WO2017145766A1 - 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

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 Download PDF

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邦彦 橋
林造 茅野
佐々木　元
剛吉 鵜野
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Definitions

  • the present invention relates to a Cu-containing low alloy steel having an excellent balance between strength and low temperature toughness, which is used in applications requiring low temperature toughness, and a method for producing the same.
  • Oil and natural gas are widely used as energy centers. In recent years, these developments are shifting from land to ocean, and in particular, ocean resource development is mainly mining at a deeper depth than the continental shelf. From the viewpoint of ensuring safety, the marine structural steel used for the development of this ultra-large water depth is required to have high yield strength in addition to excellent low temperature toughness.
  • steel for offshore structures steel containing 1.0 to 1.3% by mass of Cu as defined in ASTM A710 is used for steel, and forged steel is made of ASTM, for example. A steel containing 0.43% by mass or less of Cu defined by A707 is known.
  • Non-Patent Document 1 describes the results of improving the component system based on ASTM A707 Grade L5, performing quenching and tempering, and evaluating the mechanical properties.
  • FATT is ⁇ 60 ° C., and it is necessary to further improve the low temperature toughness from the viewpoint of ensuring safety.
  • Patent Document 1 defines an M * value composed of C, Si, Al, N, and B in order to produce a high-strength steel plate excellent in CTOD (crack tip opening displacement) characteristics, and after rolling. Proposes a manufacturing method for direct quenching.
  • Patent Document 2 a steel plate containing 0.7 to 1.5% by mass of Cu: 0.7 to 1.5% is subjected to Cu precipitation at 900 ° C. or lower and 700 ° C. or higher and 30% or higher, and then Cu is precipitated in a range of 500 to 650 ° C.
  • a method for producing a low C—Cu precipitation hardening type high strength steel excellent in low temperature toughness and weldability has been proposed. Research results on improvement of material properties by two-phase quenching have also been reported.
  • Patent Document 3 as a two-phase region quenching method for B-added steel, a high-tensile steel having a low yield ratio is stabilized by defining B, N, and Ti addition amounts and by defining a two-phase region quenching temperature. It is proposed to manufacture. Patent Document 4 proposes that a Ni-containing steel sheet having excellent low-temperature toughness and strength-toughness balance is produced by two-phase quenching.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-81529 Japanese Unexamined Patent Publication No. 61-149430 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 5-171263 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-81776
  • Patent Documents 1 and 2 require temper rolling in the manufacturing process, and is not applicable when rolling is not performed or when the plate thickness is large and rolling is difficult.
  • a plate thickness of 120 mm is the maximum. Therefore, this manufacturing method cannot be applied to a manufacturing method in which rolling is not performed or a large structure including a thick flange portion of 150 mm or more.
  • Patent Documents 3 and 4 there is no definition of the Cu content, and it is clear that a manufacturing method for obtaining a steel having an excellent strength-toughness balance in a Cu-containing low alloy steel whose strength changes by aging treatment. is not.
  • the present invention has been made against the background of the above circumstances, and aims to provide a Cu-containing low alloy steel having an excellent balance between strength and low temperature toughness.
  • the first form is mass%, C: 0.01 to 0.08%, Si: 0.10 to 0.00. 40%, Mn: 0.80 to 1.80%, Ni: 0.80 to 2.50%, Cr: 0.50 to 1.00%, Cu: 0.80 to 1.50%, Mo: 0 20 to 0.60%, Al: 0.010 to 0.050%, Nb: 0.030 to 0.080%, N: 0.005 to 0.020%, the balance being Fe and inevitable impurities
  • the 0.2% proof stress is 525 MPa or more
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature (FATT) measured by a V-notch Charpy impact test is ⁇ 70 ° C. or less. .
  • Another aspect of the invention of the Cu-containing low alloy steel excellent in the strength-low temperature toughness balance is characterized in that the chemical composition further contains Ca: 0.010% or less by mass%.
  • the invention of the Cu-containing low alloy steel having an excellent balance between strength and low temperature toughness in another form is characterized in that, in the form of the invention, the absorbed energy of the 2 mm V notch Charpy impact test at ⁇ 80 ° C. is 130 J or more. To do.
