JP2023514864A - 降伏比が制御された鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
降伏比が制御された鋼およびその製造方法が開示される。鋼は、以下の成分を質量パーセントで含む：Ｃ：０．２４５～０．３６５％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｃｒ：０．２０～２．５０％、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０～０．０８％、Ｎｉ：２．３０～４．２０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．１３％、Ｂ：０～０．００２０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｃａ：≦０．００４％、Ｈ：≦０．０００２％、Ｎ：≦０．０１３％、Ｏ：≦０．００２０％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ここで成分は（８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ）≧４．８％および１．２％≦（１．０８＊Ｍｎ＋２．１３＊Ｃｒ）≦５．６％を満足する。鋼は、－２０℃および－４０℃で優れた低温衝撃靭性および老化衝撃靭性、合理的に制御された降伏比、および超高強度、超高靭性、および超高塑性を有し、これは鋼の高強度および高靭性を要求する海上プラットフォーム係留チェーン、機械構造、および自動車などの用途に用いられ得る。【選択図】図１
Description
技術分野
本発明は、高強度および高靭性を有する鋼、特に優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼およびその製造方法に関する。
本発明は、高強度および高靭性を有する鋼、特に優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼およびその製造方法に関する。
背景
超高強度および超高靭性を有する鋼棒および鋼板などの高強度および高靭性を有する鋼は、海上プラットフォーム、巨大な機械構造、および自動車用の高強度シートの分野において利用される。海上プラットフォームの係留チェーン用の丸鋼の強度グレードは、引張強度６９０ＭＰａグレードＲ３、引張強度７７０ＭＰａグレードＲ３Ｓ、引張強度８６０ＭＰａグレードＲ４、引張強度９６０ＭＰａグレードＲ４Ｓ、引張強度１，０００ＭＰａグレードＲ５、および引張強度１，１００ＭＰａグレードＲ６を含む。２０１８年７月にＤＮＶ船級協会によって発行された船の規則において、Ｒ６は新たな船の規則に組み込まれた。Ｒ６のテクニカル指標は工場認定の概要、製造業者ＤＮＶＧＬ－ＣＰ－０２３７海上係留チェーンおよび付属品（２０１８年７月版）およびチェーンリンク基準ＤＮＶＧＬ－ＯＳ－Ｅ３０２海上係留チェーン（２０１８年７月版）の認証に規定されているが、Ｒ６の主要なテクニカル指標は、６０Ｊ以上の－２０℃での低温衝撃エネルギー、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１２％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、６０Ｊ以上の－２０℃での老化衝撃エネルギー（５％ひずみ後、１００℃の温度で１ｈ保持）、０．８５～０．９５の降伏比などを含む。係留チェーンは、海上プラットフォームを固定するために使用され、そして超高強度、高靭性、高耐腐食性などの要求を有する。海上プラットフォームは種々の緯度での海域および高緯度海域における寒冷気候において建設される必要がある場合を考慮して、－４０℃の環境温度での衝撃性能が同時に考慮される必要がある。係留チェーンの降伏比が高すぎる場合、変形後の容易な破壊が起こるかもしれず、これは海上プラットフォームの安全性に有害である。海上プラットフォーム係留チェーンは、超高強度、高靭性および高塑性を同時に必要とし、そしてそれ故、鋼は超高強度、超高靭性および超高塑性を有する必要がある。海上プラットフォーム係留チェーンは、サービスの間に変形し得、そして変形が起こった場合良好な低温衝撃靭性を有する必要がある。従って、老化衝撃エネルギーは、海上プラットフォーム係留チェーンにとって重要なテクニカル指標である。
