耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材與製造方法
2023-05-21 20:18:11
專利名稱：耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材與製造方法
技術領域：
本發明涉及一種作為船體、土木建築物、建築機械、水壓鐵管、海洋結構物、管線用管等結構用材料使用的厚鋼板等的鋼材，特別是490MPa級的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材及其製造方法。
背景技術：
近年來，焊接結構物大型化的傾向越來越顯著，希望其高強度化和輕量化。但是，在使用高強度鋼時因為設計應力上升，所以從焊接部容易發生疲勞破壞變，其改善成為重要的問題。在結構用鋼材等的厚鋼板中，一般為了實施焊接施工，如果能使自焊接部發生、進展的疲勞龜裂在鋼材中停滯，則對延長結構物的疲勞壽命十分有效。因此，紛紛提出了具有疲勞龜裂進展控制效果的鋼板。
在特開平7-90478號公報中，公開了一種耐疲勞龜裂進展性良好的鋼板及其製造方法。此鋼板，具有延伸存在於軋制方向的帶狀的硬質的第二相，以面積率計5～50％的比率散布於軟質的母相內的組織。
還有軟質相作為母相存在，並且硬質的第二相呈帶狀，延伸存在於鋼板軋制方向，可以抑制龜裂進展。可是在此方法中，疲勞龜裂的進展的抑制效果僅限於板厚方向，對其他方向的進展抑制效果小。
還有，在特開平6-271985號公報中公開了一種耐疲勞龜裂傳播特性優異的鋼板，其組織主要由鐵素體、珠光體、貝氏體的1種或者2種以上構成，此外使平均存在間隔為20μm以下、並且平均扁平比5以上的形狀的島狀馬氏體，以體積率0.5～5％的比率存在。但是，在高強度鋼中，若平均偏平比大的島狀馬氏體存在，則會導致韌性劣化。
在特開平7-242992號公報中公開了一種具有疲勞龜裂抑制效果的鋼板，其中組織由硬質部的基體，和分散於此基體的軟質部構成，此2部分的硬度差以維氏硬度計在150以上。但是，在作為得到硬度差150以上的薄壁的原料等中，需要將強度穩定在490MPa級而進行控制，這並不容易。
發明內容
本發明所做是為解決這些課題，其目的在於提供一種耐疲勞龜裂進展抑制特性優異的鋼材及其製造方法，是作為船體，土木建築物，建築機械，水壓鐵管，海洋結構物，管線用管等結構用材料使用的鋼材。
本發明者們，就鋼的結晶組織和疲勞龜裂進展抵抵抗性的關係，反覆進行種種研究的結果，得出如下的認識。
即，硬質相(貝氏體、馬氏體、回火馬氏體等)的組織中的位錯密度影響疲勞龜裂進展速度，特別是，所述位錯密度很高時，在具有以硬質相為主體的組織的鋼中，也能得到疲勞龜裂進展抵抗性高，耐疲勞性優異的高強度的鋼材。在具有如此以硬質相為主體的組織的鋼中，疲勞龜裂進展抵抗性也很優異，這被認為是在鋼接受反覆變形的過程中，位錯密度高的硬質相的硬度降低，由此有助於降低疲勞龜裂前端的開口載荷。
此位錯密度高的組織可以在低溫由相變組織而獲得。並且，因為在低溫相變的位錯密度高的組織大量含有晶格應變，在進行X射線衍射試驗時的衍射強度分布中，峰值的寬度變大。因此，充分的疲勞龜裂進展抵抗性，在由X射線衍射試驗所得到衍射強度的半值寬度(強度在峰值強度的1/2的分布寬度，單位「度」)在一定值以上時能夠獲得。
本發明以這些成果為基礎而完成，其要點包括，下述(1)～(8)記載的疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材，以及(9)～(13)記載的相關製造方法。
(1)耐疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要以鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，並且，自(110)面的X射線衍射強度的半值寬度在0.13度以上。
(2)耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要以鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，並且，鋼的成份(質量％)滿足下述(1)、(2)式。
6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30…(1)
0.01≤C/Mn≤0.10…(2)(3)耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要以鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，從(110)面的X射線衍射強度的半值寬度在0.13度以上，並且，鋼的成份(質量％)滿足下述(1)、(2)式。
