(57)【要約】【課題】鋼構造物に用いられる、繰り返し荷重を受けた場合の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ３以上から６００℃以下４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却し、引き続いてＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の温度域まで２℃／秒以上の昇温速度で加熱してから６００℃以下、４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する。【選択図】図１
2011195944.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０７％以下を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ３以上から６００℃以下４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却し、引き続いてＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の温度域まで２℃／秒以上の昇温速度で加熱してから６００℃以下、４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項２】
鋼組成に、質量％で、さらにＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク、ラインパイプなどの鋼構造物に用いられる鋼材の製造方法に関し、特に繰り返し荷重を受けた場合の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク、ラインパイプなどの鋼構造物に用いられる鋼材は、強度、靭性等の機械的性質や溶接性に優れていることに加え、安全性、信頼性確保の観点から耐疲労特性に優れていることが重要である。
【０００３】
構造物の疲労破壊を抑制するためには、応力集中を軽減する等の構造物の設計上の工夫や、溶接止端部の形状の改善や圧縮残留応力の付与等の対策がとられることが多いが、これらによっても十分な効果が得られない場合があり、鋼材自体の疲労き裂伝播を抑制すること、すなわち耐疲労き裂伝播特性の向上が望まれている。
【０００４】
鋼材の耐疲労き裂伝播特性を向上させる方法は、例えば特許文献１、特許文献２等に開示されている。特許文献１には、９００℃以下での圧延に引き続き７５０〜６００℃で圧延、もしくは一旦５００℃以下まで冷却した鋼をＡｃ１点〜Ａｃ３点に再加熱して圧延することにより、細粒フェライトとベイナイトもしくはマルテンサイトの混合組織として疲労強度を向上させることが記載されている。
【０００５】
また、特許文献２には、Ｎｂ、Ｔｉを添加した鋼を熱間圧延後に、添加元素量から計算される冷却開始温度から５５０℃までを加速冷却することにより疲労き裂伝播抵抗性を向上させることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−１６８５４２号公報
【特許文献２】特開２００１−３１６７２５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１記載の技術は鋼を熱間圧延・冷却した後、再加熱し圧延するものであり、製造工程が煩雑であることから、製造コストが多大でありまた生産能率が劣る。また、特許文献２記載の技術は冷却速度が鋼組成で規定されていないため、冷却条件、成分によっては表面はマルテンサイト、内面はフェライトもしくはベイナイトとなり、板厚方向に強度不均質な鋼材となるため、曲げ加工性などが劣化することが懸念される。
【０００８】
そこで、本発明は、上記問題点を解消し、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材を生産性良く製造する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記課題を解決すべく実験と検討を重ねた結果、特定量の化学成分を有する鋼を熱間圧延後に、加速冷却してから急速再加熱、加速冷却を適正な条件で実施することにより、鋼組織が微細なフェライトとベイナイトとの混合組織となり、耐疲労き裂伝ぱ特性が向上することを見出した。
【００１０】
図１は、表１に示す鋼種Ａについて加速冷却後の再加熱温度を変化させて疲労き裂伝播速度を調査したものである。再加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満、およびＡｃ３−２０℃を超える場合は、Ａｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の場合に比べ疲労き裂伝播速度が大きくなっている。なお、このときのミクロ組織は、再加熱温度がＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下では微細なフェライトとベイナイトの混合組織であるのに対し、再加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満、およびＡｃ３−２０℃を超える場合は比較的粗いフェライトとベイナイトの混合組織であった。
【００１１】
本発明はこのような知見に基づきなされたものであって、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０７％以下を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ３以上から６００℃以下４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却し、引き続いてＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の温度域まで２℃／秒以上の昇温速度で加熱してから６００℃以下、４００℃以上の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
