JPWO2020153085A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
(1)優れた疲労き裂伝播抵抗性と全伸びを兼ね備えている。
(2)板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて疲労き裂伝播抵抗性に優れている。
(3)二相域での高度な冷却制御を必要とすることなく製造することができる。
また、本発明は前記厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
C :0.01〜0.16%、
Si:1.00%以下、
Mn:0.50〜2.00%、
P :0.030%以下、
S :0.020%以下、
Al:0.06%以下、および
N :0.0060%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
面積分率で、
75〜97%のベイナイト、および
3〜25%のパーライトを含み、
ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で18μm以下、
パーライトの結晶粒径が平均円相当径で10μm以下であるミクロ組織を有する、厚鋼板。
Cr:0.01〜1.00%、
Cu:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜1.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Nb:0.005〜0.050%、
V :0.005〜0.050%、
Ti:0.005〜0.050%、
B :0.0001〜0.0050%、
Ca:0.0001〜0.020%、
Mg:0.0001〜0.020%、および
REM:0.0001〜0.020%からなる群より選択される1または2以上を含む、上記1に記載の厚鋼板。
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、冷却開始温度:Ar3点以上、冷却停止温度:450〜700℃、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度:20〜60℃/sの条件で加速冷却する、厚鋼板の製造方法であって、
前記熱間圧延における、950℃以上の温度域での累積圧下率が80%以上であり、かつ、950℃未満、Ar3点以上の温度域での累積圧下率が50%以上である、厚鋼板の製造方法。
まず、本発明の厚鋼板の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、強度を向上させる効果を有する元素である。また、Cは、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成を促進する効果を有する。C含有量が0.01%未満であると、所望の強度および疲労き裂伝播抵抗性を得ることができない。そのため、C含有量を0.01%以上とする。一方、C含有量が0.16%を超えると、全伸びと溶接性が劣化する。そのため、C含有量を0.16%以下、好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.10%以下とする。
Siは、脱酸作用を有するとともに、強度をさらに向上させる効果も有する元素である。また、Siは、過剰なセメンタイト生成を抑制する効果も有している。しかし、Si含有量が1.00%を超えると、溶接性、靭性が劣化することに加え、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成が抑制されてしまう。そのため、Si含有量を1.00%以下、好ましくは0.50%以下とする。一方、Si含有量の下限は特に限定されないが、Siの添加効果を高めるという観点からは、Si含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることが好ましい。
Mnは、焼入れ性を高め、その結果、厚鋼板の強度と靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Mn含有量を0.50%以上、好ましくは0.80%以上とする。一方、Mn含有量が2.00%を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎる結果、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成が抑制される。また、Mn含有量が2.00%を超えると、全伸びおよび靭性が低下する。そのため、Mn含有量は2.00%以下、好ましくは1.65%以下とする。
Pは、不純物として厚鋼板に含まれる元素であり、靭性および全伸びを劣化させる。そのため、P含有量を0.030%以下とする。一方、P含有量は低ければ低いほど良いため、P含有量の下限は特に限定されず、P含有量は0%以上であってよく、0%超であってもよい。しかし、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点からは、P含有量を0.0005%以上とすることが好ましく、0.001%以上とすることがより好ましい。