6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30 …(1)0.01≤C/Mn≤0.10 …(2)(4)根據上述(1)～(3)任一記載的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，含有C0.01％以上且在0.10％以下、Si0.03％以上且在0.60％以下、Mn0.5％以上且在2.0％以下、sol.Al大於0.005％且在0.10％以下、N0.0005％以上且在0.008％以下，殘餘部由Fe以及不可避免的雜質組成。
(5)根據上述(1)～(3)任一記載的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，含有C0.01％以上且在0.10％以下、Si0.03％以上且在0.60％以下、Mn0.3％以上且在2.0％以下、sol.Al大於0.005％且在0.10％以下、N0.0005％以上且在0.008％以下、B0.0003～0.0030％，殘餘部由Fe以及不可避免的雜質組成。
(6)根據上述(4)或(5)記載的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其鋼的化學組成，以質量％計，還含有Nb0.005％以上且在0.08％以下、Ti0.005％以上且在0.03％以下、V0.005％以上且在0.080％以下組成的群內的1種以上，並且滿足下式(3)。
0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(3)(7)根據上述(4)～(6)任一記載的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其鋼的化學組成，以質量％計，還含有Cu低於0.7％、Ni3.0％以下、Cr低於1.0％、Mo0.80％以下、W0.05～0.50％組成的群內的1種以上，並且滿足下式(4)。
0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(4)(8)根據上述(4)～(7)任一記載的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其鋼的化學組成，以質量％計，還含有Ca0.007％以下、Mg0.007％以下、Ce0.007％以下、Y0.5％以下、Nd0.5％以下、REM0.05％以下組成的群內的1種以上。
(9)疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，具有將具有上述(4)～(8)任一記載的化學組成的鑄造扁坯加熱到1000℃～1250℃的加熱工序；對被加熱的所述扁坯實施熱軋的熱軋工序；對實施所述熱軋的鋼材實施冷卻的冷卻工序；在所述冷卻工序中，以5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度進行加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該加速冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下，結束冷卻。
(10)疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，具有將具有所述(4)～(8)任一記載的化學組成的鑄造扁坯加熱至1000℃～1250℃的加熱工序；對被加熱的所述扁坯實施熱軋的熱軋工序；此後不進形加速冷卻的放置冷卻的工序；再加熱到Ac1點+50℃以上的加熱工序；對被再加熱的所述鋼材實施冷卻的冷卻工序；在所述冷卻工序中，以5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度實施加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下，結束冷卻。
(11)疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，將由(10)記載的再加熱、冷卻工序進行2次以上。