  • the invention of the Cu-containing low alloy steel having an excellent balance between strength and low temperature toughness in another form is the average EBSD (Electron BackScatter Diffraction) grain size when the boundary angle after tempering is 15 ° or more in the present invention of the above form.
  • the diameter is 10 ⁇ m or less, and the maximum EBSD particle size is 120 ⁇ m or less.
  • the first aspect is the first aspect of the invention for the Cu-containing low alloy steel excellent in strength-low temperature toughness balance.
  • An invention of a method for producing a Cu-containing low alloy steel excellent in strength-low temperature toughness balance in another form is the large-scale structure in which the tempering treatment has a thick part having a thickness of 150 mm to 500 mm in the present invention of the form described above. It is characterized by being applied to steel for industrial use.
  • the invention of a method for producing a Cu-containing low alloy steel having an excellent balance between strength and low temperature toughness in another form is characterized in that, in the present invention in the form, produced by hot forging and then the tempering treatment is performed.
  • C 0.01 to 0.08% From the viewpoint of ensuring strength, C is a necessary additive element, so 0.01% is made the lower limit. However, if the content exceeds 0.08%, the toughness decreases due to the increase in strength, the hard phase precipitates during quenching in the two-phase region, and the weldability decreases, so 0.08% is made the upper limit. For the same reason, it is desirable that the lower limit is 0.02% and the upper limit is 0.05%.
  • Si 0.10 to 0.40% Si is used as a deoxidizing element when melting and refining the alloy. Moreover, since it is an element necessary for ensuring strength, 0.10% is made the lower limit. However, excessive content causes a reduction in toughness and weldability, so 0.40% is made the upper limit. For the same reason, it is desirable that the lower limit is 0.20% and the upper limit is 0.35%.
  • Mn 0.80 to 1.80% Mn is an element useful as a deoxidizing element like Si, and contributes to improvement of hardenability. In order to exhibit the effect, a content of 0.80% or more is necessary. However, excessive content causes a decrease in toughness, so the upper limit is made 1.80%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 1.00% and the upper limit to 1.50%. More preferably, the lower limit is 1.20% and the upper limit is 1.45%.
  • Ni 0.80 to 2.50%
  • Ni is an element necessary for securing strength by improving hardenability and securing low temperature toughness, so 0.80% is made the lower limit.
  • the upper limit is made 2.50%.
  • the lower limit is 0.50%.
  • the upper limit is made 1.00%.
  • Cu 0.80 to 1.50% Cu precipitates during the aging treatment and improves the strength of the steel. In low carbon steel, it is very important to secure strength by Cu precipitates. Further, since it is an important element for improving the corrosion resistance, 0.80% is made the lower limit. However, excessive inclusion causes a decrease in toughness and a decrease in hot workability, so 1.50% is made the upper limit. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 1.10% and the upper limit to 1.30%. More preferably, the lower limit is 1.20% and the upper limit is 1.25%.
  • Mo 0.20 to 0.60% Mo contributes to improving hardenability and is an important element for securing strength and toughness, so 0.20% is made the lower limit. However, an excessive content causes a decrease in toughness and weldability, so 0.60% is made the upper limit. More preferably, the lower limit is 0.30% and the upper limit is 0.50%. More preferably, the lower limit is 0.40% and the upper limit is 0.45%.
  • Al 0.010 to 0.050% Al combines with N to become AlN and suppresses crystal grain growth. Refinement of the crystal grain size is essential to improve toughness, and the lower limit of the Al content is 0.010%. However, excessive content causes a decrease in toughness due to coarse AlN, so 0.050% is made the upper limit. For the same reason, it is desirable that the lower limit is 0.010% and the upper limit is 0.030%. More preferably, the lower limit is 0.020% and the upper limit is 0.030%.
  • Nb 0.030 to 0.080% Nb, as carbonitride, suppresses crystal grain growth and is an important element for refining the crystal grain size, so 0.030% is made the lower limit.
  • 0.080% is made the upper limit.
  • the lower limit is 0.04% and the upper limit is 0.060%. More preferably, the lower limit is 0.040% and the upper limit is 0.050%.
  • N 0.005 to 0.020% N is contained as AlN and carbonitride because it is an important element for suppressing crystal grain growth and miniaturizing the crystal grain size.