Sは、不純物として厚鋼板に含まれる元素であり、靭性を劣化させる。そのため、S含有量は0.020%以下、好ましくは0.010%以下とする。一方、S含有量は低ければ低いほど良いため、S含有量の下限は特に限定されず、S含有量は0%以上であってよく、0%超であってもよい。しかし、過度の低減は製造コストを増加させるため、製造コストの観点からは、S含有量を0.0005%以上とすることが好ましく、0.001%以上とすることがより好ましい。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、溶鋼脱酸プロセスにおいて一般的に用いられる。また、Alは、鋼中のNをAlNとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。しかし、Al含有量が0.06%を超えると、母材(厚鋼板)の靭性および全伸びが低下するとともに、溶接時に溶接金属部にAlが混入して、溶接部の靭性が劣化する。そのため、Al含有量は0.06%以下、好ましくは0.05%以下とする。一方、Al含有量の下限は特に限定されないが、Alの添加効果を高めるという観点からは、Al含有量を0.01%以上とすることが好ましい。
Nは、鋼中のAlと結合してAlNを形成し、熱間圧延時の結晶粒の微細化を介して強度向上に寄与する元素である。しかし、N含有量が0.0060%を超えると、靭性が低下する。そのため、N含有量は0.0060%以下、好ましくは0.0050%以下とする。一方、N含有量の下限は特に限定されないが、Nの添加効果を高めるという観点からは、N含有量を0.0020%以上とすることが好ましい。
Crは、強度と耐候性をさらに向上させる効果を有する元素である。また、Crはセメンタイト生成を促進する元素であり、耐疲労特性に有利なパーライト相の生成を促進する。Crを添加する場合、前記効果を得るために、Cr含有量を0.01%以上、好ましくは0.10%以上とする。一方、Cr含有量が1.00%を超えると溶接性と靭性が損なわれる。そのため、Cr含有量は1.00%以下、好ましくは0.80%以下、より好ましくは、0.50%以下とする。
Cuは、固溶により強度をさらに上昇させ、また耐候性を向上させる効果を有する元素である。Cuを添加する場合、前記効果を得るため、Cu含有量を0.01%以上とする。一方、Cu含有量が1.00%を超えると、溶接性が損なわれ、また、厚鋼板の製造時に疵が生じやすくなる。そのため、Cu含有量は1.00%以下、好ましくは0.70%以下、より好ましくは0.40%以下とする。
Niは、低温靭性および耐候性を向上させる効果を有する元素である、また、Niは、Cuを添加した場合の熱間脆性を改善する。Niを添加する場合、前記効果を得るために、Ni含有量を0.01%以上とする。一方、Ni含有量が1.00%を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇する。そのため、Ni含有量は1.00%以下、好ましくは0.70%以下、より好ましくは0.40%以下とする。
Moは、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Moを添加する場合、前記効果を得るためにMo含有量を0.01%以上とする。一方、Mo含有量が1.00%を超えると溶接性と靭性が損なわれる。そのため、Mo含有量は1.00%以下、好ましくは0.70%以下、より好ましくは0.40%以下とする。
Nbは、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、最終的に得られる結晶粒を細粒化する効果を有する元素である。また、Nbは、加速冷却後の空冷時に析出し、強度をさらに向上させる。Nbを添加する場合、前記効果を得るために、Nb含有量を0.005%以上とする。一方、Nb含有量が0.050%を超えると、焼入れ性が過剰となり、マルテンサイトが生成するため所望の組織が得られなくなり、靭性が低下する。そのため、Nb含有量は0.050%以下、好ましくは0.040%以下とする。
Vは、加速冷却後の空冷時に析出し、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Vを添加する場合、前記効果を得るために、V含有量を0.005%以上とする。一方、V含有量が0.050%を超えると溶接性と靭性が低下する。そのため、V含有量は0.050%以下、好ましくは0.030%以下とする。
Tiは、強度をさらに上昇させるとともに、溶接部靭性を向上させる効果を有する元素である。Tiを添加する場合、前記効果を得るために、Ti含有量を0.005%以上とする。一方、Ti含有量が0.050%を超えるとコストの上昇が顕著となる。そのため、Ti含有量は0.050%以下、好ましくは0.030%以下、より好ましくは0.020%以下とする。
Bは、焼入れ性を高め、その結果、強度をさらに向上させる効果を有する元素である。Bを添加する場合、前記効果を得るために、B含有量を0.0001%以上とする。一方、B含有量が0.0050%を超えると焼入れ性過剰となりマルテンサイトが生成して所望の組織が得られなくなるほか、溶接性が低下する。そのため、B含有量は0.0050%以下、好ましくは0.0030%以下とする。