(12)疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，在由(9)記載的製造方法中，具有在結束冷卻之後再加熱到Ac1點+50℃以上的加熱工序；對所述被再加熱的鋼材實施冷卻的冷卻工序；在所述冷卻工序中，將5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度實施加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下，結束冷卻。
(13)疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，除(9)～(12)任一記載的製造方法外，再加熱到Ac1點以下的溫度進行回火。
本發明的疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的性能，沒有特別限定，但作為優選性能，疲勞龜裂進展速度應在3×10-5mm/cycle以下。並且，在鋼材韌性被強調時，在衝擊試驗中兼備吸收能量在vE-20在100J以上的特性。
圖1是用於說明X射線衍射的半值寬度測定法的模式圖。圖1(a)、(b)是表示在各自(110)面的衍射強度的曲線圖。
圖2(a)是表示伺服脈衝發生器疲勞試驗裝置的概要的模式圖，圖2(b)是表示疲勞試驗片的形狀的模式圖。
具體實施例方式
限定本發明的鋼材的組織和化學組成的理由如下所述。
組織本發明的鋼材，為了容易取得高強度，該組織主要由鐵素體和貝氏體構成。所述貝氏體含有上部貝氏體、下部貝氏體、針狀鐵素體、粒狀貝氏體等的組織。
「主要」的意義，意味著在鋼的組織中，鐵素體和貝氏體的組織的構成比率以合計面積率在90％以上。殘餘的組織沒有特別限定，珠光體、準珠光體組織等，通常所觀察的組織均可。
X射線衍射的半值寬度半值寬度，是在X射線衍射強度的分布中，將衍射強度成為峰值強度的1/2部分的分布寬度，由衍射角度表示的值。在高溫生成，位錯密度小的組織半值寬度也越小。半值寬度大的組織位錯密度越大，疲勞龜裂進展抵抗性也越優異。
進行X射線衍射的結晶面，從最一般的能夠使用的理由出發，以(110)面作為對象。由本發明規定的半值寬度，為了得到良好的疲勞龜裂進展抵抗性，將(110)面的衍射強度的半值寬度設為0.13度以上。490MPa的鋼的情況，從強度等的平衡的觀點出發，優選設為0.13～0.24度。
圖1是對X射線衍射強度的數據的半值寬度的解析法進行說明的模式圖。圖1(a)，(b)是表示在各自(110)面的衍射強度的曲線圖。如圖1(a)所示，半值寬度，是在衍射強度的峰值中，將衍射強度為最高的強度值的1/2處的分布的寬度以角度進行表示。如圖1(b)所示，當峰值被分成2個時，取高的一方的峰值的1/2的值。
上述半值寬度，由衍射譜Kα1和Kα2的峰值獨立出現時，由Kα1和Kα2的值重疊出現時合計的寬度測定Kα1的值。再者，上述半值寬度的測定，在厚度方向從鋼材表面進入1mm的內部的部位中，在與軋制面平行的面進行。
式(1)的值6以上且30以下式(1)表示作為硬質相的貝氏體組織的比率，式(1)的值低於6時，鐵素體+貝氏體組織中的貝氏體的比率不充分，即使在本發明的製造條件中製造鋼板，也不能得到適當的半值寬度，從而無法得到良好的疲勞強度進展抵抗性。
反之式(1)的值大於30時，為了使強度成為490MPa級，不得不使鐵素體+貝氏體組織中的鐵素體組織增加，此時也不能得到良好的疲勞強度進展抵抗性。
式(2)，(3)，(4)0.01以上且0.10以下這些式表示貝氏體組織的硬度，該值低於0.01時，貝氏體組織的硬度變得不充分，無法得到良好的疲勞強度進展抵抗性。反之大於0.10時，對相變的過程的冷卻速度依賴性變大，在鋼板整體中很難得到均衡的疲勞強度進展抵抗性。
在本發明的優選方式中鋼的化學組成更具體的限定理由如下。
C是對提高鋼的強度有效的元素，為得到鋼的強度，而使其含有0.01％以上。然而若使其含有超過0.10％，則韌性會劣化，所以為了避免此情況，將C的含量設在0.10％以下。優選在0.03～0.07％。
Si是對鋼的脫氧有效的元素，為得到此效果而使其含有0.03％以上。但是，若使其含有超過0.60％，則促進M-A組織的形成。在此，M-A組織為形成於貝氏體組織中的島狀馬氏體的一種，是含有殘留奧氏體的M-A相變生成物。由於M-A組織硬度非常高，容易使韌性劣化的問題眾所周知。因此為避免韌性劣化，將Si含量設在0.60％以下。優選設在0.3％以上且在0.5％以下。
Mn是對提高淬火性有效的元素，為了使強度上升和提高疲勞龜裂進展抵抗性，使其含有0.5％以上。另一方面，因為若超過2.0％則韌性會劣化，所以將Mn含量設在2.0％以下。
但是，若如後所述在含有B時，可設為Mn0.3％以上、2.0以下。
sol.AlAl與Si同樣是脫氧所必要的元素，為了得到此效果使其含有超過0.005％的sol.Al。另一方面，若sol.Al含量超過0.10％，則M-A比率(M-A組織的存在比率)增加，韌性劣化。為避免此情況，將sol.Al含量設在0.10％以下。
