JP2014181394A - 構造用高強度鋳鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】高い強度と延性を有し、低温靱性および加熱脆化特性に優れた構造用高強度鋳鋼材を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｓｉ：０．２〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜１．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：２〜３％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜０．５％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｃａ：０．０１〜０．０５％を含有し、かつＣａおよびＳの含有量が質量％でＳ×２≦Ｃa≦Ｓ×４の関係を満足し、ＣおよびＶの含有量が質量％でＣ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる構造用高強度鋳鋼材。
【選択図】 なし

Description

本発明は、土木・建設用機械部品（以下、土建機械部品と記す）や土木・建築部材を始めとする各種構造部品・部材に適した強度、延性、靱性のいずれにも優れ、かつ加熱脆化の小さい構造用高強度鋳鋼材に関する。

土建機械部品（例えば、駆動輪、履帯）や土木・建築部材（例えば、継手、ベース）等の素材には高強度で形状自由度が大きいことが求められる。このような要求の背景には、大型化に伴う総重量の増加を抑制したいというニーズが存在するためである。これらの素材となる鉄鋼材料としては一般に圧延鋼材や鍛鋼材、および鋳鋼材が適用されるが、通常、低温で脆化する傾向があり、土建機械部品においてはそれが原因で折損事故が発生し、また土木・建築部材においては地震時の被害を大きくする問題がある。そのため、いずれも低温において十分な靱性をもっていることが必要となる。

これらの部品は現地で溶接施工されることが多く、応力除去熱処理が不可能な場合があり、出荷段階では高靱性であっても溶接時の加熱によって脆化し、前記の問題を起こすことがある。また、土建機械部品のうち耐摩耗性が要求されるものでは、高硬度を得るために完全焼き戻し温度以下の脆化温度域で焼き戻しを行う必要があり、このときの脆化が大きいと折損のおそれがある。

これら鉄鋼材料のうち鋳鋼材は形状の自由度において圧倒的に圧延鋼材や鍛鋼材より優れるが、同一強度の圧延鋼材や鍛鋼材と比べて延性と靱性が低い。一方、圧延鋼材や鍛鋼材は低温靭性以外の材料特性に大きな問題はないが製品形状の自由度に制限があるため、設計者が求める複雑形状化や薄肉化要求に十分対応できないという問題がある。

このような背景から、近年、高強度で延性と靱性を兼備えた鋳鋼材の開発が行われつつある。例えば特許文献１には、焼入性倍数や溶接性指数により成分組成を限定した鋳鋼材が提案されており、特許文献２には、ベイナイトパラメータや高じん性倍数、炭素当量、溶接割れ感受性により成分組成を限定した鋳鋼材が提案されている。また、本発明の出願人による特許文献３では、熱処理時の冷却速度の影響が小さく、均一なベイナイト組織となる成分組成を見出し、強度のばらつきの少ない高延靭性鋳鋼材を実現している。さらに、低温靱性に優れる鋼材として、特許文献４、５、６などが提案されている。

特許第３５０９６３４号公報 特許第３５３６００１号公報 特許第４７９０５１２号公報 特開平１１−３２３４３４号公報 特開２００８−２４８３８２号公報 特開２００２−２５６３８０号公報

しかし、特許文献１および特許文献２の材料はいずれも引張強さが７００ＭＰａ前後で強度が不十分であり、特許文献３は９２０ＭＰａ以上の引張強さと１２％以上の伸びを実現しているが、４８０℃付近で加熱されると靱性が大きく低下し、現地施工が前提となる用途には適用できないという問題がある。

また、特許文献４および特許文献５の材料は引張強さが６００〜８００ＭＰａ前後で強度が不十分であり、特許文献６は８６０ＭＰａ以上の強度をもっているが、化学組成や結晶粒径の厳密な制御が必須であり、いずれも鋳造のままで用いられる鋳鋼材としては適用が困難である。

