JP4321434B2 - Low alloy steel and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、低合金鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、靭性及びクリープ特性に優れた低合金鋼及びその製造方法に関する。   The present invention relates to a low alloy steel and a manufacturing method thereof, and more particularly to a low alloy steel excellent in toughness and creep characteristics and a manufacturing method thereof.

火力発電等に利用されるボイラは高温高圧の蒸気流を発生する。そのため、水壁管や管よせ等のボイラを構成する鋼管(以下、ボイラ用鋼管と称する)に加工される鋼は優れた高温強度、特に優れたクリープ強度を必要とする。   Boilers used for thermal power generation generate high-temperature and high-pressure steam flow. Therefore, steel processed into a steel pipe constituting a boiler such as a water wall pipe or a pipe (hereinafter referred to as a boiler steel pipe) requires excellent high-temperature strength, particularly excellent creep strength.

ボイラ用鋼管に使用される鋼は使用温度域により異なる。具体的には、低温域では炭素鋼、中低温域では低Crフェライト鋼に代表される低合金鋼、中高温域では高Crフェライト鋼が使用される。   The steel used for boiler steel pipes varies depending on the operating temperature range. Specifically, carbon steel is used in the low temperature range, low alloy steel typified by low Cr ferritic steel is used in the low temperature range, and high Cr ferritic steel is used in the mid and high temperature range.

低合金鋼は、高Crフェライト鋼よりもクリープ強度は劣るものの、安価である。さらに高Crフェライト鋼よりも優れた熱伝導性及び溶接性を有する。そのため、低合金鋼は主として水壁管等に使用される。   Low alloy steel is cheaper, although its creep strength is inferior to that of high Cr ferritic steel. Furthermore, it has better thermal conductivity and weldability than high Cr ferritic steel. Therefore, low alloy steel is mainly used for water wall pipes and the like.

しかしながら、高い高温強度を必要とするボイラ部分に使用するボイラ用鋼管を低合金鋼で製造する場合、クリープ強度を得るためにボイラ用鋼管の肉厚を厚くしなければならない。肉厚を厚くすれば熱伝導性が悪化し、かつ素材コストも上がる。ボイラの熱効率を向上させ、かつ、製造コストを抑えるためには、低合金鋼の高温強度、特にクリープ強度の向上が必要である。   However, when the steel pipe for boilers used for the boiler part which requires high high temperature strength is manufactured with low alloy steel, the thickness of the steel pipe for boilers must be increased in order to obtain creep strength. Increasing the wall thickness degrades thermal conductivity and increases material costs. In order to improve the thermal efficiency of the boiler and reduce the manufacturing cost, it is necessary to improve the high temperature strength, particularly the creep strength, of the low alloy steel.

さらに、ボイラは高い熱応力を受けるため、ボイラに用いられる低合金鋼は高温強度だけでなく、優れた靭性も要求される。
特開平11−92881号公報 特開平9−31535号公報
Further, since the boiler is subjected to high thermal stress, the low alloy steel used for the boiler is required to have not only high temperature strength but also excellent toughness.
Japanese Patent Laid-Open No. 11-92881 JP 9-31535 A

本発明の目的は、クリープ強度及び靭性に優れた低合金鋼を提供することである。   An object of the present invention is to provide a low alloy steel excellent in creep strength and toughness.

課題を解決するための手段及び発明の効果Means for Solving the Problems and Effects of the Invention

従来の低合金鋼はフェライト、マルテンサイト、ベイナイト及びパーライトの混合組織であり、母相がマルテンサイト単相の低合金鋼は存在しなかった。低合金鋼は焼入性を向上する合金元素の含有量が少ないため、従来の熱処理では母相をマルテンサイトにできなかったからである。   Conventional low alloy steels have a mixed structure of ferrite, martensite, bainite and pearlite, and there is no low alloy steel having a martensite single phase as a parent phase. This is because low alloy steel has a low content of alloying elements that improve hardenability, so that the parent phase cannot be martensite by conventional heat treatment.

また、従来はマルテンサイトを有する低合金鋼はクリープ変形が発生しやすいと考えられていた。マルテンサイトは他の組織よりも転位密度が高い。そのため、高温で変形したとき旧オーステナイト粒界での転位密度が他の組織よりも高くなり、動的再結晶を起こしやすいと考えられていたためである。   Conventionally, it has been considered that low alloy steel having martensite is likely to undergo creep deformation. Martensite has a higher dislocation density than other structures. For this reason, it is considered that when deformed at a high temperature, the dislocation density at the prior austenite grain boundaries becomes higher than that of other structures, and dynamic recrystallization is likely to occur.

しかしながら本発明者は低合金鋼の母相をラスマルテンサイトにすることにより、従来の低合金鋼よりもクリープ強度を向上できると考えた。さらに、ラス幅、すなわちラスマルテンサイト内のラス(マルテンサイトラス)の幅を小さくする程、クリープ強度を向上できると考えた。   However, the present inventor has considered that the creep strength can be improved as compared with the conventional low alloy steel by making the parent phase of the low alloy steel into lath martensite. Furthermore, it was considered that the creep strength can be improved as the lath width, that is, the lath (martensite lath) width in the lath martensite is reduced.

図1及び図2に示すように、ラスマルテンサイト鋼は階層的に複数の組織を有する。具体的には、旧オーステナイト粒10と、パケット20と、ブロック30と、ラス41とを有する。旧オーステナイト粒は複数のパケット20を含む。パケット20は複数のブロック30を含む。ブロック30は複数のラス41を含む。   As shown in FIGS. 1 and 2, the lath martensitic steel has a plurality of structures hierarchically. Specifically, it has prior austenite grains 10, packets 20, blocks 30, and laths 41. The prior austenite grains include a plurality of packets 20. The packet 20 includes a plurality of blocks 30. The block 30 includes a plurality of laths 41.