  • the lower limit is made 0.005%.
  • the upper limit is made 0.020%. More preferably, the lower limit is 0.005% and the upper limit is 0.011%.
  • Ca 0.010% or less Since Ca forms oxides and sulfides, it is used as desired as a deoxidizing and desulfurizing element. However, excessive addition causes a decrease in toughness, so the content is made 0.010% or less. For the same reason, it is desirable to further limit the upper limit to 0.005%. In addition, in order to acquire the said effect
  • EBSD particle diameter 10 ⁇ m or less on average and 120 ⁇ m or less at maximum EBSD (electron beam backscatter diffraction method) is a method for measuring the orientation of each crystal.
  • EBSD grain size crystal grain size
  • the crystal grain size (EBSD grain size) surrounded by a large angle boundary of 15 ° or more has a correlation with toughness.
  • the finer the EBSD grain size the better the low temperature toughness of the steel.
  • the average EBSD particle size is 10 ⁇ m or less and the maximum EBSD particle size is 120 ⁇ m or less, a Cu-containing low alloy steel having a better balance between strength and low temperature toughness can be obtained.
  • the average EBSD particle size exceeds 10 ⁇ m or the maximum EBSD particle size exceeds 120 ⁇ m, the low-temperature toughness characteristics deteriorate. More preferably, the average EBSD particle size is 10 ⁇ m or less and the maximum EBSD particle size is 110 ⁇ m or less.
  • the heating means and cooling means at the time of quenching are not particularly limited as the present invention, and means capable of obtaining desired heating ability and cooling ability can be appropriately selected.
  • Steel that has been subjected to quenching treatment is then (A C3 transformation point -80 ° C.) or higher, after being heated in the temperature range of (A C3 transformation point -10 ° C.) or less, two-phase region quenching process for cooling is applied
  • the two-phase region quenching a heat treatment method of cooling after heating the steel to a temperature (two-phase region temperature) between the A C1 point and A C3 point two phases of ⁇ -phase and ⁇ -phase is present.
  • the heating means and the cooling means in the two-phase region quenching are not particularly limited in the present invention, and a means for obtaining desired heating ability and cooling ability can be appropriately selected. This heat treatment is the most important in the present invention.
  • the heating temperature in the two-phase quenching heat treatment as described above, (A C3 transformation point -80 ° C.) or higher, defined in a temperature range of (A C3 transformation point -10 ° C.).
  • the heating temperature is less than ( AC3 transformation point ⁇ 80 ° C.)
  • the transformation amount to the ⁇ phase is insufficient
  • the ⁇ phase that undergoes high-temperature tempering is large
  • the Cu precipitate is coarsened.
  • the proof stress cannot be secured. Further, the subsequent crystal grain size is not reduced, and it is difficult to ensure low temperature toughness.
  • the two-phase quenching is specified in a temperature range of ( AC3 transformation point ⁇ 80 ° C.) or more and ( AC3 transformation point ⁇ 10 ° C.) or less.
  • tempering treatment is performed in a temperature range of 560 ° C. or more and 660 ° C. or less. If heating temperature is less than 560 degreeC, 0.2% yield strength will increase by the aging effect of Cu precipitate, and the fall of toughness will be caused. In addition, at a tempering temperature of less than 560 ° C., internal stress during tempering cannot be relaxed, causing damage during service. On the other hand, if it exceeds 660 ° C., it becomes over-aged and 0.2% proof stress cannot be secured. Therefore, the temperature range of the tempering treatment is set to 560 ° C. or more and 660 ° C. or less.
  • Thick wall portion The present invention can be applied to the production of a material having a thick wall portion.
  • the maximum thickness of the thick part is 150 mm or more and 500 mm or less.
  • the thickness exceeds 500 mm, the cooling rate is lowered in the cooling process of quenching and two-phase quenching, and the strength is lowered.
  • a ductile brittle fracture surface transition temperature (FATT) measured in a V-notch Charpy impact test is good at ⁇ 70 ° C. or lower.
  • FATT ductile brittle fracture surface transition temperature
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature is a temperature at which a material that has undergone ductile fracture with a decrease in temperature transitions to brittle fracture. It shows that it has toughness to low temperature, so that a ductile brittle fracture surface transition temperature is low.
