JP6590117B1 - 高Mn鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
a.高Mn鋼は、極低温においても脆性破壊とならずに、破壊が生じる場合は結晶粒界から発生する。このことから、高Mn鋼の耐破壊特性を向上するには、破壊の起点となる結晶粒界の面積低減を所期して結晶粒の径を規制することが有効である。
b.さらに、上記結晶粒径の規制に併せて整粒化を図ることが、高Mn鋼の耐破壊特性向上に、より有効である。
c.上記のaおよびbを達成する手段として、適切な製造条件で熱間圧延および冷却を行うことが適切である。
1.質量%で、
C:0.10%以上0.70%以下、
Si:0.05%以上0.50%以下、
Mn:20%以上30%以下、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01%以上0.07%以下、
Cr:0.5%以上7.0%以下、
Ni:0.01%以上0.1%未満、
Ca:0.0005%以上0.0050%以下、
N:0.0050%以上0.0500%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0.0050%未満および
Nb:0.0050%未満
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、オーステナイトを基地相とする組織とを有し、前記オーステナイトは、粒径が1μm以上かつ標準偏差が9μm以下である高Mn鋼。
Cu:1.0%以下、
Mo:2.0%以下、
V:2.0%以下、
W:2.0%以下、
Mg:0.0005%以上0.0050%以下および
REM:0.0010%以上0.0200%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記1に記載の高Mn鋼。
[成分組成]
まず、本発明の高Mn鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「%」表示は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
C:0.10%以上0.70%以下
Cは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るには、Cを0.10%以上で含有する必要がある。一方、0.70%を超えて含有すると、Cr炭化物が過度に生成され、低温靱性が低下する。従って、C量は0.10%以上0.70%以下、好ましくは、0.20%以上0.60%以下とする。
Siは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果も有する。これら効果を得るには、Siを0.05%以上で含有する必要がある。一方、0.50%を超えて含有すると、溶接性が劣化するとともに低温靭性、特に極低温での靭性が低位となる。従って、Si量は0.05%以上0.50%以下、好ましくは、0.07%以上0.50%以下とする。
Mnは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。Mnは、本発明において、強度と極低温靱性を両立するために重要な元素である。その効果を得るためには、Mnを20%以上で含有する必要がある。一方、30%を超えて含有しても、低温靱性を改善する効果は飽和し、合金コストの上昇を招く。また、溶接性、切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。従って、Mn量は20%以上30%以下、好ましくは23%以上28%以下とする。
Pは、0.030%を超えて含有すると、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる。このため、0.030%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Pは0.030%以下とする。尚、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002%以上とすることが望ましい。好ましくは、0.005%以上0.028%以下、さらに好ましくは0.024%以下とする。
Sは、母材の低温靭性や延性を劣化させるため、0.0070%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Sは0.0070%以下とする。尚、過度のSの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.001%以上とすることが望ましい。好ましくは0.0020%以上0.0060%以下とする。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼板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。このような効果を得るためには、Alを0.01%以上で含有する必要がある。一方、0.07%を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、0.07%以下とする。従って、Alは0.01%以上0.07%以下、好ましくは0.02%以上0.06%以下とする。
Crは、適量の添加でオーステナイトを安定化させ、低温靱性と母材強度の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Crを0.5%以上で含有する必要がある。一方、7.0%を超えて含有すると、Cr炭化物の生成により、低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Crは0.5%以上7.0%以下とする。好ましくは1.0%以上6.7%以下、より好ましくは1.2%以上6.5%以下とする。また、耐応力腐食割れをさらに向上させるためには2.0%以上6.0%以下がさらに好ましい。
Niは、低温靱性を向上する効果を有するが、合金コストの点から必要最小限とすることが本発明の成分設計における重要な観点であり、この観点からNi量は0.01%以上0.1%未満とする。ここで、低温靱性に優れるオーステナイト鋼としてSUS304やSUS316などのステンレス鋼があるが、これらの鋼は、オーステナイト組織を得るための合金設計としてNi当量やCr当量を適正化が図られていることから、多量のNiが添加されている。これらの鋼に対して本発明は、Niを必要最小限とすることによって低廉化した、オーステナイト材料である。なお、このNiの必要最小限化は、Mn添加量の適正化により実現した。好ましいNi量は、0.03%以上0.07%以下である。
