JP2017150041A - 強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】Cu含有低合金鋼は、質量%で、C:0.01〜0.08%、Si:0.10〜0.40%、Mn:0.80〜1.80%、Ni:0.80〜2.50%、Cr:0.50〜1.00%、Cu:0.80〜1.50%、Mo:0.20〜0.60%、Al:0.010〜0.050%、Nb:0.030〜0.080%、N:0.005〜0.020%を含有し、さらに、所望によりCa:0.010%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる化学組成を有し、0.2%耐力が525MPa以上で、かつ2mmVノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度(FATT)が−70℃以下を有する。
【選択図】図1
Description
優れた強度−靱性バランスを確保するために、海洋構造物用鋼として、鋼板では例えばASTM A710で規定された1.0〜1.3質量%のCuを含有する鋼が、鍛鋼材では例えばASTM A707で規定された0.43質量%以下のCuを含む鋼が知られている。
前記の鋼は、時効処理でCuを析出させることによって、低炭素かつ低炭素当量の成分系で強度を確保し、強度と低温靱性を両立させたものである。
非特許文献1ではASTM A707 Grade L5を基に成分系を改良し、焼入れおよび焼戻しを実施し、機械的特性を評価した結果について解説がある。この非特許文献1ではFATTが−60℃であり、安全性を確保する観点から、更なる低温靱性の改善が必要となる。
特許文献1では、M※値として、
M※=5C(%)+2Si(%)+20Al(%)+70N(%)+1400B(%)が示されている。
また、二相域焼入れによる材料特性の改善に関する研究成果も報告されている。例えば特許文献3では、B添加鋼の二相域焼入れ方法として、B、NおよびTi添加量を規定し、かつ二相域焼入れ温度を規定することによって、低降伏比を有する高張力鋼を安定して製造することを提案している。
また、特許文献4では、低温靱性および強度−靱性バランスに優れたNi含有鋼板を二相域焼入れによって製造することを提案している。
また、特許文献1、2のいずれも製造工程に調質圧延が必要であり、圧延を行わない場合や、板厚が厚くて圧延が困難な場合には適用できない。特許文献1では板厚120mmが最大である。したがって、圧延を行わない製造方法や、150mm以上の厚肉のフランジ部など含む大型構造体には本製造方法は適用できない。
さらに、特許文献3、4では、Cuの含有量の規定はなく、時効処理によって強度が変化するCu含有低合金鋼において、強度−靱性バランスに優れた鋼を得るための製造方法については明らかとなっていない。
強度を確保するという観点からはCは必要な添加元素であるため0.01%を下限とする。しかし、0.08%を超える含有は強度の増加による靱性の低下、二相域焼入れ時の硬質相の析出、溶接性の低下が生じることから、0.08%を上限とする。なお、同様の理由で下限を0.02%、上限を0.05%とするのが望ましい。
Siは合金の溶解・精錬を行う際に脱酸元素として使用される。また、強度確保のために必要な元素であるため0.10%を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下や溶接性の低下を招くので0.40%を上限とする。
MnはSiと同様に脱酸元素として有用な元素であり、焼入れ性の向上にも寄与する。その効果を発揮するためには、0.80%以上の含有量が必要である。しかし、過剰な含有は靱性の低下を招くので1.80%を上限とする。なお、同様の理由で下限を1.00%、上限を1.50%とするのが望ましい。
Niは焼入れ性の向上による強度の確保、低温靱性の確保のために必要な元素であるため0.80%を下限とする。しかし、過剰な含有は残留γを安定化し、靱性の低下を招くので2.50%を上限とする。なお、同様の理由で下限を1.50%、上限を2.30%とするのが望ましい。
Crは焼入れ性を確保し、強度と靭性を確保する上で重要な元素であるため、0.50%を下限とする。しかし、過剰の含有は焼入れ性を高め、靱性の低下、溶接割れ感受性が高くなることから、1.00%を上限とする。なお、同様の理由で下限を0.60%、上限を0.80%とするのが望ましい。
Cuは時効処理の際に析出し、鋼の強度を向上させる。低炭素鋼においてはCu析出物による強度の確保は非常に重要である。また、耐食性を向上する上でも重要な元素であるため、0.80%を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、熱間加工性の低下を招くため1.50%を上限とする。なお、同様の理由で下限を1.10、上限を1.30とするのが望ましい。
Moは焼入れ性の向上に寄与し、強度と靱性を確保する上で重要な元素であるため、0.20%を下限とする。しかし、過剰な含有は靱性の低下、溶接性の低下を招くため0.60%を上限とする。