超高強度および超高靭性を有する鋼棒および鋼板などの高強度および高靭性を有する鋼は、海上プラットフォーム、巨大な機械構造、および自動車用の高強度シートの分野において利用される。海上プラットフォームの係留チェーン用の丸鋼の強度グレードは、引張強度６９０ＭＰａグレードＲ３、引張強度７７０ＭＰａグレードＲ３Ｓ、引張強度８６０ＭＰａグレードＲ４、引張強度９６０ＭＰａグレードＲ４Ｓ、引張強度１，０００ＭＰａグレードＲ５、および引張強度１，１００ＭＰａグレードＲ６を含む。２０１８年７月にＤＮＶ船級協会によって発行された船の規則において、Ｒ６は新たな船の規則に組み込まれた。Ｒ６のテクニカル指標は工場認定の概要、製造業者ＤＮＶＧＬ－ＣＰ－０２３７海上係留チェーンおよび付属品（２０１８年７月版）およびチェーンリンク基準ＤＮＶＧＬ－ＯＳ－Ｅ３０２海上係留チェーン（２０１８年７月版）の認証に規定されているが、Ｒ６の主要なテクニカル指標は、６０Ｊ以上の－２０℃での低温衝撃エネルギー、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１２％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、６０Ｊ以上の－２０℃での老化衝撃エネルギー（５％ひずみ後、１００℃の温度で１ｈ保持）、０．８５～０．９５の降伏比などを含む。係留チェーンは、海上プラットフォームを固定するために使用され、そして超高強度、高靭性、高耐腐食性などの要求を有する。海上プラットフォームは種々の緯度での海域および高緯度海域における寒冷気候において建設される必要がある場合を考慮して、－４０℃の環境温度での衝撃性能が同時に考慮される必要がある。係留チェーンの降伏比が高すぎる場合、変形後の容易な破壊が起こるかもしれず、これは海上プラットフォームの安全性に有害である。海上プラットフォーム係留チェーンは、超高強度、高靭性および高塑性を同時に必要とし、そしてそれ故、鋼は超高強度、超高靭性および超高塑性を有する必要がある。海上プラットフォーム係留チェーンは、サービスの間に変形し得、そして変形が起こった場合良好な低温衝撃靭性を有する必要がある。従って、老化衝撃エネルギーは、海上プラットフォーム係留チェーンにとって重要なテクニカル指標である。
超高強度、超高靭性および超高塑性を有する鋼に対する多くの研究が世界中で行われている。超高強度および超高靭性を有する鋼は、通常ベイナイト、ベイナイト＋マルテンサイト、またはマルテンサイトの微細構造を採用する。ベイナイトまたはマルテンサイト構造は、過飽和炭素原子を含み、これは格子定数を変化させ得、転位運動を阻害し得、そして引張強度を改善し得る。微細化構造は、鋼が応力下でより多くのエネルギーを吸収してより高い引張強度および衝撃靭性を達成し得ることを確保する。
中国特許ＣＮ１０２７４７３０３Ａは、「１，１００ＭＰａ－グレードの降伏強度を有する高強度鋼板およびその製造方法」を開示する。高強度鋼板は、１，１００ＭＰａの降伏強度および低温衝撃エネルギー（－４０℃）を有する超高強度および靭性を有する鋼板であり、そして以下の成分を質量パーセントで含む：Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．６０～１．２０％、Ｐ：≦０．０１３％、Ｓ：≦０．００３％、Ｃｒ：０．２０～０．５５％、Ｍｏ：０．２０～０．７０％、Ｎｉ：０．６０～２．００％、Ｎｂ：０～０．０７％、Ｖ：０～０．０７％、Ｂ：０．０００６～０．００２５％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．００３～０．０６％、Ｈ：≦０．０００１８％、Ｎ：≦０．００４０％、Ｏ：≦０．００３０％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ここで炭素当量はＣＥＱ≦０．６０％を満足する。鋼は、１，１００ＭＰａ以上の降伏強度、１，２５０ＭＰａ以上の引張強度、および５０Ｊ以上のシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（－４０℃）を有する。該特許によって開示された鋼板は、超高強度を有するが、－４０℃での衝撃性能は安定して７０Ｊに達することができず、そして低い伸び率を有するが、老化衝撃性能および降伏比はいずれも規定されていない。