N與Al和Ti結合而成為析出物，有助於奧氏體粒的細化，具有改善韌性的作用。為得到此效果，使其含有N為0.0005％以上。另一方面，N含量若超過0.008％，則M-A比率增加，從而韌性劣化。為了避免此情況，將N含量設在0.008％以下。
B不是必需元素，但B有顯著地提高淬火性的作用，對使強度上升和提高疲勞強度進展抵抗性有效。因此，為了得到上述這些效果，也可以使其含有。為了得到所述效果，使其含有0.0003％以上為有效。但是，因為若使其含有B超過0.0030％，則韌性將劣化，所以其上限希望為0.0030％。在含有B時，Mn的下限可設為0.3％。
Nb不是必需元素，但其具有通過顆粒細化作用使韌性提高的作用。並且，因增加淬火性所以對強度提高和疲勞龜裂進展控制有效。因此，為得到此效果也可以使其含有。此時，希望使其含有Nb為0.005％以上。另一方面，因為若此含量超過0.08％則韌性會劣化，所以其上限為0.08％。進一步優選為0.06％以下。
Ti不是必需元素，但因對強度的提高和疲勞龜裂進展的控制有效，所以為得到這些效果也可以使其含有。為了得到所述效果希望使其含有0.005％以上。另一方面，因為若超過0.03％則韌性會劣化，所以其上限希望設為0.03％。
V不是必需元素，但因對強度的提高有效，所以為得到此效果也可以使其含有。在含有時，為得到所述效果，希望使其含有在0.005％以上。另一方面，因若超過0.080％則韌性會劣化，所以其上限希望設為0.080％。
Cu不是必需元素，但因有提高鋼的強度的作用，所以由此目的也可以使其含有。為了得到此效果希望使其含有0.3％％以上。但是，因為若其含量達到0.7％以上，則鋼的韌性會劣化，所以使其含有時，其上限設為低於0.7％。優選為低於0.5％。
Ni不是必需元素，但有提高鋼的強度的作用，並且，對疲勞龜裂進展控制也有效。因此，為得到這些效果也可以使其含有。為了得到此效果希望使其含有0.2％以上。但是，若其含量超過3.0％，則因為與成本上升相應的高強度化和疲勞龜裂進展控制效果不明顯，所以在使其含有時其上限也設為3.0％。
Cr不是必需元素，但有提高鋼的強度的作用，並且，對疲勞龜裂進展控制也有效。因此，為得到這些效果也可以使其含有。此情況下希望使其含有0.3％以上。但是，因若使其過量含有則韌性會劣化，所以在使其含有時也希望低於1.0％。
Mo不是必需元素，但有提高鋼的強度的作用，並且，對疲勞龜裂進展控制也有效。因此，為得到這些效果也可以使其含有。此情況下希望其含有為0.3％以上。然而，因若使其過量含有則韌性會劣化，所以含有時希望設為0.80％以下。
W是用於提高母材強度使其提高耐腐蝕性的有效的元素。為得到此效果而添加為0.05％以上。但是若超過0.5％會導致韌性的劣化。
Ca通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.007％，則Ca夾雜物的量變得過量反而會使韌性劣化。因此Ca的量設為0.007％以下。並且希望添加量的範圍在0.0015％以上且在0.0030％以下。
Mg通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.007％，則Mg夾雜物的量變得過量反而會使韌性劣化。因此Mg的量設為0.007％以下。並且希望添加量的範圍在0.0005％以上且在0.0030％以下。
Ce通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.007％，則Ce夾雜物的量變得過量反而會使韌性劣化。因此Ce的量設為0.007％以下。並且希望添加量的範圍在0.0005％以上且在0.0030％以下。
Y通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.5％，則Y夾雜物的量成為過量反而韌性劣化。因此Y的量設為0.5％以下。並且希望添加量的範圍在0.01％以上且在0.05％以下。
Nd通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.5％，則Nd夾雜物的量成為過量反而韌性劣化。因此Nd的量設為0.5％以下。並且希望添加量的範圍在0.01％以上且在0.05％以下。
REM通過細化組織而有助於韌性改善。但是，若含有超過0.5％，則Nd夾雜物的量成為過量反而韌性劣化。因此REM的量設為0.5％以下。並且希望添加量的範圍在0.005％以上且在0.03％以下。