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature is more preferably ⁇ 80 ° C. or lower. Therefore, it is possible to provide a Cu-containing low alloy steel excellent in strength-low temperature toughness balance.
  • the steel having the chemical composition defined in the present invention can be melted by a conventional method if the target is the composition, and the method is not particularly limited as the present invention.
  • the smelted steel ingot is hot forged into an arbitrary shape, and then subjected to a tempering treatment including quenching (Q), two-phase region quenching (L), and tempering (T) treatment.
  • Q quenching
  • L two-phase region quenching
  • T tempering
  • the content and method of hot training are not particularly limited, and the training ratio is not particularly limited.
  • the hot tempered material can be thick, for example, a material having a thick portion with a plate thickness of 150 mm to 500 mm.
  • the Cu-containing low alloy steel is heated to a temperature range of 850 to 950 ° C. to perform a quenching treatment. Thereafter, a two-phase quenching process is performed in a temperature range of ( AC3 transformation point ⁇ 80 ° C.) or more and ( AC3 transformation point ⁇ 10 ° C.) or less, and further a tempering process is performed at 560 to 660 ° C.
  • heat processing such as normalization (N) can also be performed between hot forging and tempering treatment.
  • normalization conditions for example, heating conditions of 950 to 1000 ° C. can be shown.
  • composition range and the manufacturing method thereof it is suitable as a steel for offshore structures used in mooring equipment, risers, flow lines, etc., and has excellent low-temperature toughness, particularly excellent strength-low-temperature toughness balance. It is possible to produce meat Cu-containing low alloy forged steel.
  • the Cu-containing low alloy steel obtained above has the characteristics that the 0.2% proof stress is 525 MPa or more and the ductile brittle fracture surface transition temperature (FATT) measured by the 2 mmV notch Charpy impact test is ⁇ 70 ° C. or less. Have. Further, the absorbed energy at ⁇ 80 ° C. in the 2 mmV notch Charpy impact test is 130 J or more.
  • the absorbed energy is preferably 140 J or more.
  • the boundary angle after tempering is 15 ° or more, the average EBSD particle size is 10 ⁇ m or less, and the maximum EBSD particle size is 120 ⁇ m or less. It is preferable that the average EBSD particle size is 10 ⁇ m or less and the maximum EBSD particle size is 110 ⁇ m or less.
  • the 0.2% proof stress is 525 MPa or more and the tensile strength is 600 MPa or more.
  • the ductile brittle fracture surface transition temperature (FATT) measured by a 2 mmV notch Charpy impact test is ⁇ 80 ° C. or lower.
  • a specimen having the composition shown in Table 1 was melted into a 50 kg steel ingot using a vacuum induction melting furnace. Each ingot was melted by hot forging at 1250 ° C. to a thickness of 45 mm ⁇ width of 130 mm (forging ratio: 3.1 s or more), further subjected to normalization (960 ° C.), and then tempered as shown in Table 2. Tempering was performed under the conditions (Q treatment, L treatment, T treatment). The Q treatment (quenching) temperatures in the examples are all performed at 900 ° C. However, there is no particular limitation as long as the quenching temperature is in the range of 850 to 950 ° C. for the reason described above.
  • the cooling in the Q treatment and the L treatment was performed at a cooling rate (10 ° C./min) simulating water cooling equivalent to a plate thickness of 450 mm.
  • Table 2 shows the conditions for T treatment (tempering) of each specimen.
  • test piece was collected and subjected to a tensile test and a Charpy impact test to evaluate strength and low temperature toughness.
  • the test method was as follows. Tensile test: A round bar tensile test piece (parallel part diameter: 12.5 mm, GL: 50 mm) was sampled from the obtained test material and pulled at room temperature in accordance with the provisions of JIS Z 2241: 2005. The test was carried out to determine 0.2% yield strength (YS) and tensile strength (TS).
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • Impact test A 2 mmV notch Charpy impact test piece was sampled from the obtained test material and subjected to a Charpy impact test in accordance with the provisions of JIS Z 2242: 2005.
  • the test piece has a square cross section with a length of 55 mm and a side of 10 mm.