本発明者らは、母相がラスマルテンサイトである低合金鋼のクリープ変形のメカニズムを以下のように考えた。高温で鋼がクリープ変形するとき、初めにラス内の転位が移動し、ラス境界4でピンニングされる。要するに、ラス境界4はクリープ変形に対する抵抗となる。ラス境界4に複数の転位が蓄積されると、蓄積された転位を駆動力としてラス同士が合体及び成長する。ラス同士の合体及び成長が多発すると、転位はブロック境界3及びパケット境界2に蓄積し始める。このとき、クリープ変形が進行する。ブロック境界3及びパケット境界2での転位密度の増加によりブロック及びパケットが合体、成長すると、転位は旧オーステナイト粒界に蓄積し始める。転位の蓄積により旧オーステナイト粒界で動的再結晶が発生すれば、急速にクリープ変形が進行する。   The present inventors considered the mechanism of creep deformation of low alloy steel whose parent phase is lath martensite as follows. When the steel creeps at high temperatures, the dislocations in the lath move first and are pinned at the lath boundary 4. In short, the lath boundary 4 provides resistance to creep deformation. When a plurality of dislocations are accumulated at the lath boundary 4, the laths coalesce and grow using the accumulated dislocation as a driving force. As laths coalesce and grow frequently, dislocations begin to accumulate at block boundary 3 and packet boundary 2. At this time, creep deformation proceeds. As blocks and packets merge and grow due to an increase in dislocation density at block boundary 3 and packet boundary 2, dislocations begin to accumulate at the prior austenite grain boundaries. If dynamic recrystallization occurs at the prior austenite grain boundary due to the accumulation of dislocations, creep deformation proceeds rapidly.

以上のメカニズムを想定して、本発明者らは低合金鋼の母相を従来にはないラスマルテンサイトとし、かつ、ラス幅を小さくすればクリープ強度を向上できると考えた。ラス幅を小さくする程、転位がピンニングされるラス境界4が増加する。ラス境界4が多いほど転位の蓄積が分散され、転位が旧オーステナイト粒界に集中しにくい。そのため動的再結晶が起こりにくく、クリープ変形が起こりにくい。   Assuming the above mechanism, the present inventors considered that the creep strength can be improved if the parent phase of the low alloy steel is lath martensite which is not conventional and the lath width is reduced. As the lath width is reduced, the lath boundary 4 where dislocations are pinned increases. As the lath boundary 4 increases, the accumulation of dislocations is dispersed, and the dislocations are less likely to concentrate on the prior austenite grain boundaries. Therefore, dynamic recrystallization hardly occurs and creep deformation hardly occurs.

また、本発明者らは、鋼中の析出物を微細化することにより低合金鋼のクリープ強度をさらに向上できると考えた。微細析出物は転位をピンニングするためである。また、微細析出物により旧オーステナイト粒界の粗大化が抑制され、旧オーステナイト粒が微細化するためである。   Further, the present inventors considered that the creep strength of the low alloy steel can be further improved by refining the precipitates in the steel. This is because fine precipitates pin the dislocations. Further, the coarse precipitates suppress the coarsening of the prior austenite grain boundaries, and the prior austenite grains become finer.

さらに、本発明者らは析出物の微細化により鋼の靭性も向上すると考えた。析出物を微細化することにより旧オーステナイト粒界に粗大な析出物が析出するのを防止できる。そのため、旧オーステナイト粒界の強度を上げ、析出物を起点とする割れの発生及び伝播を抑制できる。   Furthermore, the present inventors considered that the toughness of the steel is improved by making the precipitates finer. By refining the precipitates, it is possible to prevent coarse precipitates from precipitating at the prior austenite grain boundaries. Therefore, the strength of the prior austenite grain boundaries can be increased, and the generation and propagation of cracks starting from precipitates can be suppressed.

種々の実験の結果、本発明者らはラス幅を2μm以下にし、かつ、析出物の大きさを1μm以下にすれば、ボイラに用いられる従来の低合金鋼よりも優れたクリープ強度が得られることを見出した。また、上記ラス幅及び析出物の大きさにすることにより、靭性がボイラに用いられる従来の低合金鋼よりも向上することを見出した。   As a result of various experiments, when the lath width is 2 μm or less and the size of the precipitate is 1 μm or less, the present inventors can obtain a creep strength superior to that of the conventional low alloy steel used for boilers. I found out. Moreover, it discovered that toughness improved rather than the conventional low alloy steel used for a boiler by using the said lath width and the magnitude | size of a precipitate.

本発明者らは、低合金鋼の母相をラスマルテンサイトにし、かつ析出物を微細化するために、種々の製造方法を検討した。検討した結果、加工後の焼き入れの冷却速度を10℃/秒以上にすれば、母相がラスマルテンサイトになり、そのラス幅は2μm以下になり、かつ、析出物が1μm以下になることを見出した。   The present inventors examined various production methods in order to make the parent phase of low alloy steel into lath martensite and refine the precipitates. As a result of the examination, if the quenching cooling rate after processing is set to 10 ° C./second or more, the parent phase becomes lath martensite, the lath width becomes 2 μm or less, and the precipitate becomes 1 μm or less. I found.

以上の知見に基づいて、本発明者らは以下の本発明を完成した。   Based on the above findings, the present inventors have completed the following present invention.

本発明による低合金鋼は、質量%で、C:0.01〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:0.1〜0.7%、Cr:1.5〜3.5%、Ti:0.005〜0.02%、B:0.0006〜0.01%、V:0.05〜0.3、Nb:0.01〜0.1%、Al:0.005〜0.05%、N:0.002〜0.05%、Mo+W:0.03〜3.5%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Ni:0〜0.8%、Ca:0〜0.005%、Nd:0〜0.10%を含有し、残部はFe及び不純物からなる組成を有し、母相はラス幅が2μm以下のラスマルテンサイトであり、かつ、鋼中の析出物の大きさは1μm以下である

The low alloy steel according to the present invention is in mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.7% or less, Mn: 0.1 to 0.7%, Cr: 1.5 to 3. 5%, Ti: 0.005 to 0.02%, B: 0.0006 to 0.01%, V: 0.05 to 0.3, Nb: 0.01 to 0.1%, Al: 0.00. 005 to 0.05%, N: 0.002 to 0.05%, Mo + W: 0.03 to 3.5%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, Ni: 0 to 0 .8%, Ca: 0~0.005%, Nd: containing 0 to 0.10%, the balance has a composition ing Fe and impurities, the mother phase following lath martensite lath width is 2μm And the size of the precipitate in the steel is 1 μm or less .

ここで、ラス幅はたとえば次のように求めることができる。まず、表面の脱炭層以外の低合金鋼部分のうち任意の56μmの領域を透過電子顕微鏡(TEM)を用いて10視野観察する。各領域でラスのラス幅を求める。具体的には、図2に示すようにラスの短径をラス幅LWとして測定する。ラス幅を測定した後、大きい順に10個の測定値を各領域で選択する。全ての領域の選択された測定値(合計100個の測定値)の平均値をラス幅と定義する。 Here, the lath width can be obtained, for example, as follows. First, an arbitrary 56 μm 2 region of the low alloy steel portion other than the decarburized layer on the surface is observed with 10 fields of view using a transmission electron microscope (TEM). The lath width of the lath is obtained in each region. Specifically, as shown in FIG. 2, the minor axis of the lath is measured as the lath width LW. After measuring the lath width, 10 measurement values are selected in each region in descending order. The average value of the selected measurement values (total 100 measurement values) in all regions is defined as the lath width.