中国特許ＣＮ１０３８９８４０６Ａは、「８９０Ｍｐａ－グレードの降伏強度および低い溶接割れ感受性を有する鋼板ならびにその製造方法」を開示し、これは、熱制御機械的圧延および冷却技術を採用して超微細ベイナイトラスのマトリクス構造を有する高強度靭性を有する鋼を得る。鋼板は、以下の成分を重量パーセントで含む：Ｃ：０．０６～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：１．２～２．３％、Ｍｏ：０～０．２５％、Ｎｂ：０．０３～０．１１％、Ｔｉ：０．００２～０．０５０％、Ａｌ：０．０２～０．１５％、およびＢ：０～０．００２０％、ここで成分は２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５を満足し、および残部がＦｅおよび不可避的不純物である。鋼板は、８００ＭＰａより大きい降伏強度、９００ＭＰａより大きい引張強度、および１５０Ｊ以上のシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（－２０℃）を有する。しかし、該特許の実施態様において、断面収縮率は規定されておらず、一方、降伏比、－４０℃での低温衝撃エネルギーおよび老化衝撃エネルギーのいずれも定義されていない。
中国特許ＣＮ１０７７９４４５２Ａは、「超高強度塑性積および連続降伏を有する自動車用ストリップ連続鋳造ならびにその製造方法」を開示し、以下の成分を重量パーセントで含む：Ｃ：０．０５～０．１８％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：３．５～７％、Ａｌ：０．０１～２％、Ｐ：０より大きく≦０．０２％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、フェライト＋オーステナイト＋マルテンサイトの微細構造を有する。該特許は、フェライトなどの軟質相とマルテンサイトおよびオーステナイトなどの硬質相とを有する三相複合技術を採用して６５０ＭＰａ以上の降伏強度、９８０ＭＰａの引張強度、≧２０％の伸び率、および≧２０ＧＰａ＊％の強度塑性積を有する鋼を製造する。このタイプの鋼は、自動車の外装板に利用され得る。しかし、該特許によって開示された製品は、降伏比、衝撃エネルギーおよび老化衝撃に対する規定を有しておらず、すなわち、高強度、塑性および靭性を同時に満足することはできない。
中国特許ＣＮ１０３６６７９５３Ａは、「低い環境割れ感受性、超高強度および靭性を有する海上係留チェーン鋼ならびにその製造方法」を開示する。鋼は：Ｃ：０．１２～０．２４％、Ｍｎ：０．１０～０．５５％、Ｓｉ：０．１５～０．３５％、Ｃｒ：０．６０～３．５０％、Ｍｏ：０．３５～０．７５％、Ｎ：≦０．００６％、Ｎｉ：０．４０～４．５０％、Ｃｕ：≦０．５０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｐ：０．００５～０．０２５％、Ｏ：≦０．００１５％、およびＨ：≦０．０００１５％を含む。高強度および靭性を有する係留チェーン鋼は、上記成分および第２焼き入れ過程を採用することによって製造され、そして１，１１０ＭＰａ以上の引張強度、０．８８～０．９２の降伏比、１２％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、および５０Ｊ以上の－２０℃での衝撃エネルギー（Ａｋｖ）を有する。該特許によれば、係留チェーンの伸び率はそれぞれ１５．５％、１３．５％、１３．５％、および１５．０％であり、そして－２０℃での低温衝撃エネルギーＡｋｖはそれぞれ６７Ｊ、６３Ｊ、５７Ｊ、および６２Ｊである。該特許によって開示された製品の低温衝撃エネルギーは、６０Ｊ以上のシャルピー衝撃エネルギーに関してＤＮＶ船級協会の要求を安定して満足することができない。５％ひずみ後、鋼はエージングされ、これは鋼中の転位密度を増加させ、そして格子間原子の転位への凝集を生じ、そしてそれ故、老化衝撃エネルギーは従来の衝撃エネルギーよりも低い。該特許のデータによれば、－２０℃での老化衝撃エネルギーＡｋｖの値も６０Ｊの要求を満足することができない。
上記先行技術の分析から、それらのいずれも高強度、靭性、および塑性、特定の降伏比、および高老化衝撃エネルギーの要求を満足することができないことが分かり得る。
発明の要約
本発明は、優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。鋼は、－２０℃および－４０℃で優れた低温衝撃靭性および老化衝撃靭性、合理的に制御された降伏比、および超高強度、超高靭性、および超高塑性を有する。鋼は、鋼の高強度および靭性を要求する海上プラットフォーム係留チェーン、機械構造および、自動車などの用途において使用され得る。
本発明は、優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。鋼は、－２０℃および－４０℃で優れた低温衝撃靭性および老化衝撃靭性、合理的に制御された降伏比、および超高強度、超高靭性、および超高塑性を有する。鋼は、鋼の高強度および靭性を要求する海上プラットフォーム係留チェーン、機械構造および、自動車などの用途において使用され得る。