Caは、硫化物の形態を制御し、その結果、靭性をさらに向上させる効果を有する元素である。Caを添加する場合、前記効果を得るために、Ca含有量を0.0001%以上とする。一方、Ca含有量が0.020%を超えると、その効果が飽和する。そのため、Ca含有量は0.020%以下とする。
Mgは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる効果を有する元素である。Mgを添加する場合、前記効果を得るために、Mg含有量を0.0001%以上とする。一方、Mg含有量が0.02%を超えると、その効果が飽和する。そのため、Mg含有量は0.020%以下とする。
REM(希土類金属)は、靭性を向上させる効果を有する元素である。REMを添加する場合、前記効果を得るために、REM含有量を0.0001%以上とする。一方、REM含有量が0.020%を超えると、その効果が飽和する。そのため、REM含有量は0.020%以下とする。
次に、厚鋼板のミクロ組織について説明する。本発明の一実施形態における厚鋼板は、面積分率で、75〜97%のベイナイト、および3〜25%のパーライトを含み、ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で18μm以下、パーライトの結晶粒径が平均円相当径で10μm以下であるミクロ組織を有する。なお、本発明におけるミクロ組織は、厚鋼板の板厚tの1/4位置(1/4t位置)におけるミクロ組織を指すものとする。各組織の面積分率および結晶粒径は、厚鋼板の表面から1/4深さにおける圧延方向に平行な断面をナイタール腐食し、観察することにより測定することができる。より具体的には、実施例に記載した方法で面積分率および結晶粒径を求めることができる。
本発明において、ベイナイトは前記ミクロ組織における第1相であり、軟質相として機能する。鉄鋼材料に含まれる軟質相としてはフェライトが代表的であるが、ベイナイトはフェライトよりも、き裂進展の抑制効果が高い。そのため、ベイナイトの面積分率を75%以上とすることにより、疲労き裂の進展を抑制することができる。ベイナイトの面積分率が75%未満であると、所望の疲労き裂伝播抵抗性を得ることができない。ベイナイトの面積分率は、80%以上とすることが好ましい。一方、ベイナイトの面積分率が97%を超えると、パーライトが不十分となり、その結果、疲労き裂の伝播を抑制することができなくなる。そのため、ベイナイトの面積分率は、97%以下とする。
ベイナイトの結晶粒径を平均円相当径で18μm以下とする。ベイナイトを微細化することにより、所望の靭性および全伸び特性を得ることができる。ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で18μm超では、所望の靭性および全伸びが得られない。一方、ベイナイトの結晶粒径の下限はとくに限定されないが、過度の微細化は製造を困難とすることから、実際の製造においてはベイナイトの結晶粒径を5μm以上とすることが好ましい。
本発明において、パーライトは前記ミクロ組織における第2相であり、硬質相として機能する。ベイナイト中を伝播する疲労き裂が硬質相であるパーライトに到達すると、ベイナイトとパーライトの間の界面で、き裂が停留または屈曲する。そしてその結果、き裂の伝播が抑制される。前記効果を得るために、パーライトの面積分率を3%以上、好ましくは5%以上とする。一方、パーライトの面積分率が25%を超えると、全伸びが低下する。そのため、パーライトの面積分率は25%以下、好ましくは20%以下とする。
パーライトの結晶粒径を平均円相当径で10μm以下とする。パーライトを微細化することにより、所望の靭性および全伸び特性を得ることができる。パーライトの結晶粒径が平均円相当径で10μm超では、所望の靭性および全伸びが得られない。一方、パーライトの結晶粒径の下限はとくに限定されないが、1μm以上であってよく、2μm以上であってもよい。
本発明の一実施形態における厚鋼板は、ベイナイトおよびパーライトからなるミクロ組織を有することができる。しかし、前記ミクロ組織は、さらに任意に他の組織を含んでもよい。前記他の組織は、例えば、マルテンサイトおよびフェライトの一方または両方であってよい。ここで、前記マルテンサイトは、島状マルテンサイト、ラス状マルテンサイト、およびレンズ状マルテンサイトを包含するものとする。
75〜97%のベイナイト、
3〜25%のパーライト、および
0〜5%のベイナイトおよびパーライト以外の組織からなるミクロ組織を有することができる。
本発明では、通常の定義に従い、板厚6mm以上の鋼板を「厚鋼板」と定義する。一方、板厚の上限はとくに限定されないが、本発明は比較的薄い厚鋼板に対してとくに好適に適用される。したがって、本発明における厚鋼板の板厚は、25mm以下とすることが好ましく、20mm未満とすることがより好ましい。
本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた引張強さ(TS)を備えることができる。TSの値はとくに限定されないが、500MPa以上とすることが好ましく、530MPa以上とすることがより好ましく、550MPa以上とすることがさらに好ましい。一方、TSの上限についても限定されないが、例えば、720MPa以下であってよく、700MPa以下であってよく、640MPa以下であってよく、620MPa以下であってよい。