析出物はたとえば、炭化物、窒化物、炭窒化物である。具体的には、Cr炭化物、V炭窒化物、Nb炭窒化物、W炭化物、Mo炭化物、Ti炭化物、Ti窒化物等である。   Precipitates are, for example, carbides, nitrides, carbonitrides. Specifically, Cr carbide, V carbonitride, Nb carbonitride, W carbide, Mo carbide, Ti carbide, Ti nitride, and the like.

析出物の大きさは、たとえば次のように求めることができる。まず、表面の脱炭層以外の低合金鋼部分のうち任意の56μmの領域を透過電子顕微鏡(TEM)を用いて10視野観察する。各領域で観察された析出物のうち、大きいものから10個選択する。選択された析出物の長径及び短径を測定し、それらの平均値を析出物の大きさとする。ここで、長径とは図3に示す通り、析出物100と母相50との界面上の異なる2点を結ぶ直線のうち、最大のものをいい、短径とは最小のものをいう。 The size of the precipitate can be determined as follows, for example. First, an arbitrary 56 μm 2 region of the low alloy steel portion other than the decarburized layer on the surface is observed with 10 fields of view using a transmission electron microscope (TEM). Of the precipitates observed in each region, 10 are selected from the largest. The major axis and minor axis of the selected precipitate are measured, and the average value thereof is taken as the size of the precipitate. Here, as shown in FIG. 3, the major axis refers to the largest of the straight lines connecting two different points on the interface between the precipitate 100 and the parent phase 50, and the minor axis refers to the smallest.

本発明による低合金鋼の製造方法は、質量%で、C:0.01〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:0.1〜0.7%、Cr:1.5〜3.5%、Ti:0.005〜0.02%、B:0.0006〜0.01%、V:0.05〜0.3、Nb:0.01〜0.1%、Al:0.005〜0.05%、N:0.002〜0.05%、Mo+W:0.03〜3.5%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Ni:0〜0.8%、Ca:0〜0.005%、Nd:0〜0.10%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、残部はFe及び不純物からなる素材を熱間加工して低合金鋼にする工程と、熱間加工した低合金鋼を1000〜1100℃に均熱する工程と、均熱後、低合金鋼を10℃/秒以上の冷却速度で焼入する工程と、焼入後、低合金鋼をAc1点以下の温度で焼き戻す工程とを備える。   The manufacturing method of the low alloy steel by this invention is the mass%, C: 0.01-0.15%, Si: 0.7% or less, Mn: 0.1-0.7%, Cr: 1.5 -3.5%, Ti: 0.005-0.02%, B: 0.0006-0.01%, V: 0.05-0.3, Nb: 0.01-0.1%, Al : 0.005-0.05%, N: 0.002-0.05%, Mo + W: 0.03-3.5%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, Ni: 0 to 0.8%, Ca: 0 to 0.005%, Nd: 0 to 0.10%, the balance is made of Fe and impurities, and the balance is made by hot working a material made of Fe and impurities A step of making a low alloy steel, a step of soaking the hot-worked low alloy steel to 1000 to 1100 ° C., and a step of quenching the low alloy steel at a cooling rate of 10 ° C./second or more after soaking. , And a step of after quenching, tempered low alloy steels with Ac1 point or lower.

ここで、素材とはたとえば鋼塊や連続鋳造材である。連続鋳造材とはたとえばスラブでありビレットである。   Here, the material is, for example, a steel ingot or a continuous cast material. The continuous cast material is, for example, a slab and a billet.

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals and description thereof will not be repeated.

1.化学組成
本発明の実施の形態による低合金鋼は、以下の組成を有する。以降、合金元素に関する%は質量%を意味する。
1. Chemical Composition The low alloy steel according to the embodiment of the present invention has the following composition. Henceforth,% regarding an alloy element means the mass%.

C:0.01〜0.15%
Cは後述するCr、Mo、W、V、Nb、Ti、Feと結合して炭化物を形成し、これにより鋼の高温強度を改善する。C含有量が少なすぎると、炭化物の析出が少なくなり高温強度が改善されない。また、鋼の母相にフェライト相が形成されるため靭性が向上しない。一方、C含有量が高すぎると、炭化物が粗大化し、靭性が劣化する。さらに溶接性も劣化する。C含有量は0.01〜0.15%とする。好ましいC含有量は0.05〜0.12%である。
C: 0.01 to 0.15%
C combines with Cr, Mo, W, V, Nb, Ti and Fe, which will be described later, to form carbides, thereby improving the high temperature strength of the steel. If the C content is too small, carbide precipitation is reduced and the high-temperature strength is not improved. Moreover, since a ferrite phase is formed in the parent phase of steel, the toughness is not improved. On the other hand, if the C content is too high, the carbides become coarse and the toughness deteriorates. Furthermore, the weldability also deteriorates. The C content is 0.01 to 0.15%. A preferable C content is 0.05 to 0.12%.

Si:0.7%以下
Siは鋼を硬化する。Si含有量が高すぎると鋼の靭性及び加工性を劣化させる。また、鋼板の厚さ又は鋼管の肉厚が20mmを超える場合、高いSi含有量は焼き戻し脆化を引き起こす。そのため、Si含有量は0.7%以下にする。好ましいSi含有量は0.5%以下である。一方、Siは脱酸剤であり、さらに耐水蒸気酸化性を改善する。そのため、好ましいSi含有量は0.1〜0.7%であり、さらに好ましいSi含有量は0.1〜0.5%である。
Si: 0.7% or less Si hardens steel. If the Si content is too high, the toughness and workability of the steel deteriorate. Moreover, when the thickness of a steel plate or the thickness of a steel pipe exceeds 20 mm, a high Si content causes temper embrittlement. Therefore, the Si content is 0.7% or less. A preferable Si content is 0.5% or less. On the other hand, Si is a deoxidizer and further improves steam oxidation resistance. Therefore, the preferable Si content is 0.1 to 0.7%, and the more preferable Si content is 0.1 to 0.5%.

