ａ、４２ｂを備えてスラブ５の圧延を行う。冷却装置２０は、冷却水を噴射できるバークーラー（Ｂａｒ ｃｏｏｌｅｒ）２５及び粗圧延されたスラブ５の移動を案内する補助ローラ２２を備えることができる。バークーラー２５は、粗圧延装置１０の直後方に配置されることが復熱処理効果の最大化という面からより好ましい。冷却装置２０の後方には、復熱処理台３０が配置され、粗圧延されたスラブ５は、補助ローラ３２に沿って移動しながら復熱処理されることができる。復熱処理終了したスラブ５’は、仕上げ圧延装置４０に移動し、仕上げ圧延されることができる。このような設備１は、本発明を行うための設備の一例を提示したものに過ぎず、本発明が必ずしも図２に示された設備に限定されると解釈されるものではない。
復熱処理
第１冷却を行った後、鋼材中心部側の高熱によって鋼材表層部側が再加熱されるように待機する復熱処理が行われる。復熱処理は、鋼材の表層部の温度が（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲に達するまで行われることができる。復熱処理を介した表層部のラスベイナイトは、微細な焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイト組織に変形されることができ、表層部のラスベイナイトの一部はオーステナイトに逆変態することができる。
図３は、本発明の復熱処理を介した表層部の微細組織の変化を概略的に示す概念図である。
図３（ａ）のように、第１冷却直後の表層部の微細組織は、ラスベイナイト組織として備えられることができる。図３（ｂ）に示すように、復熱処理が進行するにつれて、表層部のラスベイナイトは焼戻しベイナイト組織に変形され、表層部のラスベイナイトのうち一部はオーステナイトに逆変態することができる。復熱処理後の仕上り圧延及び第２冷却を行うことにより、図３（ｃ）に示すように、焼戻しベイナイト基地組織及びフレッシュマルテンサイトの２相混合組織が形成されることができ、一部のオーステナイト組織が残留することができる。
復熱処理到達温度と高傾角粒界分率及び疲労亀裂進展速度の関係は、図４に示したとおりである。図４に示すように、表層部の復熱処理到達温度が（Ａｃ１＋４０℃）未満の場合には、１５度以上の高傾角粒界が十分に形成されず、疲労亀裂進展速度が２．５×１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えることが確認できる。したがって、本発明は、表層部の復熱処理到達温度の下限を（Ａｃ１＋４０℃）に制限することができる。また、表層部の復熱処理到達温度が（Ａｃ３－５℃）を超えると、疲労亀裂進展速度に関する大きい利点がなく、表層部の組織が再び粗大化する可能性が高いため、本発明は、表層部の復熱処理到達温度の上限を（Ａｃ３－５℃）に制限することができる。すなわち、本発明は、表層部の復熱処理到達温度を（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲に制限することにより、表層部組織の微細化、１５度以上の高傾角粒界分率４５％以上、疲労亀裂進展速度２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下の物性を効果的に確保することができる。
仕上げ圧延
粗圧延された鋼材のオーステナイト組織に不均一な微細組織を導入するために、仕上げ圧延を行うことができる。仕上げ圧延は、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以上、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度区間で行われる。
第２冷却
仕上げ圧延終了後の鋼材中心部にラスベイナイト組織を形成するために、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行う。第２冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の面から水冷が好ましい。第２冷却の冷却終了温度は２５０～５００℃であることができる。これは、第２冷却の冷却終了温度が鋼材基準５００℃を超えると、中心部にラスベイナイト組織が形成されない可能性があり、第２冷却の冷却終了温度が鋼材基準２５０℃未満の場合には、鋼材にねじれが発生するおそれが存在するためである。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない。
下記表１の組成で備えられるスラブを製造し、下記表２にそれぞれのスラブの変態温度を算出して示した。
Figure 0007096338000001
Figure 0007096338000002
表１の組成を有するスラブを、表３の条件で粗圧延、第１冷却、及び復熱処理を行い、表４の条件で仕上げ圧延及び第２冷却を行った。表３及び表４の条件で製造された鋼材の物性測定結果は表５に示した。
それぞれの鋼材に対して、高傾角粒界分率、機械的性質、及び亀裂進展速度を測定した。これらのうち、高傾角粒界分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を介して５００ｍ×５００ｍの領域を０．５ｍステップサイズで測定し、隣接する粒子との結晶方位差が１５度以上である粒界マップを作成した後、このときの高傾角粒界分率を求めた。降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）は、３つの試験片を板幅方向に引張試験を行って平均値を求めた。また、疲労亀裂進展試験は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７の基準に準じて行った。小型引張（Ｃｏｍｐａｃｔ Ｔｅｎｓｉｏｎ）試験片の亀裂進展方向は、圧延方向に直交するようにし、待機状態で繰り返し速度２５Ｈｚ、応力比（最小応力／最大応力）０．１の条件を用いた。疲労亀裂進展速度は、応力拡大係数範囲（ΔＫ）が２０ＭＰａ／ｍ０．５のときを基準にした。
Figure 0007096338000003
Figure 0007096338000004
Figure 0007096338000005
発明鋼Ａ～Ｅは、本発明の鋼組成の含有量を満たす鋼材である。このうち、本発明の工程条件を満たす発明例１～１２は、表層部の高傾角粒界分率がすべて４５％以上、降伏強度７００ＭＰａ以上、引張強度８００ＭＰａ以上、疲労亀裂進展速度２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を満たすことが確認できる。
本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲を超える比較例１、４、６、及び９は、高傾角粒界分率が４５％未満、疲労亀裂進展速度２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えることが確認できる。これは、鋼材の表層部が２相域熱処理温度区間よりも高い温度で加熱されて、表層部の組織がすべてオーステナイトに逆変態した結果、表層部の最終組織がラスベイナイトの組織に形成されたためである。