  • a V-groove having a notch angle of 45 °, a notch depth of 2 mm, and a notch bottom radius of 0.25 mm is provided at the center in the length direction of the test piece.
  • a Charpy impact test was conducted at -80 ° C. Three tests were performed for each, and the obtained absorbed energy was arithmetically averaged, and the average value was taken as the absorbed energy value of the steel material.
  • FATT performed the Charpy impact test at arbitrary test temperatures, and collected FATT from the transition curve.
  • EBSD TSL (TexSEM Laboratories, Inc.) OIM (Orientation Imaging Microscopy)
  • Steel No. 1 and steel no. Steel type C was used as the test material of 2.
  • Steel No. 1 and 2 are comparative examples using a QT process which is a general manufacturing process.
  • Steel No. 3 (Example of the present invention) and Steel No. No. 4 (Example of the present invention) is a steel No. 4 sample.
  • the same steel type as No. 1 is used, and the manufacturing process is the QLT process. In either case, good results were obtained for both 0.2% proof stress and low temperature toughness.
  • FIG. 1 shows the microstructure of 3 (QLT process)
  • FIG. 3 shows the large-angle boundary map obtained from the EBSD measurement result with a boundary angle of 15 ° or more. From the microstructural observation results and the large-angle boundary map, the microstructure was complicated by performing the L process, and meandering of the large-angle boundary was recognized. Steel No. In No. 3, fine crystal grains are also observed in the grains. The meander boundary meandering and fine grain dispersion contribute to the improvement of low temperature toughness.
  • Steel No. Steel samples A are used for the test materials 5 to 7 (examples of the present invention), and excellent strength and toughness are obtained by applying the heat treatment process of the present invention.
  • Steel No. Steel grade B was used for 8-19 specimens.
  • Steel type no. In 8 (comparative example), the L process is performed, but the T process is not performed. In the case of this comparative example, the aging effect due to the Cu precipitates cannot be obtained sufficiently, so that a 0.2% decrease in yield strength is observed.
  • Steel No. In No. 9 (Comparative Example), the L temperature is ( AC 3 -80 ° C.) or lower, the transformation amount to the ⁇ phase is insufficient, and the EBSD particle size is not reduced. As a result, the low temperature toughness is insufficient.
  • Steel No. In No. 19 (Comparative Example), the T temperature becomes excessive, resulting in overaging, and a 0.2% decrease in yield strength is observed.
  • Steel No. 22 (comparative example) is the result of using steel type E as a comparative material.
  • steel type E even when the QLT process recommended in the present invention is applied, the 0.2% proof stress is 525 MPa or less. Since this steel type ensures strength by the aging effect due to Cu precipitates, the effect cannot be sufficiently obtained when the amount of Cu is small.
  • the present invention is suitable as steel for offshore structures used for mooring equipment, risers, flow lines, and the like.
  • the intended use is not limited to these.