２．鋼組成に、質量％で、さらにＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、鋼材のミクロ組織が微細なフェライトとベイナイトの混合組織となり、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造が可能で、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】疲労き裂伝播速度に及ぼす加速冷却後の再加熱温度の影響を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の化学成分の限定理由、及び製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０２％以上添加するが、０．２０％を超えて多量に含有させると靭性あるいは溶接性が劣化するため、その範囲を０．０２〜０．２０％とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸のために０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性及び溶接性が劣化するため、その範囲を０．０５〜０．５％とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、鋼材の強度・靭性の向上ならびにＦｅＳの生成抑制のため０．６％以上は必要であるが、２．０％を超える多量の添加は鋼の焼き入れ性の増加を引き起こし、溶接時に硬化層が生成して割れ感受性が高くなるため、その範囲を０．６〜２．０％とする。
【００１７】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このため上限を０．０５％とする。
【００１８】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このため、上限を０．０３％とする。
【００１９】
Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。脱酸のためには０．０１５％以上の添加が好ましいが、０．０７％を超えて含有すると、母材の靭性が低下するとともにＨＡＺ靭性及び溶接性が劣化するため、０．０７％以下に限定する。
【００２０】
本発明は以上を基本成分とし、以下の選択成分群の１種または２種以上を添加する。
（選択成分群）
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、強度上昇および靭性改善に非常に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満では十分な効果が発揮されず、１．０％を越えると析出硬化が著しくまた鋼材表面に割れが生じやすいため、Ｃｕを添加する場合にはその範囲を０．０５〜１．０％とする。
【００２１】
Ｎｉ：０．０５〜０．８％
Ｎｉは、母材の強度ならびに靭性を向上させる効果を有するが、その含有量が０．０５％未満では十分な効果が得られず、０．８％を超える添加は製品のコストアップにつながるため、Ｎｉを添加する場合にはその範囲を０．０５〜０．８％とする。
【００２２】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、焼入性向上に有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では効果が小さく、１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場合にはその範囲を０．０５〜１．０％とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高め、強度上昇に有効であるが、その含有量が０．０１％未満ではその効果が十分に発揮されず、１．０％を超えると溶接性を劣化させるため、Ｍｏを添加する場合にはその範囲を０．０１〜１．０％とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、微細炭窒化物の析出効果により強度上昇、靭性向上に有効に作用する元素であるが、その含有量が０．００５％未満では効果が発揮されず、０．１％以上の添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｎｂを添加する場合にはその範囲を０．００５〜０．１％とする。
【００２５】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、少量の添加により焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高める元素であるが、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分に発揮されず、０．１％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、Ｖを添加する場合にはその範囲を０．００５〜０．１％とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出し溶接ＨＡＺ部の組織粗大化を抑制してＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靱性向上効果が発揮されない。０．０３％を越えて添加すると、溶接の冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靱性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合にはその範囲を０．００５％〜０．０３％の範囲とする。上記成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。
【００２７】
（２）製造方法