在本發明中的化學組成的殘餘部是Fe以及不可避免的雜質。作為雜質的1種P，S被示例，但P，S分別優選限制在0.015％以下，0.005％以下。
本發明的疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材，其製造的方法沒有特別限定，只要能得到所期待的特性，可以使用眾所周知的熱軋設備，或者眾所周知的熱軋設備和眾所周知的熱處理設備進行製造。但是，其製造條件以以下敘述的方法為宜。
將具有本發明的化學組成的鑄造扁坯加熱至1000℃～1250℃後，實施熱軋。接著在對其冷卻時，在所得到的熱軋鋼材的冷卻工序中，以5℃/s以上作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度進行加速冷卻，優選為大於5℃/s且在25℃/s以下，在400℃以下的溫度停止該加速冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下並結束冷卻。
此處，所謂復熱溫度幅是停止冷卻時的到達溫度，和由冷卻停止後的鋼板內部的熱量提升的表面溫度的穩定時的溫度的差。具體地說，是金屬板在離開水冷裝置隨即測定的溫度，和此後根據板厚在20～50秒的時候對其測定的溫度的差。
鑄造扁坯的加熱溫度在不足1000℃時，鐵素體率變高，龜裂的進展速度變快。在超過1250℃時組織變得粗大，韌性劣化。
熱軋後根據本發明進行加速冷卻，但此時的冷卻過程之內的650℃～400℃之間的平均冷卻速度在低於5℃/s時，鐵素體率變高，同樣龜裂的進展速度變快。優選為25℃/s以下。加速冷卻停止溫度若超過400℃時，鐵素體率變高，進展速度變快。優選為350℃以上。
到加速冷卻停止後冷卻結束為止之間的復熱溫度幅在超過70℃時，位錯密度減小而進展速度變快。為了減小復熱溫度幅，優選為減小冷卻中的鋼板表層與中心部的溫度差，並且在冷卻結束時，至少使表層部的相變結束。
再者，加速冷卻，也可以在熱軋後，先自然冷卻一下在進行再加熱。
此處，為了減小鋼板表層與中心部的溫度差，與冷卻帶的前段相比，可以加大後段的冷卻速度。還有，為了在加速冷卻停止時使表層部的相變完成，加速冷卻的停止溫度優選為400℃以下。
根據本發明的優選方式，加速冷卻後的冷卻結束之後，或是不進行加速冷卻而結束自然冷卻之後，再加熱到Ac1點+50℃以上，進行加速冷卻。此時再加熱到Ac1點+50℃以上，是因為低於Ac1點+50℃，奧氏體相變不能充分發生，在此後的冷卻中相變組織分率降低，不能充分得到疲勞特性優異的組織。因此，把再加熱溫度定為Ac1點+50℃。優選加熱溫度在Ac3點以上。
關於冷卻條件如上所述。此條件對在線加速冷卻和以離線加速冷卻均不變。
還有回火溫度若超過Ac1點，則產生奧氏體相變，引起反覆軟化的降低和強度，韌性的降低。因此，回火溫度設為Ac1點以下。還有，回火溫度優選為550℃以下。
並且，再加熱到Ac1點+50℃以上，進行冷卻的工序，根據需要可以進行2次以上。進行對Ac1點+50℃以上的再加熱和冷卻的工序，反覆進行2次以上，由此，冷卻後的組織變得微細，強度和韌性被改善。
本發明是這樣的一種鋼材，不過，作為此時的鋼材是板材，當然也含有管材、棒材、型材、線材等多種形態的材料。
實施例將表1表示的化學組成的鋼進行實驗室的真空熔煉，作為厚度100～160mm的扁坯，以各種的條件實施熱軋後，以各種的條件進行冷卻作為厚度12～40mm的厚鋼板。熱軋條件和冷卻條件如表2所示。
表1
A式20×C+5×Si+10×MnB式C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)
表2
由以下的方法，對所得到的鋼板的組織、X射線衍射的半值寬度、抗拉強度、韌性以及疲勞龜裂進展速度進行了調查。
鋼的組織，對從相當於板厚的1/4的部分採取的試驗片的斷面進行研磨，利用2％的硝酸乙醇腐蝕液對表面實施蝕刻，通過光學顯微鏡觀察在1試驗片中進行10視野的測量，以10個的測定值的平均數決定該鋼板的組織。
X射線衍射的半值寬度，採取25mm角狀試驗片，以厚度方向對從表面1mm內側的與軋制面平行的表面進行電解研磨作為測定面。
X射線測定，使用理學電機(社)製造的RU-200進行。使用鈷輻射源，輸出功率是30kV、100mA。在25mm角狀的試驗片之內，假定直徑20mm的範圍。
抗拉試驗片是從板厚度的中心部與軋制方向平行採取JIS 14A號抗拉試驗片，供於抗拉試驗。韌性，從板厚中心部平行於軋制方向採取JIS-Z2202所規定的4號擺錘衝擊試驗片，進行擺錘衝擊試驗，求出衝擊吸收能量(vE-20，單位J)。