Caは、下記に記載の介在物の形態制御により延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させるとともに、熱間延性の低下を抑制し鋳片の割れ発生の低減に有効に作用する。このような効果を得るためには、Caは0.0005%以上必要である。一方、0.0050%を超えて添加すると、かえって延性、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する場合があり、熱間延性の低下抑制効果も飽和する。このため、Ca量は0.0005%以上0.0050%以下とする。好ましくは、0.0010%以上0.0045%以下である。
Nは、オーステナイト安定化元素であり、低温靱性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Nを0.0050%以上で含有する必要がある。一方、0.0500%を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。従って、Nは0.0050%以上0.0500%以下、好ましくは0.0060%以上0.0400%以下とする。
Oは、酸化物の形成により低温靱性を劣化させる。このため、Oは0.0050%以下の範囲とする。好ましくは、0.0045%以下である。尚、過度のOの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.0003%以上とすることが望ましい。
TiおよびNbは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制し、その結果破壊の起点や亀裂伝播の経路となる。特に、高Mn鋼においては低温靭性を高め、延性を向上するための組織制御の妨げとなるため、意図的に抑制する必要がある。すなわち、TiおよびNbは、原材料などから不可避的に混入する成分であり、Ti:0.005〜0.010%およびNb:0.005〜0.010%の範囲で混入するのが通例である。そこで、後述する手法に従って、TiおよびNbの不可避混入を回避し、TiおよびNbの含有量を各々0.005%未満に抑制する必要がある。TiおよびNbの含有量を各々0.005%未満に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、TiおよびNbの含有量を0.003%以下とする。
Cu:1.0%以下、Mo:2.0%以下、V:2.0%以下、W:2.0%以下、Mg:0.0005〜0.0050%、REM:0.0010〜0.0200%の1種または2種以上
Cu:1.0%以下、Mo、V、W:各々2.0%以下
Cu、Mo、VおよびWは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cu、Mo、VおよびWは0.001%以上で含有することが好ましい。一方、Cuは1.0%、Mo、VおよびWは各々2.0%を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は、Cuは1.0%以下、Mo、VおよびWは2.0%以下とする。好ましくは、0.003%以上である。さらに、Mo、VおよびWについては、好ましくは1.7%以下、より好ましくは1.5%以下とする。
MgおよびREMは、介在物の形態制御に有用な元素であり、必要に応じて含有できる。介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物にすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Ca、Mgは0.0005%以上、REMは0.0010%以上で含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。このため、Mgを含有する場合には、0.0005〜0.0050%、REMを含有する場合には、0.0010%〜0.0200%とする。好ましくは、Mg量は0.0010%以上0.0040%以下、REM量は0.0020%以上0.0150%以下とする。
オーステナイトを基地相とするミクロ組織
鋼材の結晶構造が体心立方構造(bcc)である場合、該鋼材は低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造(fcc)であるオーステナイト組織であることが必須となる。ここで、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で90%以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相であるが、オーステナイト相が100%であってもよいのは勿論である。
高Mn鋼は、オーステナイトを基地相とする組織を有するため、極低温においても脆性破壊とならずに、破壊が生じる場合は結晶粒界から発生する。この破壊の起点となる結晶粒界の面積を低減することが高Mn鋼の耐破壊特性を向上するのに有利である。そのためには、オーステナイト粒径は1μm以上であることが肝要である。なぜなら、粒径が1μm未満となると、粒界面積の増加量が大きくなり破壊の発生箇所が増大するためである。好ましくは、2μm以上である
上記結晶粒径の規制に併せて整粒化を図ることが、高Mn鋼の耐破壊特性の更なる向上に有効である。すなわち、混粒組織となった場合、粗大な結晶粒から微細な結晶粒まで幅広い粒径分布となって1μm未満の結晶粒を含むようになり、とくに標準偏差が9μmを超えると、その傾向が顕著となるため、標準偏差が9μmを超える混粒組織は避ける必要がある。
本発明に係る高Mn鋼を製造するに当たり、まず、鋼素材は、上記した成分組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その際、好適な組織制御の妨げとなるTiおよびNbを上述の範囲に制限するために、原料などから不可避的に混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取る必要がある。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し最終的なスラブ製品におけるTiおよびNbの濃度を低減する。また、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にTiおよびNbの合金を浮上分離させるなどの方法でも良い。その後、連続鋳造法、造塊法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造後のスラブに分塊圧延を行って鋼素材としてもよい。
鋼素材加熱温度:1100℃以上1300℃以下