AlはNと結合してAlNとなり、結晶粒成長を抑制する。結晶粒径の微細化は靱性を向上させるために必須であり、Alの含有量は0.010%を下限とする。しかし、過剰な含有は粗大なAlNによる靱性の低下を招くため0.050%を上限とする。
なお、同様の理由で下限を0.010%超、上限を0.030%とするのが望ましい。
Nbは炭窒化物として結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であるため、0.030%を下限とする。しかし、過剰な添加は炭窒化物の凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため0.080%を上限とする。なお、同様の理由で下限を0.04%、上限を0.060%とするのが望ましい。
NはAlNおよび炭窒化物として、結晶粒成長を抑制し、結晶粒径の微細化のために重要な元素であるため含有される。その作用を十分に得るため0.005%を下限とする。しかし、過剰な添加は多量のAlNや炭窒化物の析出および凝集粗大化を促進し、靱性の低下を招くため0.020%を上限とする。
Caは酸化物や硫化物を形成するため、脱酸、脱硫元素として所望により使用される。しかし、過剰な添加は靱性の低下を招くため、0.010%以下とする。なお、同様の理由で上限をさらに0.005%とするのが望ましい。なお、上記作用を得るために、Caを0.0005%以上含有するのが望ましい。Caを積極的に添加しない場合、0.0005%未満でCaを不可避不純物として含むものであってもよい。
EBSD(電子線後方散乱回折法)は各結晶の方位を測定する方法である。一般的に鋼の場合は15°以上の大角境界で囲まれた結晶粒径(EBSD粒径)が靱性と相関を持つことが報告されている。このEBSD粒径が細かいほど鋼の低温靱性が良好な結果となる。平均EBSD粒径が10μm以下でかつ最大EBSD粒径が120μm以下であることにより、強度−低温靱性バランスがより優れたCu含有低合金鋼が得られる。一方で、平均EBSD粒径が10μmとなるか、最大EBSD粒径が120μmを超える場合は、低温靱性の特性が低下するためこれらを上限値とするのが望ましい。
焼入れ処理の場合には少なくともAC3変態点以上の温度に加熱する必要がある。また、焼入れ処理の加熱温度がAC3変態点以上であっても、温度が低い場合には焼入れ性が確保できないため、下限温度を850℃とする。しかし、焼入れ処理温度の高温化は加熱時にγ粒径が粗大化し、その後の靱性の低下を招くため、上限を950℃とする。
なお、この焼入れ処理は、必要に応じて複数回繰り返すことができる。また、該焼入れに際しての加熱手段や冷却手段は、本発明としては特に限定されるものではなく、所望の加熱能および冷却能が得られる手段を適宜選択することが出来る。
この熱処理は本発明において最も重要なものである。
本願発明では、厚肉部を有する材料の製造に適用することができる。例えば、厚肉部の最大肉厚が150mm以上で、500mm以下のものが示される。
肉厚が150mm以上の材料では、調質圧延が難しく、本願発明による効果を顕著に得ることができる。一方、肉厚が500mmを超えると、焼入れおよび二相域焼入れの冷却過程で、冷却速度が低下し、強度の低下を招く。
(1)525MPa以上の0.2%耐力を確保し、かつ
(2)Vノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度(FATT)が−70℃以下で良好な低温靱性を有している。
したがって、強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼を提供することができる。
溶製された鋼塊は熱間鍛錬を行って、任意の形状にした後、焼入れ(Q)、二相域焼入れ(L)、焼戻し(T)処理を有する調質処理が施される。
なお、熱間鍛錬の内容、方法は特に限定されるものではなく、鍛錬比なども特に限定されない。熱間鍛錬された材料は、厚肉のものとすることができ、例えば板厚150mm〜500mmの厚肉部を有する材料とすることができる。
なお、熱間鍛錬と調質処理の間に、焼準(N)等の熱処理を行うこともできる。上記焼準条件としては、例えば950〜1000℃の加熱条件を示すことができる。
上記で得られたCu含有低合金鋼は、0.2%耐力が525MPa以上で、かつ2mmVノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度(FATT)が−70℃以下の特性を有している。
さらには、−80℃での吸収エネルギーが130J以上を有している。
調質後の境界角度を15°以上とした際の平均EBSD粒径が10μm以下であり、かつ最大EBSD粒径が120μm以下である。
表1に示す組成を有する供試材を真空誘導溶解炉により、50kg鋼塊に溶製した。溶製した各鋼塊は1250℃で熱間鍛造により、厚さ45mm×幅130mm(鍛造比:3.1s以上)とし、さらに焼準(960℃)を施した後、表2に示す調質条件(Q処理、L処理、T処理)で調質を施した。なお、実施例のQ処理(焼入れ)温度は全て900℃で実施しているが、上述した理由により、焼入れ温度が850〜950℃の範囲であれば、特に限定するものではない。また、Q処理およびL処理(二相域焼入れ処理)の冷却は、板厚450mmの水冷相当を模擬した冷却速度(10℃/min)とした。各供試材のT処理(焼戻)の条件は表2に示した。