疲勞龜裂進展速度，使用圖2(a)所示的伺服脈衝發生器裝置，和圖2(b)所示的CT試驗片1，通過疲勞試驗法進行測定。在圖2(a)所示的裝置中，參照號碼分別表示為1CT試驗片、2試驗溶液槽、3溶液循環泵、4測力儀、5液壓缸、6液壓動力源、7伺服閥、8波形發生器、9負荷控制器、10a以及10b負荷棒。在圖2(b)所示CT試驗片1(60×62.5mm，厚度12.5mm)上施有2.5mm的切口10，負荷棒10a以及10b安裝於其上下的孔部12中。
根據本裝置，在試驗溶液槽2中，在試驗片1中由自液壓缸5經由負荷棒10a以及10b對切口前端部負荷反覆應力。試驗片在厚度方向從板厚中心的部分採取，使切口的縱長方向與軋制垂直方向平行。
疲勞試驗條件如下。
f(反覆速度)＝20HzR(應力比)＝0.1T(試驗溫度)＝室溫試驗氣氛是在大氣中。
疲勞破裂進展試驗的結果，對任一的試驗片，均進行了中ΔK領域(ΔK在應力擴大係數範圍的最大應力擴大係數與最小應力擴大係數的差)的疲勞破裂進展速度的評價。本實驗的中ΔK領域相當於(15～30MPa_m)疲勞破裂進展的第II領域。
Paris則[Trans.ASTM，Ser.D.85.523(1963)]，即da/dN＝C(ΔK)m，但ΔKkN/mm3/2，da/dNmm/cycle判明成立。
據此，在本發明中，疲勞龜裂進展特性在此中ΔK領域的ΔK＝20MPa_m中，以龜裂進展速度da/dN(mm/cycle)進行了評價。
在表3中表示上述的調查、測定以及疲勞實驗的結果。在表3中，成為主體的組織(以面積比計佔90％以上的組織)欄的符號B表示貝氏體、M是馬氏體、F是鐵素體、P是珠光體。
表3
如表3所示，組織和半值寬度滿足本發明規定條件的試驗No.1～17的鋼板，疲勞龜裂進展速度緩慢在4×10-5mm/cycle以下，具有極優異的龜裂進展抵抗性。對此，試驗No.18～35的鋼板，強度達到490MPa級以上(TS≥620MPa，YS≥500MPa)，吸收能量未滿100J。作為主體組織和X射線衍射的半值寬度在本發明的規定範圍之外的，疲勞龜裂進展速度超過4×10-5mm/cycle，無法得到預期的疲勞龜裂進展抵抗性。
工業上的利用的可能性本發明的鋼材，除了疲勞龜裂進展抵抗性良好，因為以硬質的組織為主體，所以容易提高鋼的強度。並且，通過化學組成的調整也能使其具備優異的韌性。因此，適用於對作為船體、土木建築物、建築機械、水壓鐵管、海洋結構物、管線用管等結構用材料而使用的任意的厚度的厚鋼板。此外，因為本發明的鋼材能夠通過熱軋後的冷卻控制易於製造，所以工業上的價值很大。
權利要求
1.一種耐疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要由鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，並且，從(110)面的X射線衍射強度的半值寬度在0.13度以上。
2.一種耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要由鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，並且，鋼的成份，以質量％計，滿足下述(1)、(2)式，6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30 …(1)0.01≤C/Mn≤0.10…(2)。
3.一種耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，其組織主要由鐵素體和貝氏體構成，珠光體的面積率在10％以下，從(110)面的X射線衍射強度的半值寬度在0.13度以上，並且，鋼的成份，以質量％計，滿足下述(1)、(2)式，6≤20×C+5×Si+10×Mn≤30 …(1)0.01≤C/Mn≤0.10…(2)。
4.根據權利要求1～3中任一項所述的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，含有C0.01％以上且在0.10％以下、Si0.03％以上且在0.60％以下、Mn0.5％以上且在2.0％以下、sol.Al大於0.005％且在0.10％以下、N0.0005％以上且在0.008％以下，殘餘部由Fe以及不可避免的雜質構成。
5.根據權利要求1～3中任一項所述的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，含有C0.01％以上且在0.10％以下、Si0.03％以上且在0.60％以下、Mn0.3％以上且在2.0％以下、sol.Al大於0.005％且在0.10％以下、N0.0005％以上且在0.008％以下、B0.0003～0.0030％，殘餘部由Fe以及不可避免的雜質構成。