上記目的を達成するため、本発明の技術的解決法は以下の通りである：
以下の成分を質量パーセントで含む、優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼：Ｃ：０．２４５～０．３６５％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｃｒ：０．２０～２．５０％、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０～０．０８％、Ｎｉ：２．３０～４．２０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．１３％、Ｂ：０～０．００２０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｃａ：≦０．００４％、Ｈ：≦０．０００２％、Ｎ：≦０．０１３％、Ｏ：≦０．００２０％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ここで成分は（８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ）≧４．８％および１．２％≦（１．０８＊Ｍｎ＋２．１３＊Ｃｒ）≦５．６％を満足し；および降伏比が制御された鋼は、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、および９００ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
以下の成分を質量パーセントで含む、優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼：Ｃ：０．２４５～０．３６５％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｃｒ：０．２０～２．５０％、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０～０．０８％、Ｎｉ：２．３０～４．２０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．１３％、Ｂ：０～０．００２０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｃａ：≦０．００４％、Ｈ：≦０．０００２％、Ｎ：≦０．０１３％、Ｏ：≦０．００２０％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ここで成分は（８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ）≧４．８％および１．２％≦（１．０８＊Ｍｎ＋２．１３＊Ｃｒ）≦５．６％を満足し；および降伏比が制御された鋼は、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、および９００ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
本発明によって提供される降伏比が制御された鋼の微細構造は、焼き戻しマルテンサイト＋焼き戻しベイナイトである。
本発明によって提供される降伏比が制御された鋼は、５％ひずみ後１００℃の温度で１ｈの保持後９０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、７０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、８０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後１００℃の温度で１ｈの保持後６０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１５％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、１１５ＧＰａ＊Ｊ以上の強度靭性積（引張強度＊－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ）、および１６ＧＰａ＊％以上の強度塑性積（引張強度＊伸び率）を有する。降伏比が制御された鋼は、超高強度および靭性を有する高性能海上プラットフォーム係留チェーン、構造部材などの製造のために用いられ得る。