このように従来技術では、土建機械部品や土木・建築部材等の構造部品・部材に必要な引張強さ、延性、低温靱性および加熱脆化特性を同時に有する、形状自由度の高い素材としての鋳鋼材を得ることは困難である。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、高い強度と延性を有し、低温靱性および加熱脆化特性に優れた構造用高強度鋳鋼材を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の点に着目した。
（ｉ）ベース材の化学成分組成を特定の範囲に規定することにより、高い強度と低温靱性を合わせもつ機械的性質とする。
（ii）Ｎｉ量を規定して加熱による脆化を抑制する。
（iii）Ｓ量に応じたＣａを加え、硫化物をＣａ硫化物にして延靭性を得る。
（iv）高温焼戻しや溶接等に伴う強度低下をＶ炭化物の生成によって相殺する。

本発明は、以上の点に基づいてなされたもので、以下の（１）〜（５）を提供する。

（１） 質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３％
Ｓｉ：０．２〜０．７％
Ｍｎ：０．４〜１．２％
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．０１５％以下
Ｎｉ：２〜３％
Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｍｏ：０．３〜０．５％
Ｖ ：０．０５〜０．１５％
Ｃａ：０．０１〜０．０５％
を含有し、
かつ
ＣａおよびＳの含有量が質量％で
Ｓ×２≦Ｃa≦Ｓ×４
の関係を満足し、
ＣおよびＶの含有量が質量％で
Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
の関係を満足し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。

（２）上記（１）において、前記ＣａをＮｉ＋Ｃａ合金によって添加することを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。

（３）上記（１）または（２）において、Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で示される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、引張強さ≧９２０ＭＰａ、伸び≧１２％、−４０℃衝撃吸収エネルギー≧２７Ｊ（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片）を同時に満足することを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかにおいて、４８０℃、１０時間の脆化処理後の０℃衝撃吸収エネルギーが、６００℃焼戻し値の５０％以上であることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。

本発明によれば、合金組成を適切に規定することにより、高い強度と延性を有し、低温靱性および加熱脆化特性に優れ、溶接性も良好な構造用高強度鋳鋼材を提供することができ、その効果はきわめて顕著である。

Ｎｉ含有量と引張強さおよび加熱脆化率との関係を示す図である。 鋳鋼材の機械的性質を評価するための供試材形状を示す図である。

以下、本発明の限定理由について詳細に説明する。なお、特に断らない限り成分における％表示は質量％である。

［化学成分］
Ｃ：０．１５〜０．３％
Ｃは鋳鋼材の強度および焼入れ性向上に有効な元素である。また、Ｖと結びついて微細炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗性を向上させ、熱処理条件管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止する。しかし、その含有量が０．１５％未満では９２０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができず、また０．３％を超えると延性と靭性が低下し、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量を０．１５〜０．３％の範囲とする。

Ｓｉ：０．２〜０．７％
Ｓｉは脱酸および湯流れ性改善を目的として添加する元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では溶鋼の湯流れ性が低く、鋳造品質の劣化を招く。一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、０．７％を超えると冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜０．７％の範囲とする。

Ｍｎ：０．４〜１．２％
Ｍｎは鋳鋼材の強度および焼入れ性向上に有効な元素であり、脱酸効果も有する。しかし、その含有量が０．４％未満ではその効果が少なく、１．２％を超えると延性と靭性が低下するとともに溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量を０．４〜１．２％の範囲とする。

Ｎｉ：２〜３％
Ｎｉは高強度と高延性および高い低温靭性の他、小さな加熱脆化性を同時に得ようとする本発明において最も重要な元素である。Ｎｉは鋳鋼材の強度および焼入れ性に有効な元素であるが、同様効果のある他の元素と異なり、延性、靭性および溶接性に及ぼす悪影響が小さい。また、Ｎｉはオーステナイト安定化作用の大きい元素であり、フェライト変態域を長時間側へ移動させ、ベイナイト変態域が拡大することにより、冷却速度の遅い厚肉部においてもフェライト析出を抑え、高い強度が得られる。しかし、Ｎｉが２％未満では９２０ＭＰａ以上の引張強さが得られず、３％超では加熱脆化率が５０％超となって脆化が顕著に表れるようになる。図１はＮｉ以外の元素を固定してＮｉ単独の影響を調べたものであるが、上記結果が明確に示されている。したがって、Ｎｉ含有量を２〜３％の範囲とする。

Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは鋳鋼材の強度向上に有効な元素である。しかし、０．１％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えるとフェライト変態域を拡大して冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、強度が低下するとともに炭素当量が増加し溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量を０．１〜０．５％の範囲とする。

Ｍｏ：０．３〜０．５％
Ｍｏは鋳鋼材の焼入れ性を向上させるとともに焼戻し脆化を抑制するために添加する。しかし、０．３％未満ではその効果が少なく、０．５％を超えるとその効果得られなくなり、フェライト変態域を拡大して冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、却って強度が低下するとともに炭素当量が増加し溶接性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量を０．３〜０．５％の範囲とする。

Ｖ：０．０５〜０．１５％
ＶはＣと結びついて炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗性を高めることにより、焼戻し熱処理時の強度維持に有効な元素であり、焼戻し熱処理条件管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止することができる。０．０５％未満ではその効果が不十分で、０．１５％超では延性と靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量を０．０５〜０．１５％の範囲とする。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０１５％以下
ＰおよびＳは母材の靱性に大きな影響を及ぼす元素である。それぞれ０．０１５％を超えて含有されると母材の靱性を著しく低下させる。したがってＰおよびＳの含有量を０．０１５％以下とする。

Ｃａ：０．０１〜０．０５％
ＣａはＳと結びついて高融点硫化物を形成し、低融点のＦｅＳやＭｎＳが結晶粒界に生成するのを防止し、延性を向上させる効果がある。Ｓを０．０１５％以下含有する場合において、Ｃａ含有量が０．０１％未満ではその効果がほとんど得られず、０．０５％を超えるとＳ含有量に対して過剰になり、単に材料費の増大を招くだけである。したがって、Ｃａ含有量を０．０１〜０．０５％の範囲とする。

Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４
さらに、Ｃａ含有量をＳ量に応じて調整することが好ましい。Ｃａ＜Ｓ×２ではＣａの効果が小さく、Ｃａ＞Ｓ×４では効果が飽和し材料費の増大を招く。したがって、Ｃａ含有量は、Ｓ×２≦Ｃａ≦Ｓ×４の範囲とする。

なお、ＣａはＣａ含有合金で添加され、Ｃａ−Ｓｉ等によって添加することもできるが、Ｃａは酸素との反応性が高く、高歩留まりで添加するためには、９５％Ｎｉ−５％Ｃａ等のＮｉ−Ｃａ合金で添加することが好ましい。

Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
既述のようにＶはＣと結びついて炭化物を形成することにより機械的性質を向上させる。しかし、ＶがＣ×０．３未満では十分な強度が得られず、Ｃ×０．６超では強度向上効果が飽和し材料費の増大を招く。したがって、Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６の範囲とする。

Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４≦０．６％
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４で示される炭素当量は溶接性を評価する値である。炭素当量が０．６％を超えると硬化性が大きくなるため、低温割れの発生や溶接部の延性低下などを防止するには特別な熱管理が必要になる。したがって、炭素当量は０．６％以下とすることが好ましい。なお、必要に応じて、本発明組成範囲で溶接構造用鋳鋼品（ＪＩＳ Ｇ５１０２）鋼種と同等の炭素当量に調整することも可能である。

なお、上記組成を有する合金成分の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。

［製造条件］
本発明では製造条件は特に限定されず、通常の鋳鋼材で採用される条件で製造することができる。例えば、本発明の成分組成を有する溶鋼を製品形状の鋳型に流し込み、凝固させた後、８００〜１０００℃程度で加熱後、水冷等の急冷処理を行い、焼戻し処理を行うことにより本発明の鋳鋼材を得る。

［特性］
本発明により、引張強さ≧９２０ＭＰａ、伸び≧１２％、−４０℃衝撃吸収エネルギー≧２７Ｊ（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片）を同時に満足する特性の構造用高強度鋳鋼材を得ることができる。また、４８０℃、１０時間の脆化処理後の０℃衝撃吸収エネルギーが、６００℃焼戻し値の５０％以上という、加熱による脆化が少ない鋳鋼材を得ることができる。