引張試験では得られた試験材から、丸棒引張試験片(平行部径:12.5mm、G.L.:50mm)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、0.2%耐力(Y.S.)と引張強さ(T.S.)を求めた。
衝撃試験では得られた試験材から、2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠した。−80℃における吸収エネルギーvE−80℃(J)を求めるため、−80℃でシャルピー衝撃試験を実施した。なお、試験は各3本行い、得られた吸収エネルギーを算術平均して、その平均値をその鋼材の吸収エネルギー値とした。
さらに、FATTは任意の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、その遷移曲線からFATTを採取した。
また、これらの試験材からサンプルを採取し、EBSD(TSL社製OIM)測定も実施した。EBSD測定の測定ピッチは0.3μmとし、300×400μm範囲5視野の測定値を元に粒径測定を実施した。なおEBSD粒径は15°以上の大角境界で囲まれた粒径を円相当径に換算した。
各試験によって得られた結果を表3に示す。
鋼No.8〜19の供試材については鋼種Bを用いた。
鋼種No.8(比較例)ではL処理は実施しているが、T処理が施されていない。本比較例の場合、Cu析出物による時効効果が十分に得られないため、0.2%耐力の低下が認められる。
鋼No.9(比較例)ではL温度が(AC3−80℃)以下となっており、γ相への変態量が不十分であり、EBSD粒径の細粒化が得られていない。結果として、低温靱性が不十分となっている。
鋼No.16(比較例)では550℃でT処理を行っている。本比較例の場合、T温度の低下による時効効果により、0.2%耐力が増加している。その結果、低温靱性が低下してしまう。
鋼No.22(比較例)は比較材である鋼種Eを用いた結果である。鋼種Eを用いた場合、本発明で推奨しているQLTプロセスを適用した場合であっても0.2%耐力が525MPa以下となっている。本鋼種はCu析出物による時効効果によって強度を確保しているため、Cu量が少ない場合では、その効果を十分に得ることはできない。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.01〜0.08%、Si:0.10〜0.40%、Mn:0.80〜1.80%、Ni:0.80〜2.50%、Cr:0.50〜1.00%、Cu:0.80〜1.50%、Mo:0.20〜0.60%、Al:0.010〜0.050%、Nb:0.030〜0.080%、N:0.005〜0.020%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる化学組成を有し、0.2%耐力が525MPa以上で、かつ2mmVノッチシャルピー衝撃試験にて測定された延性脆性破面遷移温度(FATT)が−70℃以下を有することを特徴とする、強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼。
- 前記化学組成に、さらに、質量%で、Ca:0.010%以下を含有することを特徴とする請求項1記載の強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼。
- −80℃での2mmVノッチシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが130J以上を有することを特徴とする請求項1または2に記載の強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼。
- 調質後の境界角度を15°以上とした際の平均EBSD粒径が10μm以下であり、かつ最大EBSD粒径が120μm以下であることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼。
- 請求項1〜4のいずれかに記載したCu含有低合金鋼を製造する方法であって、850〜950℃の温度域に加熱して焼入れ処理を行い、その後、(AC3変態点−80℃)以上、(AC3変態点−10℃)以下の温度範囲に加熱して二相域焼入れ処理を行い、さらに560〜660℃にて焼戻し処理を行う調質処理を有することを特徴とする強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼の製造方法。
- 前記調質処理が、板厚150mm〜500mmの厚肉部を有する大型構造用の鋼に適用されることを特徴とする請求項5記載の強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼の製造方法。
- 熱間鍛錬によって製造され、その後、前記調質処理が行われることを特徴とする請求項5または6に記載の強度−低温靱性バランスに優れたCu含有低合金鋼の製造方法。
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