本発明の厚鋼板の降伏応力(YS)は特に限定されないが、420MPa以上であってよく、430MPa以上であってよく、440MPa以上であってよい。また、YSは、560MPa以下であってよく、530MPa以下であってよく、520MPa以下であってよい。
本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた靭性を備える。本発明の厚鋼板の靭性はとくに限定されないが、靭性の指標の一つである、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーvE0を100J以上とすることが好ましく、130J以上とすることがより好ましく、150J以上とすることがさらに好ましく、200J以上とすることが最も好ましい。一方、vE0の上限についても限定されないが、例えば、400J以下であってよく、300J以下であってよく、270J以下であってよい。なお、vE0は実施例に記載した方法で測定することができる。
本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、優れた全伸び(EL)を備える。ELの値はとくに限定されないが、15%以上とすることが好ましく、16%以上とすることがより好ましく、17%以上とすることがさらに好ましく、20%以上とすることが最も好ましい。ELの上限についても特に限定されないが、30%以下であってよい。なお、ELは実施例に記載した方法で測定することができる。
前記厚鋼板の表面から1mm深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差(以下、「硬度差」という)が、40HV以下であることが好ましい。前記硬度差を40HV以下とすることにより、全伸び特性をさらに向上させることができる。全伸び特性を向上させるという観点からは、前記硬度差は低ければ低いほどよいため、
前記硬度差の下限は0HVであってよい。しかし、実際の製造において前記硬度差を0HVとすることは困難であるため、前記硬度差は、例えば、10HV以上であってよい。前記硬度差は、実施例に記載した方法で測定することができる。
本発明の厚鋼板は、上記成分組成とミクロ組織を有する結果、板厚方向、圧延方向、および幅方向のすべてにおいて優れた疲労き裂伝播抵抗性を備えることができる。疲労き裂伝播抵抗性の指標としては、疲労き裂伝播速度(da/dN)を用いることができる。前記疲労き裂伝播速度の値はとくに限定されない。
(a)応力拡大係数範囲ΔK:15MPa/m1/2の条件における疲労き裂伝播速度が、8.75×10−9(m/cycle)以下、
(b)応力拡大係数範囲ΔK:25MPa/m1/2の条件における疲労き裂伝播速度が、4.25×10−8(m/cycle)以下
(c)応力拡大係数範囲ΔK:15MPa/m1/2の条件における疲労き裂伝播速度が、1.75×10−8(m/cycle)以下、
(d)応力拡大係数範囲ΔK:25MPa/m1/2の条件における疲労き裂伝播速度が、8.50×10−8(m/cycle)以下
次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の一実施形態における厚鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材に対して、下記(1)〜(3)の工程を順次施すことによって製造することができる。
(1)加熱
(2)熱間圧延
(3)加速冷却
上記鋼素材としては、上述した成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。最終的に得られる厚鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
加熱温度:1000〜1250℃
まず、上記鋼素材を1000℃以上、1250℃以下の加熱温度に加熱する。前記加熱温度が1000℃未満であると、次の熱間圧延に必要な温度を確保することができない。一方、前記加熱温度が1250℃を超えると、鋼の結晶粒が粗大化し、靭性が劣化する。
次に、加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。その際、本発明の条件を満たす厚鋼板を製造するためには、前記熱間圧延における累積圧下率が以下の条件を満たす必要がある。
950℃以上の温度域での累積圧下率を80%以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化する。そしてその結果、加速冷却中に変態により生成するベイナイトや未変態オーステナイトから生成するパーライトが微細化する。前記累積圧下率が80%未満では、ベイナイトおよびパーライトの微細化が不十分となり、靭性低下により全伸びが劣化する。一方、950℃以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、90%以下であってよい。