Mn:0.1〜0.7%
Mnは鋼の熱間加工性を改善する元素であり、組織の安定化に寄与する。Mn含有量が高すぎると、鋼を硬化し、靭性及び加工性を劣化する。また、高いMn含有量は焼き戻し脆化を引き起こす。そのため、Mn含有量は0.1〜0.7%にする。好ましいMn含有量は0.1〜0.5%である。
Mn: 0.1 to 0.7%
Mn is an element that improves the hot workability of steel and contributes to the stabilization of the structure. If the Mn content is too high, the steel is hardened and the toughness and workability are deteriorated. Also, a high Mn content causes temper embrittlement. Therefore, the Mn content is 0.1 to 0.7%. A preferable Mn content is 0.1 to 0.5%.

Cr:1.5〜3.5%
Crは鋼の耐酸化性及び高温耐食性を改善する元素である。Cr含有量が高すぎると、靭性、溶接性及び熱伝導性が悪化する。そのため、Cr含有量は1.5〜3.5%にする。好ましいCr含有量は2.0〜2.6%である。
Cr: 1.5-3.5%
Cr is an element that improves the oxidation resistance and high temperature corrosion resistance of steel. If the Cr content is too high, toughness, weldability and thermal conductivity are deteriorated. Therefore, the Cr content is 1.5 to 3.5%. A preferable Cr content is 2.0 to 2.6%.

Ti:0.005〜0.020%
TiはCと結合してクリープ強度に寄与する炭化物を形成する。さらに炭化物の形成により結晶粒の微細化に寄与する。Ti含有量が高すぎると鋼を硬化し、靭性、溶接性、加工性を劣化する。そのため、Ti含有量は0.005〜0.020%にする。好ましいTi含有量は0.005〜0.015%である。
Ti: 0.005-0.020%
Ti combines with C to form carbides that contribute to creep strength. Furthermore, it contributes to refinement | miniaturization of a crystal grain by formation of a carbide | carbonized_material. If the Ti content is too high, the steel is hardened and the toughness, weldability, and workability deteriorate. Therefore, the Ti content is made 0.005 to 0.020%. A preferable Ti content is 0.005 to 0.015%.

B:0.0006〜0.01%
Bは焼き入れ性に寄与し、鋼の強度を増加する。B含有量が高すぎると、Bは粒界に偏析し、粒界の炭化物を粗大化する。そのため、鋼の強度や靭性が低下する。そのため、B含有量は0.0006〜0.01%にする。好ましいB含有量は0.0010〜0.0060%である。
B: 0.0006 to 0.01%
B contributes to hardenability and increases the strength of the steel. If the B content is too high, B segregates at the grain boundaries and coarsens the carbides at the grain boundaries. Therefore, the strength and toughness of the steel are reduced. Therefore, the B content is set to 0.0006 to 0.01%. A preferable B content is 0.0010 to 0.0060%.

V:0.05〜0.3%
VはC及びNと結合してクリープ強度に寄与する炭窒化物を形成する。V含有量が高すぎるとかえってクリープ強度を低下させ、かつ、靭性及び溶接性も低下する。そのため、V含有量は0.05〜0.3%にする。好ましいV含有量は0.05〜0.25%である。
V: 0.05-0.3%
V combines with C and N to form carbonitrides that contribute to creep strength. On the other hand, if the V content is too high, the creep strength is lowered, and the toughness and weldability are also lowered. Therefore, the V content is set to 0.05 to 0.3%. A preferable V content is 0.05 to 0.25%.

Nb:0.01〜0.1%
NbはVと同様に炭窒化物を形成し、クリープ強度に寄与する。Nb含有量が高すぎると鋼を硬化させ靭性及び加工性を低下する。そのため、Nb含有量は0.01〜0.1%にする。好ましいNb含有量は0.01〜0.08%である。
Nb: 0.01 to 0.1%
Nb, like V, forms carbonitrides and contributes to creep strength. If the Nb content is too high, the steel is hardened and the toughness and workability are reduced. Therefore, the Nb content is set to 0.01 to 0.1%. A preferable Nb content is 0.01 to 0.08%.

Al:0.005〜0.05%
Alは脱酸剤として有効である。Al含有量が高すぎると高温強度及び加工性を低下する。そのため、Al含有量は0.005〜0.05%にする。好ましいAl含有量は0.005〜0.020%である。
Al: 0.005 to 0.05%
Al is effective as a deoxidizer. If the Al content is too high, the high temperature strength and workability are reduced. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.05%. A preferable Al content is 0.005 to 0.020%.

N:0.002〜0.05%
NはV及びNbと結合して窒化物を形成する。N含有量が高すぎると粗大な窒化物の形成を促進することにより強度、靭性、溶接性及び加工性を低下する。そのためN含有量は0.002〜0.05%にする。好ましいN含有量は0.002〜0.010%である。
N: 0.002 to 0.05%
N combines with V and Nb to form a nitride. If the N content is too high, the formation of coarse nitrides is promoted, thereby reducing the strength, toughness, weldability and workability. Therefore, the N content is set to 0.002 to 0.05%. A preferable N content is 0.002 to 0.010%.

Mo+W:0.03〜3.5%
Mo及びWは、固溶することにより、及び微細な炭化物を形成することによりクリープ強度に寄与する。Mo及びWを過剰に含有すれば、鋼を硬化し、靭性、溶接性及び加工性を低下する。そのため、Mo含有量とW含有量との合計(Mo+W)は0.03〜3.5%である。好ましくは、0.1〜2.5%である。
Mo + W: 0.03-3.5%
Mo and W contribute to the creep strength by forming a solid solution and forming fine carbides. If Mo and W are contained excessively, the steel is hardened and the toughness, weldability and workability are lowered. Therefore, the sum of Mo content and W content (Mo + W) is 0.03 to 3.5%. Preferably, it is 0.1 to 2.5%.

P:0.025%以下
S:0.025%以下
P及びSは不純物である。P及びSは粒界に偏析して靭性及びクリープ強度を低下する。また、溶接性及び加工性を低下する。そのため、P含有量及びS含有量は共に0.025%以下に制限される。好ましいP含有量は0.015%以下であり、好ましいS含有量は0.010%以下である。
P: 0.025% or less S: 0.025% or less P and S are impurities. P and S segregate at the grain boundaries to lower toughness and creep strength. Moreover, weldability and workability are reduced. Therefore, both P content and S content are limited to 0.025% or less. A preferable P content is 0.015% or less, and a preferable S content is 0.010% or less.