本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲に達しない比較例２、５、７、及び１０は、高傾角粒界分率がすべて４５％未満、疲労亀裂進展速度２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅを超えることが確認できる。これは、第１冷却時における鋼材の表層部が過度に冷却されて表層部内の逆変態オーステナイト組織が十分に形成されないためである。
本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、第２冷却の終了温度が本発明の範囲を超える比較例３及び８は、中心部に十分なラスベイナイトが形成されず、引張強度及び降伏強度が十分に確保されないことが確認できる。また、本発明の鋼組成の含有量を満たすものの、第２冷却の冷却速度が本発明の範囲に達しない比較例１１も、中心部に十分なラスメイナイトが形成されず、一定レベル以上の引張強度及び降伏強度が確保されないことが確認できる。
比較例１２～１５は、本発明の工程条件をすべて満たすものの、高強度を実現するためのＣ、Ｍｎ、Ｎｂ、及びＢなどの含有量が本発明の範囲に達しないため、一定レベル以上の引張強度及び降伏強度を確保できないことが確認できる。
したがって、本発明の一実施例による構造用鋼材及びその製造方法は、合金組成、微細組織、及び工程条件を最適化することにより、疲労亀裂伝播抑制特性を確保するとともに、８００ＭＰａ級以上の引張強度を有する高強度構造用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、添付の特許請求の範囲に記載された技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (11)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｂ：０．００４％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
    鋼材の厚さ方向に沿って表層部と中心部に区分され、
    前記表層部は、鋼材の外側面から鋼材の中心側に向かって鋼材の厚さに対する３～１０％の深さまでの領域であり、
    前記表層部は、前記表層部の体積に対する９５体積％以上の合計分率で焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトを含み、前記表層部の体積に対する５体積％以下のオーステナイトを含み、
    前記中心部は、前記中心部の体積に対する９５体積％以上のラスベイナイトを含み、
    前記焼戻しベイナイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）であり、
    前記フラッシュマルテンサイトの平均粒径は３μｍ以下（０μｍを除く）であり、
    前記表層部の高傾角粒界の分率は４５％以上であることを特徴とする疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  2. 前記表層部は、前記鋼材の一側の第１表層部と前記鋼材の他側の第２表層部に区分され、
    前記第１表層部及び前記第２表層部はそれぞれ、前記鋼材の厚さに対して３～１０％の厚さで備えられ、
    前記中心部は、前記第１表層部及び前記第２表層部の間に位置することを特徴とする請求項１に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  3. 前記鋼材は、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｖ：０．０１～０．４％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  4. 前記鋼材の降伏強度は６９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の疲労 亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  5. 前記鋼材の引張強度は８００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  6. 前記鋼材の疲労亀裂進展速度は２．５ｘ１０－５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする請求項１に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材。
  7. 請求項１に記載の鋼材を製造するための製造方法であって、
    重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｍｎ：１．７～２．５％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｂ：０．００４％以下（０％を除く）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱し、
    前記スラブをＴｎｒ～１１５０℃の温度範囲で粗圧延し、
    前記粗圧延された鋼材の表層部の温度を基準に、５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ～Ｂｓ℃の温度範囲まで前記粗圧延された鋼材を第１冷却し、
    前記第１冷却された鋼材の表層部が復熱を介して再加熱されるように維持して復熱処理し、且つ前記鋼材の表層部を（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲で再加熱し、
    前記復熱処理された鋼材をＢｓ～Ｔｎｒ℃の温度範囲で仕上げ圧延し、
    前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０～５００℃の温度範囲まで第２冷却することを特徴とする疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
  8. 前記スラブは、重量％で、Ｐ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｖ：０．０１～０．４％、Ｃａ：０．００６％以下のうち１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
  9. 前記表層部は、前記鋼材の外側表面から前記鋼材の中心側に向かって、前記鋼材の厚さに対する３～１０％の深さまでの領域であることを特徴とする請求項７に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
  10. 前記第１冷却は前記粗圧延直後に行われることを特徴とする請求項７に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。
  11. 前記第１冷却の開始温度は、前記鋼材の表層部の温度を基準にＡｅ３＋１００℃以下であることを特徴とする請求項７に記載の疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材の製造方法。


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