950℃未満、Ar3点以上の温度域での累積圧下率を50%以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化し、加速冷却中に変態により生成するベイナイトや未変態オーステナイトから生成するパーライトを微細化させる。Ar3点以上での圧下率が50%を下回ると、ベイナイトおよびパーライトの微細化が不十分となり、靭性および全伸びが劣化する。一方、950℃未満、Ar3点以上の温度域での累積圧下率の上限は特に限定されないが、例えば、80%以下であってよく、75%以下であってよい。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
ただし、上記の式における元素記号は、鋼素材における当該元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が鋼素材に含まれていない場合にはゼロとする。
次いで、上記熱間圧延工程で得た熱延鋼板を加速冷却する。前記加速冷却における条件は次の通りとする必要がある。
上記加速冷却における冷却開始温度がAr3点未満であるとフェライトおよび粗大なパーライトが過剰に析出し、強度および疲労き裂伝播抵抗性が低下する。そのため、前記冷却開始温度をAr3点以上とする。一方、前記冷却開始温度の上限は特に限定されないが、Ar3点以上の温度域での累積圧下率を確保するという観点からは、870℃以下とすることが好ましい。
未変態オーステナイトを硬質相(パーライト)に変態させるため、上記加速冷却における冷却停止温度を700℃以下、好ましくは650℃以下とする。前記冷却停止温度が700℃を超える場合、パーライトの生成が不十分となり、所望の疲労き裂伝播抵抗性が得られない。一方、前記冷却停止温度が450℃未満である場合、マルテンサイトの生成量が増加する結果、所望のミクロ組織が得られず、靭性および全伸びが低下する。また、パーライトの生成も不十分となるため、所望の疲労き裂伝播抵抗性が得られない。そのため、前記冷却停止温度は、450℃以上、好ましくは500℃以上、より好ましくは550℃超とする。
前記加速冷却における平均冷却速度は、20℃/s以上とする。平均冷却速度が20℃/sより低いとフェライトが生成し、所望のミクロ組織とならないため、疲労き裂伝播抵抗性が低下する。また、靭性が低下するので所望の全伸びが得られない。一方、平均冷却速度が60℃/sを超えると、冷却歪による残留応力や過度のマルテンサイトが発生し、全伸びの劣化を生じる。このため、冷却速度の上限を60℃/sとする。また、厚鋼板の表面から1mm深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差を低減するという観点からも、前記平均冷却速度を低くすることが好ましい。具体的には、前記平均冷却速度を50℃/s以下とすることにより、前記硬度差を40HV以下とすることができる。なお、前記平均冷却速度は、加速冷却開始から加速冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度を指すものとする。
まず、厚鋼板の板厚方向1/4t位置から、長さ方向断面が観察面となるようにミクロ組織観察用サンプルを採取した。ここで、長さ方向断面とは、厚鋼板の幅方向に垂直な断面を指すものとする。次いで、前記サンプルの表面をナイタール腐食した後、400倍の光学顕微鏡と2000倍の走査電子顕微鏡(SEM)で組織を撮影した。撮影された画像を用いて、存在する組織を同定するとともに、画像を解析しベイナイトの面積分率、パーライトの面積分率、およびその他の組織の合計面積分率を求めた。なお、パーライト組織の同定にはSEM画像を使用し、各組織の面積分率の測定には光学顕微鏡画像を使用した。
さらに、前記ミクロ組織観察用サンプルを用いて、ベイナイトの結晶粒径を測定した。前記測定においては、まず、前記サンプルの表面を鏡面研磨し、SEMに付帯するElectron Back-Scattering Pattern(EBSP)装置を用いて電子線後方散乱回折像から結晶方位を測定した。200μm四方に囲まれた領域内を0.3μm間隔で測定し、隣り合う結晶粒との結晶方位差が15°以上である粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の平均円相当径を求めた。得られた平均円相当径をベイナイトの結晶粒径と見なす。
上記ミクロ組織観察用サンプルのナイタール腐食後の観察面を光学顕微鏡画像で観察した際に黒色に映る領域をSEM観察し、ラメラ組織を有するパーライトであることを同定した。その後、画像解析ソフト(Image−J)を用いて、前記光学顕微鏡画像における黒色領域のPixel数から面積を求め、パーライトの平均円相当径に換算した。得られた平均円相当径をパーライトの結晶粒径と見なす。
厚鋼板の板幅方向(C方向)から全厚引張試験片を採取した。前記全厚引張試験片を用い、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施して降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、および全伸び(EL)を測定した。なお、JIS Z 2241の規定に準じ、前記全厚引張試験片としては、C含有量が0.16%未満の厚鋼板についてはJIS 1A号試験片を、C含有量が0.16%以上の厚鋼板についてはJIS 5号試験片を、それぞれ使用した。