Ni:0〜0.8%
Niは選択的に添加される。Niはオーステナイト安定化元素である。また、Niは靭性を改善する。しかしながら、Ni含有量が高すぎると高温強度を低下させる。そのため,Ni含有量は0〜0.8%にする。好ましいNi含有量は0〜0.3%である。
Ni: 0 to 0.8%
Ni is selectively added. Ni is an austenite stabilizing element. Ni also improves toughness. However, if the Ni content is too high, the high temperature strength is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 0.8%. A preferable Ni content is 0 to 0.3%.

Ca:0〜0.005%
Caは選択的に添加される。Caは靭性及びクリープ強度を低下する元素であるSを固定する。これにより、靭性及びクリープ強度に寄与する。過剰にCaを含有すると炭化物や硫化物を粗大化し、靭性及びクリープ強度を低下する。そのため、Ca含有量は0〜0.005%にする。好ましいCa含有量は0.0005〜0.005%である。
Ca: 0 to 0.005%
Ca is selectively added. Ca fixes S, which is an element that lowers toughness and creep strength. This contributes to toughness and creep strength. When Ca is contained excessively, carbides and sulfides are coarsened, and toughness and creep strength are lowered. Therefore, the Ca content is 0 to 0.005%. A preferable Ca content is 0.0005 to 0.005%.

Nd:0〜0.10%
Ndは選択的に添加される。NdはCaと同様にSを固定し、靭性及びクリープ強度に寄与する。過剰にNdを含有するとかえって靭性及びクリープ強度を低下する。そのため、Nd含有量は0〜0.10%にする。好ましいNd含有量は0.001〜0.10%である。
Nd: 0 to 0.10%
Nd is selectively added. Nd fixes S like Ca and contributes to toughness and creep strength. If excessively containing Nd, the toughness and creep strength are lowered. Therefore, the Nd content is 0 to 0.10%. A preferable Nd content is 0.001 to 0.10%.

なお、残部はFeで構成されるが、製造過程の種々の要因により他の不純物が含まれることもあり得る。他の不純物とは、たとえばO(酸素)等である。なお、これら不純物により本実施の形態の低合金鋼の特徴が変わることはない。   The balance is composed of Fe, but other impurities may be included due to various factors in the manufacturing process. Another impurity is, for example, O (oxygen). These impurities do not change the characteristics of the low alloy steel of the present embodiment.

2.微細組織
本実施の形態による低合金鋼の母相は、表面の脱炭された部分を除いてラスマルテンサイトである。さらに、ラスマルテンサイト中のラスのラス幅は2μm以下である。
2. Microstructure The parent phase of the low alloy steel according to the present embodiment is lath martensite except for the decarburized portion of the surface. Furthermore, the lath width of the lath in lath martensite is 2 μm or less.

ラス幅が2μm以下の微細なラスにより、鋼中を移動する転位はラス境界に蓄積される。そのため、旧オーステナイト粒界に転位が過剰に蓄積されるのを抑制できる。要するに、変形中に発生する歪みを旧オーステナイト粒界以外の部分に分散できる。そのため、クリープ強度を向上できる。   Due to the fine lath having a lath width of 2 μm or less, dislocations moving in the steel are accumulated at the lath boundary. Therefore, it is possible to suppress excessive accumulation of dislocations in the prior austenite grain boundaries. In short, the strain generated during deformation can be dispersed in portions other than the prior austenite grain boundaries. Therefore, the creep strength can be improved.

さらに、本実施の形態による低合金鋼は析出物を含み、その大きさは1μm以下である。微細な析出物は相変態時における結晶粒の成長を抑制し、結晶粒を微細化する。そのため鋼の靭性は向上する。また、析出物を微細化することにより旧オーステナイト粒界に粗大な析出物が生成されるのを防止する。そのため、旧オーステナイト粒界での割れの発生及び伝播を防止でき、鋼の靭性は向上する。   Furthermore, the low alloy steel according to the present embodiment includes precipitates, and the size thereof is 1 μm or less. Fine precipitates suppress the growth of crystal grains during phase transformation, and make the crystal grains finer. Therefore, the toughness of steel is improved. Further, by making the precipitates fine, it is possible to prevent the formation of coarse precipitates at the prior austenite grain boundaries. Therefore, generation and propagation of cracks at the prior austenite grain boundaries can be prevented, and the toughness of the steel is improved.

さらに、微細析出物は析出強化に寄与する。そのためクリープ強度及び高温引張強度を向上できる。   Furthermore, fine precipitates contribute to precipitation strengthening. Therefore, creep strength and high temperature tensile strength can be improved.

なお、析出物は上述した通り、炭化物、窒化物、炭窒化物である。具体的には、Cr炭化物、V炭窒化物、Nb炭窒化物、W炭化物、Mo炭化物、Ti炭化物、Ti窒化物等である。   Note that the precipitates are carbides, nitrides, and carbonitrides as described above. Specifically, Cr carbide, V carbonitride, Nb carbonitride, W carbide, Mo carbide, Ti carbide, Ti nitride, and the like.

ラス幅はたとえば次のように求めることができる。まず、表面の脱炭層以外の低合金鋼部分のうち任意の56μmの領域を透過電子顕微鏡(TEM)を用いて10視野観察する。各領域でマルテンサイトラスのラス幅を測定する。図2に示すようにマルテンサイトラスの短径をラス幅LWとして測定する。ラス幅を測定した後、大きい順に10個の測定値を各領域で選択する。全ての領域の選択された測定値(合計100個の測定値)の平均値をラス幅と定義する。 The lath width can be obtained, for example, as follows. First, an arbitrary 56 μm 2 region of the low alloy steel portion other than the decarburized layer on the surface is observed with 10 fields of view using a transmission electron microscope (TEM). The lath width of the martensite lath is measured in each region. As shown in FIG. 2, the minor axis of the martensite lath is measured as the lath width LW. After measuring the lath width, 10 measurement values are selected in each region in descending order. The average value of the selected measurement values (total 100 measurement values) in all regions is defined as the lath width.

析出物の大きさは、たとえば次のように求めることができる。まず、表面の脱炭層以外の低合金鋼部分のうち任意の56μmの領域を透過電子顕微鏡(TEM)を用いて10視野観察する。各領域で観察された析出物のうち、大きいものから10個選定する。このとき、析出物の種類は問わない。選定された析出物の長径及び短径を測定し、それらの平均値を析出物の大きさとする。ここで、長径とは図3に示す通り、析出物100と母相50との界面上の異なる2点を結ぶ直線のうち、最大のものをいい、短径とは最小のものをいう。 The size of the precipitate can be determined as follows, for example. First, an arbitrary 56 μm 2 region of the low alloy steel portion other than the decarburized layer on the surface is observed with 10 fields of view using a transmission electron microscope (TEM). Of the precipitates observed in each region, 10 are selected from the largest. At this time, the kind of deposit is not ask | required. The major axis and minor axis of the selected precipitate are measured, and the average value thereof is taken as the size of the precipitate. Here, as shown in FIG. 3, the major axis refers to the largest of the straight lines connecting two different points on the interface between the precipitate 100 and the parent phase 50, and the minor axis refers to the smallest.