本発明によって提供される降伏比が制御された鋼の成分の設計概念は以下の通りである：
Ｃ：炭素元素は、オーステナイト化温度を超える温度でオーステナイト面心立方格子の八面体中に固溶される。冷却過程において、冷却速度が比較的遅い場合、炭素原子の拡散によって制御された拡散相変態が起こり得る。冷却速度が増加すると、フェライト中の炭素の過飽和が徐々に増加する。冷却速度がマルテンサイト相変態の臨界冷却速度を超える場合、マルテンサイト構造が形成され得る。本発明によれば、炭素原子の拡散相変態に対する影響は、一定の量の過飽和炭素を含むマルテンサイトおよびベイナイト構造を形成するのに十分に利用され、それによってマルテンサイトおよびベイナイトの複合相構造の降伏比を制御し、そしてそれと同時に、鋼に比較的高い強度を提供する。従って、本発明において、Ｃ含有量は０．２４５～０．３６５％に制御される。
Ｃ：炭素元素は、オーステナイト化温度を超える温度でオーステナイト面心立方格子の八面体中に固溶される。冷却過程において、冷却速度が比較的遅い場合、炭素原子の拡散によって制御された拡散相変態が起こり得る。冷却速度が増加すると、フェライト中の炭素の過飽和が徐々に増加する。冷却速度がマルテンサイト相変態の臨界冷却速度を超える場合、マルテンサイト構造が形成され得る。本発明によれば、炭素原子の拡散相変態に対する影響は、一定の量の過飽和炭素を含むマルテンサイトおよびベイナイト構造を形成するのに十分に利用され、それによってマルテンサイトおよびベイナイトの複合相構造の降伏比を制御し、そしてそれと同時に、鋼に比較的高い強度を提供する。従って、本発明において、Ｃ含有量は０．２４５～０．３６５％に制御される。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼中に固溶され、そして固溶体強化の役割を果たす。セメンタイト中のＳｉの溶解度は非常に低いので、炭化物を含まないベイナイト構造が比較的高いＳｉ含有量下で形成されるが、それは衝撃靭性および塑性を低下させる。本発明における固溶体強化効果および脆性に対するＳｉの影響の包括的な考慮において、Ｓｉ含有量は０．１０～０．８０％に制御される。
Ｍｎ：鋼中のＭｎは、通常固溶体の形態で存在する。鋼が外力に供される場合、鋼中に固溶したＭｎ原子は、転位運動を阻害し、そして鋼の強度を改善する。しかし、Ｍｎ元素の過度に高い含有量は、鋼中の偏析を悪化させ、構造の不均一性および性能の不均一性を生じる。従って、本発明において、０．２０～２．００％のＭｎが組み込まれる。
Ｐ：Ｐ元素は鋼中の転位および粒界で偏析し、粒界の結合エネルギーを低下させ得る。低温衝撃に供される場合、高いＰ含有量を有する鋼は、粒界の結合エネルギーの低下のせいで破壊する傾向にある。超高強度鋼中のＰ含有量を制御することにより、それは鋼の低温衝撃靭性を改善するのに有益である。本発明において、Ｐ含有量は、低温衝撃靭性を確保するために０．０１５％を超えないように制限される。
Ｓ：鋼中のＳは、Ｍｎと共に比較的大きいＭｎＳ介在物を形成し、鋼の低温衝撃靭性を低下させ得る。その一方で、ＭｎＳ介在物は鋼の切削性能を改善し得る。一定の含有量のＳは、鋼の機械加工過程において工具の損傷頻度を低減するために切削加工の容易な鋼に添加され得る。本発明によって提供される鋼のタイプは良好な低温衝撃靭性を要求するので、そしてそれ故、本発明において、Ｓ含有量は０．００３％を超えない。
Ｃｒ：鋼中に固溶したＣｒ原子は、拡散相変態を阻害し得、そして鋼の焼入性を改善し得、その結果、鋼は高硬度構造を形成する。焼き入れ後の焼き戻し過程において、ＣｒはＣと炭化物を形成し得、分散した炭化物は鋼の強度を改善するのに有益である。過度に高い含有量のＣｒ元素は、粗い炭化物を形成し得、これは低温衝撃性能に影響を与える。従って、本発明において、０．２０～２．５０％のＣｒが、鋼の強度および低温衝撃性能を確保するために組み込まれる。
Ｍｏ：鋼中の合金化元素Ｍｏの添加は、拡散相変態を効果的に阻害し得、そしてベイナイトおよびマルテンサイトの形成を促進し得る。焼き戻し過程において、ＭｏはＣと炭化物を形成し得る。微細炭化物は、焼き戻し過程において転位消滅の程度を低減し得、鋼の強度を改善し得、そして焼き戻し後の低温衝撃靭性を確保し得る。過度に高いＭｏ含有量はより大きい炭化物を形成し得、そして衝撃エネルギーを低下させ得る。本発明において、０．１０～０．９０％のＭｏが、対応する良好な強度および靭性を得るために組み込まれる。