6.根據權利要求4或5所述的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，還含有由Nb0.005％以上且在0.08％以下、Ti0.005％以上且在0.03％以下、V0.005％以上且在0.080％以下組成的群內的1種以上，並且滿足下式(3)，0.01≤C/(Mn+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(3)。
7.根據權利要求4～6中任一項所述的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，還含有由Cu低於0.7％、Ni3.0％以下、Cr低於1.0％、Mo0.80％以下、W0.05～0.50％組成的群內的1種以上，並且滿足下式(4)，0.01≤C/(Mn+1/10Cu+1/2Ni+1/4Cr+Mo+20Nb+10Ti+5V)≤0.10…(4)。
8.根據權利要求4～7中任一項所述的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材，其特徵在於，鋼的化學組成，以質量％計，還含有由Ca0.007％以下、Mg0.007％以下、Ce0.007％以下、Y0.5％以下、Nd0.5％以下、REM0.05％以下組成的群內的1種以上。
9.一種疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，具有加熱工序，將具有權利要求4～8中任一項所述的化學組成的鑄造扁坯加熱至1000℃～1250℃；熱軋工序，對被加熱的所述扁坯實施熱軋；冷卻工序，對所述實施了熱軋的鋼材進行冷卻；在所述冷卻工序中，以5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度進行加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該加速冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下而結束冷卻。
10.一種疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，具有加熱工序，將具有權利要求4～8中任一項所述的化學組成的鑄造扁坯加熱至1000℃～1250℃；熱軋工序，對被加熱的所述扁坯實施熱軋；其後不進行加速冷卻的放置冷卻工序；再加熱到Ac1點+50℃以上的加熱工序；將被再加熱的所述鋼材進行冷卻的冷卻工序；在所述冷卻工序中，以5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度進行加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下而結束冷卻。
11.一種疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，將權利要求10所述的再加熱、冷卻工序進行2次以上。
12.根據權利要求9所述的疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，具有加熱工序，在結束冷卻之後再加熱到Ac1點+50℃以上；冷卻工序，對所述被再加熱的鋼材進行冷卻；在所述冷卻工序中，以5～25℃/s作為650℃～400℃之間的平均冷卻速度進行加速冷卻，在400℃以下的溫度停止該冷卻，此後，使復熱溫度幅度處於70℃以下而結束冷卻。
13.根據權利要求9～12中任一項所述的疲勞龜裂進展抵抗性優異的鋼材的製造方法，其特徵在於，還加熱到Ac1點以下的溫度進行回火。
全文摘要
本發明提出一種具有主要由硬質相構成的組織的耐疲勞龜裂進展特性優異的鋼材及其製造方法。由作為主要組織的鐵素體/貝氏體構成，自從(110)面的X射線衍射強度的半值寬度在0.13度以上。具體說明，鋼組成為，C0.01～0.10％、Si0.03～0.6％、Mn0.5～2.0％、sol.Al0.005～0.10％、N0.0005～0.008％、並且，Ft(3Mn+Cu+1.5Cr+1.8Ni+1.5Mo)4.0～6.0％，或者，含有B在0.0030％以下，Ft3.5～5.5％，還可以含有Cu、Ni、Cr、Mo內的一種以上。熱軋後進行淬火處理而製造。
文檔編號C21D8/02GK1809648SQ200480017070
公開日2006年7月26日 申請日期2004年6月18日 優先權日2003年6月19日
發明者藤原知哉, 譽田登, 岡口秀治, 有持和茂 申請人:住友金屬工業株式會社