3.製造方法
本実施の形態による低合金鋼は、ボイラに用いられる従来の低合金鋼と異なり母相がラスマルテンサイトである。母相をラスマルテンサイトにするために熱間加工後の低合金鋼を10℃/秒以上の冷却速度で焼き入れする。本実施の形態による低合金鋼の製造方法の詳細を以下に示す。
3. Manufacturing Method The low alloy steel according to the present embodiment is different from the conventional low alloy steel used for boilers in that the parent phase is lath martensite. In order to change the parent phase to lath martensite, the low alloy steel after hot working is quenched at a cooling rate of 10 ° C./second or more. Details of the manufacturing method of the low alloy steel according to the present embodiment will be described below.

上記化学組成の鋼を溶製し、溶鋼を連続鋳造法又は造塊法により鋼塊にする。その後、必要に応じて鋼塊を分塊圧延し丸ビレットにする。続いて、鋼塊又は丸ビレットを熱間加工して低合金鋼管等にする。   The steel having the above chemical composition is melted, and the molten steel is made into a steel ingot by a continuous casting method or an ingot-making method. Then, if necessary, the steel ingot is divided and rolled into round billets. Subsequently, the steel ingot or round billet is hot-worked into a low alloy steel pipe or the like.

加工により低合金鋼を継目無鋼管にする場合、マンネスマン法を採用する。マンネスマン法により製造した継目無鋼管に対して焼き入れ焼き戻しを実施する。具体的には、継目無鋼管を1000〜1100℃に均熱する。均熱後の継目無鋼管を10℃/秒以上の冷却速度で室温以下に焼き入れする。水冷により冷却するのが好ましい。この焼き入れにより、継目無鋼管の母相はラスマルテンサイトになり、かつ、ラス幅は2μm以下になる。焼き入れ後、継目無鋼管をAC1点温度以下で焼き戻す。好ましくは、熱処理炉に継目無鋼管を挿入し、700〜800℃の炉温で継目無鋼管を焼き戻す。このときの結晶粒は微細であるため、析出物は粗大化せず、1μm以下の大きさになる。 The Mannesmann method is adopted when making low alloy steel seamless steel pipes by machining. Quenching and tempering are performed on seamless steel pipes manufactured by the Mannesmann method. Specifically, the seamless steel pipe is soaked at 1000 to 1100 ° C. The soaked seamless steel pipe is quenched at room temperature or lower at a cooling rate of 10 ° C./second or higher. It is preferable to cool by water cooling. By this quenching, the parent phase of the seamless steel pipe becomes lath martensite, and the lath width becomes 2 μm or less. After quenching, the seamless steel pipe is tempered at an AC 1 point temperature or less. Preferably, the seamless steel pipe is inserted into a heat treatment furnace, and the seamless steel pipe is tempered at a furnace temperature of 700 to 800 ° C. Since the crystal grains at this time are fine, the precipitate is not coarsened and has a size of 1 μm or less.

一方、加工により低合金鋼を鋼板にする場合、スラブ又はインゴットを熱間圧延して鋼板にする。鋼板はたとえば曲げ加工されオープンパイプになり、さらに継ぎ目部を溶接されて溶接鋼管になる。鋼板の焼き入れ焼き戻しの条件は継目無鋼管のものと同じである。   On the other hand, when making low alloy steel into a steel plate by processing, a slab or an ingot is hot-rolled into a steel plate. For example, the steel sheet is bent into an open pipe, and the seam is welded into a welded steel pipe. The conditions for quenching and tempering of the steel sheet are the same as those for the seamless steel pipe.

以上の製造方法により製造された低合金鋼の母相は、表面の脱炭された部分を除きラスマルテンサイト組織になる。また、ラスマルテンサイト中のラス幅は2μm以下になる。さらに析出物の大きさは1μm以下になる。   The parent phase of the low alloy steel manufactured by the above manufacturing method has a lath martensite structure except for the decarburized portion of the surface. Further, the lath width in the lath martensite is 2 μm or less. Further, the size of the precipitate is 1 μm or less.

化学組成及び組織の異なる複数の供試材のクリープ強度、高温引張強度及び靭性を調査した。
The creep strength, high temperature tensile strength, and toughness of a plurality of test materials having different chemical compositions and structures were investigated.

表1に示す化学組成を有する溶鋼を80t転炉で溶製した。溶鋼を造塊法により10tインゴットにし、さらにインゴットを鍛造して直径360mmの丸ビレットにした。丸ビレットをマンネスマン法にて継目無鋼管にし、その後表1中のT1℃で5〜10分均熱した。均熱後、表1の冷却速度CRで冷却した。このとき、供試材番号8〜10は空冷し、それ以外は水冷した。空冷の冷却速度は風量で調整し、水冷の冷却速度は水量で調整した。冷却後、大気炉にて焼き戻しを実施した。このとき、焼き戻し温度を770℃にし、均熱時間を60〜180分とした。   Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in an 80 t converter. The molten steel was made into a 10-ton ingot by the ingot-making method, and the ingot was further forged into a round billet having a diameter of 360 mm. The round billet was made into a seamless steel pipe by the Mannesmann method, and then soaked at T1 ° C. in Table 1 for 5 to 10 minutes. After soaking, it was cooled at the cooling rate CR shown in Table 1. At this time, the specimen numbers 8 to 10 were air-cooled, and the others were water-cooled. The cooling rate for air cooling was adjusted by the air volume, and the cooling rate for water cooling was adjusted by the water volume. After cooling, tempering was performed in an atmospheric furnace. At this time, the tempering temperature was 770 ° C. and the soaking time was 60 to 180 minutes.