Ｎｂ：Ｎｂは鋼の再結晶温度を増加させ得、そして焼き戻し過程におけるＮｂは微細に分散したＮｂＣおよびＮｂＮを形成して鋼の強度を改善し得る。Ｎｂ含有量が過度に高い場合、Ｎｂの炭窒化物のサイズは比較的大きく、これは鋼の衝撃エネルギーを低下させる。Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉは、ＣおよびＮと炭窒化物複合体を形成し得、鋼の強度の低下を生じる。本発明において、０～０．０８％のＮｂが、鋼の機械的性能を確保するために組み込まれる。
Ｎｉ：鋼中の一定量のＮｉの添加は、鋼中の焼き戻しベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトなどの体心立方格子中のＢＣＣ相の積層欠陥エネルギーを低下させ得る。Ｎｉを含む鋼は、衝撃荷重下で変形してより多くのエネルギーを吸収し得、これは鋼の衝撃エネルギーを改善する。同時に、Ｎｉはオーステナイト安定化元素である。しかし、比較的高いＮｉ含有量は、オーステナイトの安定性の増加を促進し得、その結果、最終構造は過剰のオーステナイトを含み得、これは鋼の強度を低下させる。従って、本発明において、２．３０～４．２０％のＮｉが、鋼の低温衝撃靭性および強度を確保するため添加される。
Ｃｕ：鋼中のＣｕ元素の添加は、焼き戻し過程におけるε－Ｃｕの沈殿を生じ、これは鋼の強度を改善し得る。しかし、Ｃｕ元素の融点は低いので、過剰量のＣｕは鋼ビレットの加熱過程の間に粒界でＣｕの凝集を引き起こし得、それによって靭性を低下させる。従って、本発明において、Ｃｕ含有量は０．３０％を超え得ない。
Ｖ：鋼の一定量のＶの添加は、焼き戻し過程においてＶの炭窒化物の形成および沈殿を生じ、これは鋼の強度を改善し得る。Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉは、全て炭窒化物形成元素であり、そして比較的高いＶ含有量は粗いＶＣの沈殿を引き起こし得、これは衝撃性能を低下させる。従って、本発明において、他の合金化元素と組み合わせて、０．０１～０．１３％のＶが、鋼の機械的性能を確保するために組み込まれる。
Ｂ：Ｂは、小さい原子半径を有し、これは格子間原子の形態で存在し、そして鋼の粒界で凝集して拡散相変態の核形成を阻害し、その結果、鋼はベイナイトまたはマルテンサイトなどの低温相変態構造を形成し得る。鋼がＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏおよび他の合金化元素を含む場合、拡散相変態界面に対する自由エネルギー散逸効果のせいで、拡散相変態もまた阻害され得る。Ｂ含有量が過度に高い場合、粒界で凝集した大量のＢは、粒界の結合エネルギーを低下させ得、そして衝撃性能の低下を引き起こし得る。従って、本発明において、組み込まれるＢの量は０～０．００２０％である。
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として鋼中に組み込まれ、そしてその一方で、Ａｌは粒子を微細化し得る。Ａｌ含有量が過度に高い場合、比較的大きいアルミナ介在物が形成され得、これは鋼の衝撃靭性および疲労寿命に影響を与える。従って、本発明において、０．０１～０．０６％のＡｌが、鋼の靭性を改善するために組み込まれる。
Ｔｉ：鋼中のＴｉは、高温でＴｉＮを形成してオーステナイトの粒子を微細化し得る。Ｔｉ含有量が過度に高い場合、粗くて四角いＴｉＮが形成され得、局所的応力集中ならびに衝撃靭性および疲労寿命の低下を生じる。Ｔｉはまた、焼き戻し過程の間に鋼中のＣとＴｉＣを形成して強度を改善し得る。粒子の微細化、強度の改善、および靭性の劣化におけるＴｉの効果の包括的な考慮において、本発明において、Ｔｉ含有量は０～０．０５％に制御される。
Ｃａ：鋼中のＣａは、硫化物を球状化して衝撃靭性に対する硫化物の影響を回避し得るが、Ｃａ含有量が過度に高い場合、介在物が形成され得、そして衝撃靭性および疲労性能が劣化する。従って、Ｃａ含有量は０．００４％以下に制御される。
Ｈ：鋼中のＨは、刃状転位静水応力場の作用下、転位、亜粒界、および粒界で偏析して水素原子を形成し得る。９００ＭＰａを超える引張強度を有する超高強度鋼は、高い転位密度を有し、そして水素は転位で凝集する傾向があり、鋼のサービスの間に水素誘導割れまたは遅れ割れを生じる。水素含有量の制御は、超高強度鋼の安全な利用を確保するための重要な因子である。従って、本発明において、Ｈ含有量は０．０００２％を超えないよう制御される。