Abstract

強度と低温靱性のバランスに優れたＣｕ含有低合金鋼を提供する。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。

Description

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
　この発明は、低温靱性が求められる用途に使用される、強度－低温靱性バランスに優れるＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法に関する。
　石油・天然ガスはエネルギーの中心として、広く用いられている。近年、それらの開発は陸上から海洋へ移行しつつあり、特に海洋資源開発は大陸棚より深い水深での採掘が主流になりつつある。この超大水深開発に使用される海洋構造物用鋼に対して、安全性の確保の観点から、優れた低温靱性を有することに加えて、高い降伏強さを有することが要望されている。
　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。
　従来の技術として、低温靱性を確保するために、鋼板材では圧延後の直接焼入れや制御圧延などが適用されている。たとえば特許文献１はＣＴＯＤ（き裂先端開口変位）特性に優れた高強度鋼の厚板を製造するために、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、ＮおよびＢからなるＭ※値を規定し、かつ圧延後、直接焼入れを実施する製造方法を提案している。
　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、特許文献２では、質量％でＣｕ：０．７～１．５％含有する鋼板を９００℃以下７００℃以上で３０％以上の圧下を加えた後、５００～６５０℃の範囲でＣｕ析出処理を施すことにより、低温靱性および溶接性に優れた低Ｃ－Ｃｕ析出硬化型高張力鋼の製造方法が提案されている。
　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。
日本国特開２００１－８１５２９号公報 日本国特開昭６１－１４９４３０号公報 日本国特開平５－１７１２６３号公報 日本国特開２００８－８１７７６号公報
Ｓｔｅｅｌ　Ｆｒｏｇｉｎｇｓ：Ｓｅｃｏｎｄ　Ｖｏｌｕｍｅ，ＡＳＴＭ　ＳＴＰ　１２５９，ｐ．１９６
　海洋構造物用鋼として広く適用されるＣｕ含有低合金鋼を用いた大型構造体においても、安全性の確保の観点から、優れた低温靱性を有することに加えて、高い降伏強さを有する鋼が必要となっている。このＣｕ含有低合金鋼は上述したように、時効処理により、材料の強度が大きく変化するため、焼戻し条件の改善のみでは優れた強度－低温靱性バランスを図ることが難しい。
　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。
　本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、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を目的とし、第１に本発明における適正な組成範囲の明確化を図り、第２として強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼を製造するための二相域焼入れ処理を含む適正な調質条件を示す。
　すなわち、本発明の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼のうち、第１の形態は、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、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℃以下を有することを特徴とする。
　他の形態の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、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。
　他の形態の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、前記形態の本発明において、－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。
　他の形態の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の発明は、前記形態の本発明において、調質後の境界角度を１５°以上とした際の平均ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）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。
　本発明の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明のうち、第１の形態は、強度－低温靱性バランスに優れた前記Ｃｕ含有低合金鋼の発明の第１～第３の形態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。
　他の形態の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明は、前記形態の本発明において、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。
　他の形態の強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の製造方法の発明は、前記形態の本発明において、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。
　以下に、本発明で規定した内容について以下に説明する。なお、化学組成においては質量％で示されている。
Ｃ：０．０１～０．０８％
　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：０．１０～０．４０％
　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。なお、同様の理由で下限を０．２０％、上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．８０～１．８０％
　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。より好ましくは、下限を１．２０％、上限を１．４５％とする。
Ｎｉ：０．８０～２．５０％
　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。より好ましくは、下限を２．００％、上限を２．２０％とする。さらに好ましくは、下限を２．１０％、上限を２．１５％とする。
Ｃｒ：０．５０～１．００％
　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。より好ましくは、下限を０．７０％、上限を０．７５％とする。
Ｃｕ：０．８０～１．５０％
　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。より好ましくは、下限を１．２０％、上限を１．２５％とする。