以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す各化学組成の鋳鋼材を３０ｋｇ高周波誘導炉で大気溶解し、図２に示すＪＩＳ Ｇ０３０７の図１ｂに準拠した試験体を鋳造した。鋳型にはＣＯ_２プロセス珪砂型を用いた。表１のＮｏ．１〜１０は本発明例であり、Ｎｏ．１１〜１７は比較例である。

試験体は９２０℃で１時間保持した後に水冷し、６００℃、２時間の焼戻し処理を行った。一部の試験体は引き続き「４７５脆化」と呼ばれ、最も脆化が起きやすい４８０℃で１０時間の加熱処理を行った。

これらの試験体から引張試験用としてＪＩＳ−Ｚ２２４１、１４Ａ号試験片、シャルピー衝撃試験用としてＪＩＳ−Ｚ２２４２、２ｍｍＶノッチ試験片を作成した。引張試験は２０℃で、シャルピー衝撃試験は−４０℃で実施した。加熱脆化率は０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値を用いて求めた。また、溶接部の最高硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ３１０１ 溶接熱影響部の最高硬さ試験方法によった。表２に試験結果を示す。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜１０の本発明例は、いずれも９２０ＭＰａ以上の引張強さと１２％以上の伸び、２７Ｊ以上の−４０℃衝撃吸収エネルギー及び５０％以下の加熱脆化率を併せ持つ鋳鋼材となっている。

一方、比較例であるＮｏ．１１〜１７で示される鋳鋼材は化学成分組成が本発明の範囲外であるため、所望の特性が得られなかった。Ｎｏ．１１、１３はそれぞれＣ、Ｎｉ含有量が本発明範囲より低かったため強度が不足した。Ｎｏ．１２はＣ含有量が本発明範囲の上限を超えたため所望の延性が得られず、さらに炭素当量が好ましい値である０．６を超えたため、溶接部の最高硬さが一般的な溶接性判定基準（社団法人 日本溶接協会／溶接情報センター「ＪＷＥＳ接合・溶接技術Ｑ＆Ａ1000、No.Q02・02・08」による）であるビッカ−ス硬さＨｖ３５０を超えた。Ｎｏ．１４は、Ｎｉの含有量が本発明範囲の上限を超えたため所望の加熱脆化率が得られなかった。Ｎｏ．１５〜１７は元素単独では本発明範囲の組成であるが、Ｎｏ．１５はＶ≧Ｃ×０．３を満足しなかったため強度が不足し、またＮｏ．１６はＶ≦Ｃ×０．６を満足せず、所望の延性及び靭性が得られなかった。Ｎｏ．１７はＣａ≧Ｓ×２を満足せず、硫化物の形態制御が不十分だったため延性および靭性が不足した。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．３％
   Ｓｉ：０．２〜０．７％
   Ｍｎ：０．４〜１．２％
   Ｐ ：０．０１５％以下
   Ｓ ：０．０１５％以下
   Ｎｉ：２〜３％
   Ｃｒ：０．１〜０．５％
   Ｍｏ：０．３〜０．５％
   Ｖ ：０．０５〜０．１５％
   Ｃａ：０．０１〜０．０５％
   を含有し、
   かつ
   ＣａおよびＳの含有量が質量％で
   Ｓ×２≦Ｃa≦Ｓ×４
   の関係を満足し、
   ＣおよびＶの含有量が質量％で
   Ｃ×０．３≦Ｖ≦Ｃ×０．６
   の関係を満足し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。
2. 前記ＣａをＮｉ＋Ｃａ合金によって添加することを特徴とする請求項１に記載の構造用高強度鋳鋼材。
3. Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
   で示される炭素当量の値が、質量％で０．６％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の構造用高強度鋳鋼材。
4. 引張強さ≧９２０ＭＰａ、伸び≧１２％、−４０℃衝撃吸収エネルギー≧２７Ｊ（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片）を同時に満足することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の構造用高強度鋳鋼材。
5. ４８０℃、１０時間の脆化処理後の０℃衝撃吸収エネルギーが、６００℃焼戻し値の５０％以上であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の構造用高強度鋳鋼材。

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