ＮおよびＯ：鋼中のＮは、ＡｌおよびＴｉとＡｌＮおよびＴｉＮを形成してオーステナイト粒子を微細化し得る。しかし、Ｎ含有量が過度に高い場合、Ｎは転位で凝集し、これは衝撃性能を劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．０１３％を超えないよう制御されるべきである。鋼中の酸素は、ＡｌおよびＴｉと酸化物を形成し得、これは衝撃性能を劣化させる。従って、Ｏ含有量は０．００２０％を超えないべきである。
特に、本発明において、８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ≧４．８％は、ＣおよびＮｉの含有量を制御することによって満足される。超高強度および良好な低温衝撃靭性を達成するよう、ベイナイト中の固溶した炭素の含有量およびマルテンサイトの比は、Ｃ元素の含有量を制御することによって制御され、そして鋼の衝撃靭性はＮｉ元素によって制御される。Ｐ、ＳおよびＨの含有量を制御することによって、粒界でのＰおよびＨの偏析ならびに衝撃エネルギーの低下が回避される。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉおよび他の合金化元素の含有量を制御することによって、分散した微細炭窒化物沈殿物が形成され、そして焼き戻し過程において、一方では、均一な微細構造が形成され、そして一方では、焼き戻しによる強度の低下が回避され得る。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏおよび他の元素の含有量を制御することによって、Ｍｎの固溶体強化効果は拡散相変態を阻害するのに十分に利用され、微細化ベイナイトおよびマルテンサイト構造を形成する。本発明において、ＭｎおよびＣｒ元素の比の焼入性に対する影響を最適化する、すなわち、ＭｎおよびＣｒ元素の極度に低い含有量によって引き起こされる乏しい焼入性のせいで超高強度構造を得ることができない場合を回避し、そしてその一方で、衝撃エネルギーおよび伸び率を低下させるＭｎおよびＣｒ元素の過剰な含有量によって引き起こされる高い焼入性のせいで高すぎる硬度のマルテンサイト構造が形成することを回避するために、１．２％≦１．０８＊Ｍｎ＋２．１３＊Ｃｒ≦５．６％が要求される。鋼の衝撃靭性を改善するため、ＣｒおよびＭｏ元素を利用することによって、鋼の焼入性が改善され、そして焼き戻し過程において微細な炭化物沈殿物が形成される。
本発明による優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼の製造方法は、以下の工程を含む：
１）精錬および鋳造、
ここで精錬および鋳造は請求項１～３のいずれか１項における成分に従って行われ、鋳造ビレットを形成する；
２）加熱、
ここで鋳造ビレットは１，０１０～１，２８０℃の加熱温度で加熱される；
３）圧延または鍛造、
ここで最終圧延温度は７２０℃以上であり、または最終鍛造温度は７２０℃以上である；および圧延後、空冷、水冷または遅延冷却を行う；
４）焼き入れ熱処理、
ここで焼き入れは８３０～１，０６０℃の焼き入れ温度で水焼き入れまたは油焼き入れを用いて行われ、および鋼の厚さまたは直径に対する焼き入れ時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上である；および
５）焼き戻し熱処理、
ここで焼き戻し温度は４９０～６６０℃であり、鋼の厚さまたは直径に対する焼き戻し時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上であり、および焼き戻し後、空冷、遅延冷却または水冷を行う。
１）精錬および鋳造、
ここで精錬および鋳造は請求項１～３のいずれか１項における成分に従って行われ、鋳造ビレットを形成する；
２）加熱、
ここで鋳造ビレットは１，０１０～１，２８０℃の加熱温度で加熱される；
３）圧延または鍛造、
ここで最終圧延温度は７２０℃以上であり、または最終鍛造温度は７２０℃以上である；および圧延後、空冷、水冷または遅延冷却を行う；
４）焼き入れ熱処理、
ここで焼き入れは８３０～１，０６０℃の焼き入れ温度で水焼き入れまたは油焼き入れを用いて行われ、および鋼の厚さまたは直径に対する焼き入れ時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上である；および
５）焼き戻し熱処理、
ここで焼き戻し温度は４９０～６６０℃であり、鋼の厚さまたは直径に対する焼き戻し時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上であり、および焼き戻し後、空冷、遅延冷却または水冷を行う。