製造した継目無鋼管のうち、脱炭層がなく軸方向に垂直な部分から組織観察用の試験片を加工した。具体的には、試験片として幅10mm、長さ20mm、厚さ80μmの薄片を採取した。採取した薄片を電解研磨法により研磨し薄膜化した。電解液に5%過塩素酸、95%メチルアルコール溶液を用い、−20℃以下の電解浴中で電解研磨を実施した。研磨後、透過電子顕微鏡(TEM)を用いて任意の56μmの領域を10箇所観察し、ラス幅及び析出物の大きさを求めた。ラス幅及び析出物の大きさは上述した方法で求めた。 Of the manufactured seamless steel pipe, a specimen for structure observation was processed from a portion perpendicular to the axial direction without a decarburized layer. Specifically, a thin piece having a width of 10 mm, a length of 20 mm, and a thickness of 80 μm was collected as a test piece. The collected flakes were polished by electropolishing to form a thin film. Electrolytic polishing was performed in an electrolytic bath at −20 ° C. or lower using 5% perchloric acid and 95% methyl alcohol solution as the electrolytic solution. After polishing, ten arbitrary 56 μm 2 regions were observed using a transmission electron microscope (TEM), and the lath width and the size of the precipitate were determined. The lath width and the size of the precipitate were determined by the methods described above.

供試材1〜7の化学組成、ラス幅及び析出物の大きさはいずれも本発明の規定範囲内であった。一方、供試材8〜10の化学組成は本発明の規定範囲内であったものの、ラス幅及び析出物の大きさは本発明の規定範囲を超えた。具体的には、冷却速度が遅かったため、母相がラスマルテンサイトにならずラスが生じなかった。また、遅い冷却速度により析出物が粗大化した。供試材11の化学組成は本発明の規定範囲内であったが、焼き入れ温度が950℃と低かったためラスが微細化せず、ラス幅が2μmを超えた。さらに、焼き入れ温度での均熱時に未固溶の析出物が残存したため、析出物の大きさが1μmを超えた。供試材12の化学組成は本発明の規定範囲内であったが、析出物の大きさが1μmを超えた。   The chemical compositions, lath widths, and precipitate sizes of the test materials 1 to 7 were all within the specified range of the present invention. On the other hand, although the chemical composition of the test materials 8 to 10 was within the specified range of the present invention, the lath width and the size of the precipitate exceeded the specified range of the present invention. Specifically, since the cooling rate was slow, the matrix did not become lath martensite and no lath was generated. Moreover, the precipitate coarsened by the slow cooling rate. The chemical composition of the specimen 11 was within the specified range of the present invention, but the quenching temperature was as low as 950 ° C., so the lath was not refined and the lath width exceeded 2 μm. Furthermore, since an undissolved precipitate remained during soaking at the quenching temperature, the size of the precipitate exceeded 1 μm. The chemical composition of the specimen 12 was within the specified range of the present invention, but the size of the precipitate exceeded 1 μm.

供試材13〜29の化学組成は本発明の規定範囲外であった。   The chemical compositions of the test materials 13 to 29 were outside the specified range of the present invention.

[クリープ破断試験]
製造した各継目無鋼管からクリープ破断試験用の試験片を加工した。試験片は丸棒試験片とし、幅を6mm、標点間距離を30mmとした。
[Creep rupture test]
A specimen for creep rupture test was processed from each manufactured seamless steel pipe. The test piece was a round bar test piece, the width was 6 mm, and the distance between the gauge points was 30 mm.

クリープ破断試験は試験温度550℃にて最長15000時間の試験を実施し、内挿により550℃×10時間のクリープ破断強度を求めた。 Creep rupture test was conducted a test of the longest 15000 hours at test temperature 550 ° C., was determined the creep rupture strength of 550 ° C. × 10 4 h by interpolation.

[高温引張試験]
製造した各継目無鋼管から高温引張試験用の試験片を加工した。試験片はクリープ破断試験片と同じ形状とした。高温引張試験はJISG0567規格に基づいて実施した。このとき、試験温度を500℃にした。
[High temperature tensile test]
Test pieces for high-temperature tensile testing were processed from each manufactured seamless steel pipe. The test piece had the same shape as the creep rupture test piece. The high temperature tensile test was performed based on the JISG0567 standard. At this time, the test temperature was 500 ° C.

[シャルピー衝撃試験]
製造した各継目無鋼管からJIS4号試験片(10mm×10mm×55mm、2mmVノッチ)を加工した。シャルピー衝撃試験はJISZ2242規格に基づいて実施した。このとき0℃でのエネルギーを測定した。
[Charpy impact test]
A JIS No. 4 test piece (10 mm × 10 mm × 55 mm, 2 mmV notch) was processed from each manufactured seamless steel pipe. The Charpy impact test was performed based on the JISZ2242 standard. At this time, energy at 0 ° C. was measured.

[試験結果]
供試材1〜7はいずれも高い靭性、クリープ強度及び高温引張強度を示した。0℃の破壊靭性値は100Jを超えた。また、クリープ強度は180MPaを超えた。高温引張強度は400MPaを超えた。
[Test results]
All of the test materials 1 to 7 exhibited high toughness, creep strength and high temperature tensile strength. The fracture toughness value at 0 ° C exceeded 100J. Moreover, the creep strength exceeded 180 MPa. The high temperature tensile strength exceeded 400 MPa.

一方、供試材8〜10はいずれも破壊靭性値が低く、クリープ強度も低かった。旧オーステナイト粒界に析出した粗大な析出物が靭性を低下させ、母相にラスが生成されなかったためクリープ強度が低かったと考えられる。   On the other hand, the specimens 8 to 10 all had low fracture toughness values and low creep strength. It is considered that the coarse precipitates precipitated at the prior austenite grain boundaries lowered the toughness and no lath was generated in the parent phase, so the creep strength was low.

供試材11は破壊靭性値が100J未満であった。析出物が粗大化したためと考えられる。また、ラス幅が広いため、クリープ強度が180MPa未満であり、引張強度も400MPa未満であった。供試材12は析出物の粗大化に起因して破壊靭性値が低く、ラス幅が広いためクリープ強度が低かった。   The specimen 11 had a fracture toughness value of less than 100J. This is thought to be because the precipitate was coarsened. Moreover, since the lath width was wide, the creep strength was less than 180 MPa, and the tensile strength was also less than 400 MPa. The specimen 12 had a low fracture toughness value due to the coarsening of precipitates, and the creep strength was low because of the wide lath width.

