JP6856083B2 - 高Mn鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
特許文献1には、オーステナイト結晶粒界の炭化物被覆率を規制することが提案されている。また、特許文献2には、Mn濃化部と希薄部との比を制御することが提案されている。
まず、高Mnの組成とすることによって、オーステナイト組織とする。このオーステナイト組織により、極低温においても脆性破壊が起こらず優れた低温靭性を有する鋼板とすることができる。次に、耐疲労特性を向上するには、極低温での降伏応力を高めることが有効であり、CやMn、TiおよびNの添加量を適正に制御し、さらに適切な製造条件に従って熱間圧延、冷却を行うことが重要であることを知見した。
1.質量%で、
C:0.10〜0.70%、
Si:0.05〜1.0%、
Mn:20〜30%、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01〜0.07%、
Cr:0.5〜7.0%、
N:0.040〜0.10%、
O:0.0050%以下、
Ti:0.005%以下、
Nb:0.005%以下、
Mg:0.0010%未満および
REM:0.0010%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を有し、次式(1)を満足する高Mn鋼。
Ti/N≦0.10 ・・・(1)
(Mn×O)/S<27 ・・・(2)
Cu:1.0%以下、
Ni:0.1%未満、
Mo:2.0%以下、
V:2.0%以下、
W:2.0%以下、
Ca:0.0005〜0.0050%および
B:0.0050%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または2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:0.10〜0.70%
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。その効果を得るために、Cは0.10%以上の含有を必要とする。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。このため、C含有量は0.10〜0.70%とする。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を有する。このような効果を得るために、Siは0.05%以上の含有を必要とする。一方、1.00%を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Si含有量は0.05〜1.00%とする。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。本発明では、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、Mnは20%以上の含有を必要とする。一方、30%を超えて含有しても、低温靱性を改善する効果が飽和し、合金コストの上昇を招く。また、溶接性および切断性が劣化する。さらに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Mn含有量は20〜30%とする。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、経済性の観点からは0.002%以上とすることが望ましい。好ましくは、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、経済性の観点からは0.001%以上とすることが望ましい。好ましくは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最も汎用的に使われる。このような効果を得るために、Alは0.01%以上の含有を必要とする。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。このため、Alは0.01〜0.07%とする。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は0.5%以上の含有を必要とする。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0.5〜7.0%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。
Nは、本材料における最も重要な元素の一つであり、オーステナイト安定化元素で低温靱性向上に有効な元素であるとともに、オーステナイト母相中に固溶することによって室温および極低温での降伏応力の向上に有効である。固溶元素による強度上昇効果は炭素や窒素などの侵入型元素の影響が大きいことが知られているが、オーステナイト鋼ではとくに固溶した窒素の影響が大きくなる。このような効果を得るためには、0.0400%以上のN含有を必要とする。一方、0.1000%を超えて含有すると、効果が飽和するため、Nは0.0400〜0.1000%とする。好ましくは、0.0450〜0.0950%である。
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、経済性の観点からは0.0005%以上とすることが望ましい。
MgおよびREMの含有量を0.0010%未満に抑制
Ti、Nb、MgおよびREMは、鋼中で高融点の炭窒化物および/または酸硫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の含有量を各々0.005%以下に抑制し、MgおよびREMの含有量を各々0.0010%未満に抑制することによって、上記した炭窒化物および酸硫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の各含有量を0.003%以下とする。
Ti/N≦0.10 ・・・(1)
Nは、上記のとおり、オーステナイト母相中に固溶することにより室温および極低温での降伏応力の向上に有効に作用する。その際、Ti/Nが高くなると、NがTiに固定されることになり、上記の作用効果が制限されるため、Ti/N≦0.10とすることが重要である。
(Mn×O)/S<27 ・・・(2)
高Mn組成のオーステナイト材料においては、酸化物や硫化物の分散による粒成長抑制効果を過剰に作用させず、結晶粒径を大きくすることで低温靭性が向上かつ安定化するため、(Mn×O)/S<27とすることが好ましい。
上記した基本成分に調整することによって、オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有する鋼とすることができる。
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、鋼材の組織における基地相は、結晶構造が面心立方構造(fcc)であるオーステナイトであることが必須となる。なお、「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%以上であることを示し、100%であってもよい。一方、オーステナイト相以外の残部は、BCC構造のフェライトまたはマルテンサイト相や、介在物や析出物にて構成されることになるが、これらの比率は5%以下であることが好ましい。なお、オーステナイト分率については、EBSDによる観察やXRDによる解析および透磁率等によって決定することができる。
Cu:1.0%以下、Ni:0.1%未満、Mo:2.0%以下、V:2.0%以下、W:2.0%以下、Ca:0.0005〜0.0050%、B:0.0050%以下の1種または2種以上
Mo、V、W:各々2.0%以下
Cu、Ni、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、Ni、Mo、VおよびWは0.01%以上で含有することが好ましい。
一方、Cuは1.0%を超えて添加しても効果が飽和するため、1.0%以下とすることが好ましい。
Ca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。ここで、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とすることをいう。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、0.0005%以上で含有することが好ましい。一方、多量に添加すると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性および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、Caを含有する場合には、0.0005〜0.0050%とすることが好ましい。より好ましくは、Ca量を0.0005%以上0.0040%以下とする。
上記した鋼素材を1100℃以上1300℃以下の温度域に加熱する。この加熱温度が1100℃未満では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかるため、1100℃以上とすることが好ましい。一方、1300℃を超えて加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるため、1300℃以下とすることが好ましい。
表1に示す成分組成になる鋼スラブを、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法によって作製した。次いで、得られた鋼スラブを、表2に示す条件に従って熱間圧延し、その後冷却することにより、6〜30mm厚の鋼板とした。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 Z 2241(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、室温での降伏強度450MPa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を超える各鋼板の板厚1/4位置、もしくは板厚20mm以下の各鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と平行な方向から、JIS Z 2202(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 Z 2242(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。
疲労強度は、φ4mm×標点間距離8mmの丸棒引張試験片を用いて200万回繰返し応力負荷時の値で評価した。試験片は、鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と平行な方向から採取し、−165℃で試験を実施した。本発明では、疲労強度が700MPa以上を耐疲労特性に優れるものとした。
以上により得られた評価結果を、表3に示す。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.10〜0.70%、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:20〜30%、
P:0.030%以下、
S:0.0070%以下、
Al:0.01〜0.07%、
Cr:0.5〜7.0%、
N:0.0400〜0.1000%、
O:0.0050%以下、
Ti:0.005%以下、
Nb:0.005%以下、
Mg:0.0010%未満および
REM:0.0010%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を有し、次式(1)を満足し、
降伏強度が450MPa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、かつ、−165℃における疲労強度が700MPa以上である高Mn鋼。
Ti/N≦0.10 ・・・(1) - 前記成分組成は、さらに次式(2)を満足する請求項1に記載の高Mn鋼。
(Mn×O)/S<27 ・・・(2) - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:1.0%以下、
Ni:0.1%未満、
Mo:2.0%以下、
V:2.0%以下、
W:2.0%以下、
Ca:0.0005〜0.0050%および
B:0.0050%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または2に記載の高Mn鋼。 - 請求項1、2または3に記載の高Mn鋼を得る製造方法であり、
請求項1、2または3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950℃未満の圧下率が15%以上46%以下である、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う高Mn鋼の製造方法。
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