以下の手順で、前記厚鋼板の表面から1mm深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さの差(硬度差)を測定した。上記ミクロ組織の観察に使用したサンプルの断面を鏡面研磨した後、JIS Z 2244に準拠して、ビッカース硬さ測定を行った。前記測定は、厚鋼板の表面から1mm深さの位置と板厚中心部の両者で、それぞれ3点ずつ行い、平均値を求めた。測定時の荷重は10kgfとした。得られた平均値を用いて、前記厚鋼板の表面から1mm深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さの差(硬度差)を算出した。
疲労き裂伝播抵抗性の指標として、板厚方向(Z方向)、圧延方向(L方向)、および幅方向(圧延方向と垂直な方向、C方向)における疲労き裂伝播速度(da/dN)を、それぞれ応力拡大係数範囲ΔK:15MPa/m1/2と25MPa/m1/2の2条件において測定した。
圧延方向(L方向)における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が圧延方向となるように厚鋼板から採取した試験片を用いて測定した。同様に、幅方向(C方向)における疲労き裂伝播速度は、荷重負荷方向が幅方向となるように厚鋼板から採取した試験片を用いて測定した。前記試験片は、ASTM E647に準拠したコンパクトテンション試験片とした。前記測定においては、クラックゲージ法に基づいて疲労亀裂伝播試験を実施し、疲労き裂伝播速度を求めた。
一方、板厚方向(Z方向)における疲労き裂伝播速度の測定においては、図1に示す片側切欠単純引張型疲労試験片を使用した。厚鋼板から前記試験片を採取し、板厚方向にき裂が進展する時の疲労き裂伝播速度を測定した。
・TS:500MPa以上
・EL:15%以上(JIS 1A号試験片を使用した場合)、
EL:19%以上(JIS 5号試験片を使用した場合)
・vE0:100J以上
・L方向およびC方向における疲労亀裂伝播速度:
ΔK:15MPa/m1/2の条件において1.75×10−8(m/cycle)以下、
ΔK:25MPa/m1/2の条件において8.50×10−8(m/cycle)以下
・Z方向における疲労亀裂伝播速度:
ΔK:15MPa/m1/2の条件において8.75×10−9(m/cycle)以下、
ΔK:25MPa/m1/2の条件において4.25×10−8(m/cycle)以下
Claims (5)
- 質量%で、
C :0.01〜0.16%、
Si:1.00%以下、
Mn:0.50〜2.00%、
P :0.030%以下、
S :0.020%以下、
Al:0.06%以下、および
N :0.0060%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
面積分率で、
75〜97%のベイナイト、および
3〜25%のパーライトを含み、
ベイナイトの結晶粒径が平均円相当径で18μm以下、
パーライトの結晶粒径が平均円相当径で10μm以下であるミクロ組織を有する、厚鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Cr:0.01〜1.00%、
Cu:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜1.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Nb:0.005〜0.050%、
V :0.005〜0.050%、
Ti:0.005〜0.050%、
B :0.0001〜0.0050%、
Ca:0.0001〜0.020%、
Mg:0.0001〜0.020%、および
REM:0.0001〜0.020%からなる群より選択される1または2以上を含む、請求項1に記載の厚鋼板。 - 前記厚鋼板の表面から1mm深さの位置におけるビッカース硬さと、前記厚鋼板の板厚中央部におけるビッカース硬さとの差が、40HV以下である、請求項1または2に記載の厚鋼板。
- 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼素材を、1000℃以上、1250℃以下の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、冷却開始温度:Ar3点以上、冷却停止温度:450〜700℃、冷却開始から冷却停止までの鋼板表面における平均冷却速度:20〜60℃/sの条件で加速冷却する、厚鋼板の製造方法であって、
前記熱間圧延における、950℃以上の温度域での累積圧下率が80%以上であり、かつ、950℃未満、Ar3点以上の温度域での累積圧下率が50%以上である、厚鋼板の製造方法。 - 前記加速冷却における前記平均冷却速度が20〜50℃/sである、請求項4に記載の厚鋼板の製造方法。
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