上記の成分組成範囲に調整した鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行った後、Ａｒ３以上から６００℃以下、４００℃以上まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却し、引続きＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の温度域まで２℃／秒以上の昇温速度で加熱してから２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行う。
【００２８】
ａ．鋼の加熱温度：１０００℃以上
１０００℃未満の加熱では、良好な熱間加工性が得られない。よって、鋼の加熱温度を１０００℃以上とする。
【００２９】
ｂ．加速冷却開始温度：Ａｒ３以上
加速冷却の開始温度がＡｒ３未満では、加速冷却開始前に粗大なフェライトが生成し、最終的に所望の組織が得られないことに加え、靭性が劣化する。また、冷却待ち時間を要し生産性も低下する。よって、加速冷却の開始温度はＡｒ３以上とする。
【００３０】
ｃ．Ａｒ３以上からの加速冷却速度：２℃／秒以上
Ａｒ３以上からの加速冷却速度が２℃／秒未満では、加速冷却中に粗大なフェライトが生成し、靭性が劣化することに加え、ベイナイトも生成しにくくなる。よって、Ａｒ３以上からの加速冷却速度は２℃／秒以上とする。
【００３１】
ｄ．加速冷却停止温度：６００℃以下、４００℃以上
加速冷却の停止温度が６００℃を超えると組織がフェライトとパーライトの混合組織となり、また４００℃未満になるとマルテンサイトが生成し、いずれの場合も再加熱前にフェライトとベイナイトの２相組織が得られない。これらの組織を再加熱−加速冷却しても微細なフェライトとベイナイトの混合組織とならないため、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が得られない。よって、加速冷却の停止温度は６００℃以下、４００℃以上とする。      
【００３２】
ｅ．再加熱温度：Ａｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下
本発明は加速冷却後の再加熱により加速冷却ままよりも微細なフェライトとベイナイトの混合組織を得ることをポイントとし、Ａｃ１とＡｃ３の間の温度域に再加熱することにより、加速冷却で得られたフェライトとベイナイト組織の一部が逆変態して一旦オーステナイトになることにより達成される。
【００３３】
再加熱の温度がＡｃ１＋２０℃未満では逆変態の分率が不十分であり、またＡｃ３−２０℃を超えると逆変態の分率が多くなりすぎ、いずれも適正な微細フェライトとベイナイトの混合組織が得られない。なお、逆変態の分率の好ましい範囲は、１５〜８５％である。再加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満、あるいはＡｃ３−２０℃を超える場合は、いずれも適正な微細フェライトとベイナイトの混合組織が得られず、前述の図１に示したように、Ａｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下の場合に比べ疲労き裂伝播速度が大きく、耐疲労き裂伝播特性が劣る。よって、再加熱温度はＡｃ１＋２０℃以上、Ａｃ３−２０℃以下とする。
【００３４】
ｆ．  再加熱時の加熱速度：２℃／秒以上
再加熱時の加熱速度が２℃／秒未満では、逆変態時に生成するオーステナイトが成長し、最終的に微細なフェライトとベイナイトの混合組織が得られない。したがって、再加熱時の加熱速度は２℃／秒以上とする。
【００３５】
ｇ．  再加熱後の加速冷却速度：２℃／秒以上
再加熱後の加速冷却速度が２℃／秒未満ではベイナイトが生成しにくく、冷却後に微細なフェライトとベイナイトの混合組織が得られない。したがって、再加熱後の加速冷却速度は２℃／秒以上とする。
【００３６】
ｈ．  再加熱後の加速冷却停止温度：６００℃以下、４００℃以上
再加熱後の加速冷却停止温度が６００℃を超えると組織がフェライトとパーライトの混合組織となり、また４００℃未満になるとマルテンサイトが生成し、いずれの場合も微細なフェライトとベイナイトの混合組織が得られない。したがって、再加熱後の加速冷却停止温度は６００℃以下４００℃以上とする。以下、本発明の作用効果を、実施例をもちいて具体的に説明する。
【実施例】
【００３７】
成分系ならびに圧延、加速冷却、再加熱、および再加熱後の加速冷却条件を変えて製造した鋼材の機械的性質を調べた。表１に供試鋼の化学成分およびＡｃ１、Ａｃ３およびＡｒ３各変態点を示す。表２には、供試鋼の製造条件、逆変態の分率および引張強度、疲労き裂伝播速度を示す。なお、逆変態の分率は、各供試鋼のＡｃ１、Ａｃ３温度と再加熱温度より以下の式にて求めた。
【００３８】
逆変態の分率（％）＝（再加熱温度−Ａｃ１）／（Ａｃ３−Ａｃ１）×１００
疲労き裂伝播速度は、き裂が圧延方向と直交する方向に進展するＬ−Ｔ方向にＣＴ試験片を採取し、応力比０．１、周波数２０Ｈｚ、室温大気中でＡＳＴＭ  Ｅ６４７に準拠して行った。なお、試験片採取にあたり、板厚が２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍまで両面減厚した。
【００３９】
鋼種Ａ〜Ｈのいずれの成分系も本発明の範囲内である。製造条件が本発明の範囲内である鋼番１〜８はいずれも５×１０−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下の優れた疲労き裂伝播速度を示す。これに対し、加速冷却開始温度、加速冷却速度、加速冷却停止温度、再加熱速度、再加熱温度、再加熱後の加速冷却速度、再加熱後の加速冷却停止温度のいずれかが本発明の範囲外である鋼番９〜１８は本発明例に対し、疲労き裂伝播速度が劣っている。
【００４０】
なお、供試鋼は、いずれも、強度、靭性、延性、溶接性、溶接継手特性等が構造用鋼として優れた特性を備えていることが確認された。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
【表２】
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【図１】
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