供試材13〜29は、化学組成の何れかが本発明の規定範囲外であることに起因して靭性値、クリープ強度、引張強度の少なくとも1つが基準値未満であった。供試材13はC含有量が低すぎるため、マルテンサイトラスが微細化せず、クリープ強度及び靭性が低かった。また、析出物の析出量が少ないため、靭性が低かった。供試材14はSi含有量が高すぎるため靭性が低かった。供試材15はCr含有量が高すぎるため靭性が低かった。供試材16はNi含有量が高いためクリープ強度及び高温引張強度が低かった。供試材17はV含有量が低いため高温引張強度が低かった。供試材18はV含有量が高いため析出物が粗大化した。そのため靭性及びクリープ強度が低かった。供試材19はNb含有量が低いためクリープ強度が低かった。供試材20はNb含有量が高いため析出物が粗大化し、靭性が低かった。供試材21はAl含有量が高いためクリープ強度及び高温引張強度が低かった。供試材22はN含有量が高いため析出物(窒化物及び炭窒化物)が粗大化した。そのため、靭性、クリープ強度及び高温引張強度が低かった。供試材23はMo+W含有量が低いためクリープ強度及び高温引張強度が低かった。供試材24はMo+W含有量が高く、供試材25はTi含有量が高く、供試材26はB添加量が高いため、これらの供試材中の析出物は粗大化した。そのため、これらの供試材の靭性は低かった。供試材27及び28はそれぞれ不純物であるP、Sの含有量が高いため靭性が低かった。供試材29はCa含有量が高いため析出物が粗大化し、靭性、クリープ強度及び高温引張強度が低かった。   In any of the test materials 13 to 29, at least one of the toughness value, the creep strength, and the tensile strength was less than the standard value because any of the chemical compositions was outside the specified range of the present invention. Since the test material 13 had too low C content, the martensite lath was not refined and the creep strength and toughness were low. Further, the toughness was low because the amount of precipitates deposited was small. The specimen 14 had a low toughness because the Si content was too high. The specimen 15 had a low toughness because the Cr content was too high. Since the specimen 16 had a high Ni content, the creep strength and the high temperature tensile strength were low. Since the specimen 17 had a low V content, the high temperature tensile strength was low. Since the specimen 18 had a high V content, the precipitates became coarse. Therefore, toughness and creep strength were low. Since the specimen 19 had a low Nb content, the creep strength was low. Since the specimen 20 had a high Nb content, the precipitates became coarse and the toughness was low. Since the specimen 21 had a high Al content, the creep strength and the high temperature tensile strength were low. Since the test material 22 had a high N content, precipitates (nitrides and carbonitrides) were coarsened. Therefore, toughness, creep strength and high temperature tensile strength were low. Since the sample material 23 had a low Mo + W content, the creep strength and high-temperature tensile strength were low. Since the sample material 24 had a high Mo + W content, the sample material 25 had a high Ti content, and the sample material 26 had a high B addition amount, the precipitates in these sample materials were coarsened. Therefore, the toughness of these test materials was low. The specimens 27 and 28 had low toughness due to high contents of impurities P and S, respectively. Since the specimen 29 had a high Ca content, the precipitates became coarse, and the toughness, creep strength and high temperature tensile strength were low.

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。   While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

本発明による低合金鋼はクリープ強度及び靭性が必要な用途に利用可能であり、特に水壁管や管よせ等のボイラ用部品に用いられるボイラ用鋼材として利用可能である。   The low alloy steel according to the present invention can be used for applications that require creep strength and toughness, and in particular, can be used as boiler steel used for boiler parts such as water wall pipes and pipes.

マルテンサイト鋼の組織を説明するための模式図である。It is a schematic diagram for demonstrating the structure | tissue of martensitic steel. 図1中の領域40の組織を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the structure | tissue of the area | region 40 in FIG. 本発明の実施の形態による低合金鋼中の析出物の形状を示す模式図である。It is a schematic diagram which shows the shape of the precipitate in the low alloy steel by embodiment of this invention.

符号の説明Explanation of symbols

41 ラス
50 母相
100 析出物
41 Lass 50 Mother phase 100 Precipitate

Claims (2)

質量%で、C:0.01〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:0.1〜0.7%、Cr:1.5〜3.5%、Ti:0.005〜0.02%、B:0.0006〜0.01%、V:0.05〜0.3、Nb:0.01〜0.1%、Al:0.005〜0.05%、N:0.002〜0.05%、Mo+W:0.03〜3.5%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Ni:0〜0.8%、Ca:0〜0.005%、Nd:0〜0.10%を含有し、残部はFe及び不純物からなる組成を有し
母相はラス幅が2μm以下のラスマルテンサイトであり、かつ、鋼中の析出物の大きさは1μm以下であることを特徴とする低合金鋼。
In mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.7% or less, Mn: 0.1 to 0.7%, Cr: 1.5 to 3.5%, Ti: 0.005 -0.02%, B: 0.0006-0.01%, V: 0.05-0.3, Nb: 0.01-0.1%, Al: 0.005-0.05%, N : 0.002 to 0.05%, Mo + W: 0.03 to 3.5%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, Ni: 0 to 0.8%, Ca: 0 to 0 0.005% Nd: containing 0 to 0.10%, the balance has a composition ing Fe and impurities,
A low alloy steel characterized in that the parent phase is lath martensite having a lath width of 2 μm or less, and the size of precipitates in the steel is 1 μm or less .
質量%で、C:0.01〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:0.1〜0.7%、Cr:1.5〜3.5%、Ti:0.005〜0.02%、B:0.0006〜0.01%、V:0.05〜0.3、Nb:0.01〜0.1%、Al:0.005〜0.05%、N:0.002〜0.05%、Mo+W:0.03〜3.5%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、Ni:0〜0.8%以下、Ca:0〜0.005%、Nd:0〜0.10%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、残部はFe及び不純物からなる素材を熱間加工して低合金鋼にする工程と、
前記熱間加工した低合金鋼を1000〜1100℃に均熱する工程と、
均熱後、前記低合金鋼を10℃/秒以上の冷却速度で焼入する工程と、
焼入後、前記低合金鋼をAc1点以下の温度で焼き戻す工程とを備えることを特徴とする低合金鋼の製造方法。
In mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.7% or less, Mn: 0.1 to 0.7%, Cr: 1.5 to 3.5%, Ti: 0.005 -0.02%, B: 0.0006-0.01%, V: 0.05-0.3, Nb: 0.01-0.1%, Al: 0.005-0.05%, N : 0.002 to 0.05%, Mo + W: 0.03 to 3.5%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, Ni: 0 to 0.8% or less, Ca: 0 -0.005%, Nd: 0 to 0.10%, the balance is made of Fe and impurities, the balance is a step of hot working a material consisting of Fe and impurities to make a low alloy steel,
Soaking the hot-worked low alloy steel to 1000-1100 ° C .;
After soaking, quenching the low alloy steel at a cooling rate of 10 ° C./second or more;
And a step of tempering the low alloy steel at a temperature of Ac1 or lower after quenching.
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