Ｍｏ：０．２０～０．６０％
　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。より好ましくは、下限を０．３０％、上限を０．５０％とする。さらに好ましくは、下限を０．４０％、上限を０．４５％とする。
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％
　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％、上限を０．０３０％とするのが望ましい。より好ましくは、下限を０．０２０％、上限を０．０３０％とする。
Ｎｂ：０．０３０～０．０８０％
　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。より好ましくは、下限を０．０４０％、上限を０．０５０％とする。
Ｎ：０．００５～０．０２０％
　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。より好ましくは、下限を０．００５％、上限を０．０１１％とする。
Ｃａ：０．０１０％以下
　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粒径：平均１０μｍ以下でかつ最大１２０μｍ以下
　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を超えるか、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。より好ましくは、平均ＥＢＳＤ粒径は１０μｍ以下でかつ最大ＥＢＳＤ粒径は１１０μｍ以下とする。
調質条件
　焼入れ処理の場合には少なくともＡＣ３変態点（オーステナイト変態する温度）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。
　焼入れ処理を施された鋼材は、次いで（ＡＣ３変態点－８０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲で加熱された後、冷却する二相域焼入れ処理が施される。二相域焼入れ処理とは、α相とγ相の二相が存在するＡＣ１点とＡＣ３点の間の温度（二相域温度）に鋼材を加熱した後に冷却する熱処理方法である。該二相域焼入れに際しての加熱手段や冷却手段も、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。
　上記二相焼入れ熱処理における加熱温度は、上記したように、（ＡＣ３変態点－８０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に規定する。加熱温度が、（ＡＣ３変態点－８０℃）未満では、γ相への変態量が不十分であり、高温焼戻しを受けるα相が多く、Ｃｕ析出物が粗大化するため、０．２％耐力を確保することが出来ない。また、その後の結晶粒径も細粒化されず、低温靱性の確保も難しい。一方で、（ＡＣ３変態点－１０℃）を超える高温とすると、γ相への変態量が過剰で、かつ結晶粒径が粗大となり、十分な低温靱性を確保することが出来ない。このような理由から、二相焼入れは（ＡＣ３変態点－８０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲に規定する。
　上記二相域焼入れ処理に次いで、５６０℃以上６６０℃以下の温度範囲で焼戻し処理が施される。加熱温度が５６０℃未満では、Ｃｕ析出物の時効効果により０．２％耐力が増加し、靱性の低下を招く。また、５６０℃未満の焼戻し温度では、調質時の内部応力を緩和することができず、供用中の損傷の原因となる。一方で６６０℃を超えると、過時効となり、０．２％耐力が確保できない。したがって、焼戻し処理の温度範囲は５６０℃以上６６０℃以下とする。
厚肉部
　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。
　以上説明したように、本発明によれば、以下の効果を得ることができる。
（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：fracture appearance transition temperature）が－７０℃以下で良好な低温靱性を有している。延性脆性破面遷移温度とは、温度の低下に伴って延性破壊していたものが脆性破壊に遷移するときの温度である。延性脆性破面遷移温度が低いほど低温まで靱性を有することを示す。なお、延性脆性破面遷移温度が－８０℃以下であるとより好ましい。
　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。
本発明の一実施形態における調質処理のヒートパターンを示す図である。 本発明の実施例における供試材の顕微鏡写真を示す図面代用写真である。 同じく、ＥＢＳＤ測定結果から得られた境界角度１５°以上の大角境界マップを示す図である。
　本発明で規定する化学組成を有する鋼は、該組成を目標にして行えば、常法により溶製することができ、本発明としては、その方法が特に限定されるものではない。
　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。
　調質処理では、Ｃｕ含有低合金鋼を８５０～９５０℃の温度域に加熱して焼入れ処理を行う。その後、（ＡＣ３変態点－８０℃）以上、（ＡＣ３変態点－１０℃）以下の温度範囲で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。
　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。
　上記による組成範囲の規定およびその製造方法によれば、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適な、低温靱性に優れ、とくに強度－低温靱性バランスに優れた厚肉Ｃｕ含有低合金鍛鋼の製造を可能なものとする。
　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、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における－８０℃での吸収エネルギーが１３０Ｊ以上を有している。該吸収エネルギーは１４０Ｊ以上であることが好ましい。
　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。平均ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であり、かつ最大ＥＢＳＤ粒径が１１０μｍ以下であることが好ましい。
　なお、強度について、０．２％耐力が５２５ＭＰａ以上でかつ引張強さが６００ＭＰａ以上であることが好ましい。低温靱性について、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－８０℃以下であることが好ましい。
　以下に本発明の実施例を比較例と対比しつつ説明する。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた試験材から、試験片を採取して引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、強度および低温靱性を評価した。試験方法は次の通りとした。