鋼材のミクロ組織の結晶粒径を粗大にするために、熱間圧延前の加熱温度は1100℃以上とする。ただし、1300℃を超えると一部溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は1300℃とする。ここでの温度制御は、鋼素材の表面温度を基準とする。
鋼素材(鋼塊または鋼片)を加熱したのち、熱間圧延を行う。粗大な結晶粒を作りこむためには高温での累積圧下率を高めることが好ましい。すなわち、低温で熱間圧延を行うとミクロ組織は微細になり、また過度な加工ひずみが入るため低温靭性の低下を招く。そのため仕上圧延終了温度の下限は750℃とする。一方、950℃以上の温度領域で仕上げると、結晶粒径が過度に粗大となり所望の降伏強度が得られなくなる。そのため950℃未満で1パス以上の最終仕上圧延が必要である。好ましくは、900℃以下である。
前記の熱間圧延に際して、オーステナイト粒径の整粒化を図り、かつ1μm以上の結晶粒径に制御するには、オーステナイトの再結晶を促進することが有効であり、熱間圧延時の1パス当たりの平均圧下率を9%以上とすることが重要となる。好ましくは11%以上である。
熱間圧延終了後は速やかに冷却を行う。熱間圧延後の鋼板を緩やかに冷却させると析出物の生成が促進され低温靭性の劣化を招く。1.0℃/s以上の冷却速度で冷却することでこれら析出物の生成を抑制できる。また、過度な冷却を行うと鋼板が歪んでしまい、生産性を低下させる。そのため、冷却開始温度の上限は900℃とする。以上の理由から、熱間圧延後の冷却は、(仕上圧延終了温度−100℃)以上の温度から300℃以上650℃以下の温度域までの鋼板表面の平均冷却速度を1.0℃/s以上とする。一方、工業的生産の観点からは、前記平均冷却速度を200℃/s以下とすることが好ましい。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法にて、表1に示す成分組成になる鋼スラブを作製した。次いで、得られた鋼スラブを表2に示す条件で分塊圧延および熱間圧延により10〜30mm厚の鋼板とした。得られた鋼板について、引張特性、靭性および組織評価を下記の要領で実施した。
得られた各鋼板より、JIS5号引張試験片を採取し、JIS Z2241(1998年)の規定に準拠して引張試験を実施し、引張試験特性を調査した。本発明では、降伏強度400MPa以上および引張強度800MPa以上を引張特性に優れるものと判定した。さらに、伸び40%以上を延性に優れるものと判定した。
板厚20mmを超える各鋼板の表面から板厚の1/4までの位置(以下、板厚1/4位置と示す)、もしくは板厚20mm以下の各鋼板の板厚の1/2までの位置(以下、板厚1/2位置と示す)の圧延方向と平行な方向から、JIS Z2202(1998年)の規定に準拠してシャルピーVノッチ試験片を採取し、JIS Z2242(1998年)の規定に準拠して各鋼板について3本のシャルピー衝撃試験を実施し、−196℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。本発明では、3本の吸収エネルギー(vE-196)の平均値が100J以上を母材靭性に優れるものとした。
鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と平行な方向からCTOD試験片を採取し、−165℃で2〜3本の試験を行い、その平均値で評価した。本発明では、CTOD値が0.25mm以上を耐破壊特性に優れるものとした。
鋼板の板厚1/4位置のL断面について、EBSD(Electron Backscatter Diffraction)解析により、200μm×200μmの視野を任意の2〜3視野観察し、各視野内のオーステナイト結晶粒径の最小値を測定した。また、オーステナイト粒径の標準偏差は、前記のEBSP解析結果を用いて、各結晶粒径の面積割合の分布から評価した。上記で得られた全ての結晶粒径を母集団とし、それぞれの個値と平均値との差の2乗和である分散を求め、その分散の平方根を取って標準偏差を求めた。
以上により得られた評価結果を、表3に示す。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.10%以上0.70%以下、
Si:0.05%以上0.50%以下、
Mn:20%以上30%以下、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01%以上0.07%以下、
Cr:0.5%以上7.0%以下、
Ni:0.01%以上0.1%未満、
Ca:0.0005%以上0.0050%以下、
N:0.0050%以上0.0500%以下、
O:0.0050%以下、
Ti:0.0050%未満および
Nb:0.0050%未満
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、オーステナイトを基地相とする組織とを有し、前記オーステナイトは、粒径が1μm以上かつ標準偏差が9μm以下であり、降伏強度が400MPa以上、引張強度が800MPa以上、−196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE−196が100J以上、−165℃におけるCTOD値が0.25mm以上である高Mn鋼。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:1.0%以下、
Mo:2.0%以下、
V:2.0%以下、
W:2.0%以下、
Mg:0.0005%以上0.0050%以下および
REM:0.0010%以上0.0200%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1に記載の高Mn鋼。 - 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼素材を1100℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、仕上圧延終了温度が750℃以上950℃未満かつ1パス当たりの平均圧下率が9%以上である、熱間圧延を施し、その後、(仕上圧延終了温度−100℃)以上の温度から300℃以上650℃以下の温度域までの平均冷却速度が1.0℃/s以上の冷却処理を行い、オーステナイトを基地相とする組織を有し、前記オーステナイトは、粒径が1μm以上かつ標準偏差が9μm以下であり、降伏強度を400MPa以上、引張強度を800MPa以上、−196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE−196を100J以上、−165℃におけるCTOD値を0.25mm以上とする高Mn鋼の製造方法。
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