　引張試験：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　２２４１：２００５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：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　２２４２：２００５の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。試験片は、長さ５５ｍｍ、１辺が１０ｍｍの正方形断面をもつものとする。試験片の長さ方向の中央には、ノッチ角度４５°、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径０．２５ｍｍのＶ溝が設けられている。－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（TexSEM Laboratories, Inc.）社製ＯＩＭ(Orientation Imaging Microscopy)）測定も実施した。ＥＢＳＤによる試料の評価は以下のようなものである。試料表面の一点に電子線を照射してその後方散乱（backscatter diffraction）を測定すると、その点における結晶の方位角を知ることができる。電子線を照射する位置を微小にずらしながら（測定ピッチを０．３μｍとした）、３００μｍ×４００μｍの視野角の範囲内を走査すると、該範囲内の結晶の方位角のマップを得ることができる。隣り合う測定点の方位角が１５°以上異なる領域の間に境界線を引くと、図３に示したような境界角度を１５°以上としたときのマップを得ることができる。この境界線は結晶界面とみなすことができ、この境界線で囲まれた領域を一つの結晶粒とみなすことができる。そこで、この境界線で囲まれた領域の面積を算出し、この面積に等しい円の直径を算出してこれを結晶粒の直径（ＥＢＳＤ粒径）とした。一つの試験材について、任意に５つの異なる３００μｍ×４００μｍの視野角を選択し、各々の視野角内でＥＢＳＤ粒径を算出した。その平均の値を平均ＥＢＳＤ粒径とした。また、最も大きな値を最大ＥＢＳＤ粒径とした。
　各試験によって得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　鋼Ｎｏ．１および鋼Ｎｏ．２の供試材には鋼種Ｃを用いた。鋼Ｎｏ．１、２は、一般的な製造プロセスであるＱＴプロセスを利用した比較例である。鋼Ｎｏ．１ではＱＴプロセスのみではＥＢＳＤ粒径の細粒化が得られず、低温靱性が低い。また、鋼Ｎｏ．２のように鋼Ｎｏ．１と同様のＱＴプロセスで焼戻し温度を高温化し、強度を低下させ、靱性の改善を図った場合であっても、良好な低温靱性は得られなかった。これらのことから、ＱＴプロセスのみでは良好な低温靱性を確保することが難しいことは明らかである。
　鋼Ｎｏ．３（本発明例）および鋼Ｎｏ．４（本発明例）の供試材は、鋼Ｎｏ．１と同一鋼種を用いて、製造プロセスをＱＬＴプロセスとしたものである。いずれの場合も、０．２％耐力、低温靱性ともに良好な結果が得られている。
　また、鋼Ｎｏ．１（ＱＴプロセス）と鋼Ｎｏ．３（ＱＬＴプロセス）のミクロ組織を図２に、ＥＢＳＤ測定結果から得られた境界角度１５°以上の大角境界マップを図３に示した。ミクロ組織観察結果および大角境界マップより、Ｌ処理を行うことで、ミクロ組織が複雑になり、大角境界の蛇行が認められた。また、鋼Ｎｏ．３では粒内にも微細な結晶粒が認められる。この大角境界の蛇行および微細粒の分散が低温靱性の向上に寄与している。
　したがって、本発明のＱＬＴプロセスを適用することによって、従来のＱＴプロセスでは得られなかった強度－低温靱性バランスが得られることが明らかとなった。
　鋼Ｎｏ．５～７（本発明例）の供試材には鋼種Ａを用いており、本発明の熱処理プロセスの適用により、優れた強度と靱性が得られている。
　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．１４（比較例）ではＬ温度が（ＡＣ３－１０℃）を超えた条件で処理を行っている。本比較例の場合は、Ｌ加熱中のγ相の面積率が多く、結晶粒が粗粒となっている。その結果、低温靱性の低下が認められている。
　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。
　一方で、鋼Ｎｏ．１９（比較例）ではＴ温度が過剰になることにより、過時効となってしまい、０．２％耐力の低下が認められる。
　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。
　鋼Ｎｏ．２３（比較例）では比較材である鋼種Ｆを用いた。鋼種Ｆを用いた場合も、本発明推奨のＱＬＴプロセスを適用しても、十分な低温靱性を得ることが出来なかった。この理由として、鋼種ＦではＣ量が過剰となっており、Ｌ加熱中にγ相にＣが濃化し、硬質相が析出したことが挙げられる。なお、表３において鋼Ｎｏ．１０，１１，１７～１９，２２，２３についてはＥＢＳＤ粒径の測定は行っていない。
　上記した結果より、適正な成分組成および製造プロセスの適用によって、優れた０．２％耐力および低温靱性を得ることができ、強度－低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼の製造が可能であることが分かる。
　以上、本発明について上記実施形態および実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の範囲を逸脱しない限りは、前記実施形態および実施例において適宜の変更が可能である。
　本出願は、2016年2月25日出願の日本特許出願（特願2016-034390）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明は、係留設備、ライザー、フローラインなどに使用される海洋構造物用鋼として好適である。ただし、使用用途がこれらに限定されるものではない。

Claims (7)

  1. 　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。
  2. 　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。
  3. 　－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。
  4. 　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。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載した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。
  6. 　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。
  7. 　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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