本発明によれば、鋳造ビレットは１，０１０～１，２８０℃の温度で加熱されそしてオーステナイト化される；炭窒化物溶解、オーステナイト粒子成長などの現象は、加熱過程においてビレット中で起こる；鋼中に組み込まれたＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの炭化物の一部または全部は、オーステナイト中に溶解され、そして未溶解の炭窒化物はオーステナイトの粒界で固定し得、そしてオーステナイト粒子の成長を阻害し得る。鋼中のＣｒ、Ｍｏなどの固溶化した合金化元素は、冷却過程において拡散相変態を阻害し得、ベイナイト、マルテンサイトなどの中間および低温変態構造を形成し、これらは鋼の強度を改善し得る。
本発明によれば、鋼は７２０℃以上の温度で圧延されそして鍛造される。鋼中で起こる動的再結晶、静的再結晶、動的回復、静的回復などは、微細化オーステナイト粒子の形成を促進し、そしてオーステナイト粒子における一定の数の転位および亜粒界を保持する。冷却過程において、炭窒化物だけでなく、微細化ベイナイトおよびマルテンサイトマトリクス構造も形成される。
本発明による鋼は、圧延および鍛造された後、８３０～１，０６０℃に加熱され、そして保持される。次いで鋼は焼き入れされる。焼き入れ熱処理過程において、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの炭窒化物は部分的に溶解し、一方ＣｒおよびＭｏの炭化物もまたＡｌの窒化物とともに同時に部分的に溶解し、次いで未溶解の炭窒化物および炭化物はオーステナイト粒界を固定してオーステナイト粒子の成長を抑制する。冷却後の焼き入れ過程において、比較的高い冷却速度のせいで、より微細なベイナイトおよびマルテンサイト構造が形成される。このような構造は超高強度および良好な靭性を有する。
本発明による鋼は、次いで４９０～６６０℃の温度で焼き戻し熱処理に供され、そして焼き戻し過程において、好ましくない転位の消滅および炭窒化物の沈殿が起こる。転位の消滅は、鋼の内部応力および強度の低下を生じ、そしてその一方で、結晶中の転位、亜粒界などの微細欠陥の数の減少は、鋼の衝撃靭性を改善し得る。微細な炭窒化物の沈殿は、強度および衝撃靭性を改善するのに有益である。高温焼き戻しは、鋼の均一性を改善するのに有益である。鋼が塑性変形に供される場合、優れた均一性は伸び率を改善し得る。本発明の成分系設計と組み合わせて、焼き戻し熱処理の温度範囲を用いて、超高強度、超高靭性および超高塑性、ならびに良好な老化衝撃性能を有する鋼が形成され得る。
本発明において開示された成分および過程に従って製造された優れた低温衝撃靭性を有する、降伏比が制御された鋼は、高強度および高靭性を有する棒を要求する海上プラットフォーム係留チェーン、自動車、機械構造などの用途において使用され得る。
本発明は以下の通りの有利な効果を有する：
化学組成に関して、本発明は最適化されたＣおよびＮｉ含有量設計を採用し、そしてＣｒ、Ｍｏ、およびＮｂ、Ｖ、Ｔｉなどのマイクロ合金化元素と組み合わせて、フェライトの積層欠陥エネルギーを低下させそして靭性を改善する適量のＮｉとともに、改善された焼入性を提供する合金化元素によって微細化中間および低温変態構造を形成する。さらに、微細化焼き戻しベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、焼き入れおよび焼き戻し過程によって形成され、これは優れた構造均一性、強度および塑性を提供し得る。焼き戻し過程において、微細な分散した炭窒化物が形成されて、鋼の強度を改善しかつ靭性を確保する。
化学組成に関して、本発明は最適化されたＣおよびＮｉ含有量設計を採用し、そしてＣｒ、Ｍｏ、およびＮｂ、Ｖ、Ｔｉなどのマイクロ合金化元素と組み合わせて、フェライトの積層欠陥エネルギーを低下させそして靭性を改善する適量のＮｉとともに、改善された焼入性を提供する合金化元素によって微細化中間および低温変態構造を形成する。さらに、微細化焼き戻しベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトは、焼き入れおよび焼き戻し過程によって形成され、これは優れた構造均一性、強度および塑性を提供し得る。焼き戻し過程において、微細な分散した炭窒化物が形成されて、鋼の強度を改善しかつ靭性を確保する。
本発明によって提供される鋼のタイプは、第１焼き入れ過程のみによって対応する高強度靭性および高強度塑性を達成し得、これは第２焼き入れ過程と比較して焼き入れ工程を省略し、それによって製造のコストおよび炭素排出を低減する。従って、鋼はまた、環境に優しい鋼である。
本発明による鋼は、合理的な成分および過程設計ならびに広いプロセスウィンドウを有し、これは棒または板の大量商業的生産を実施するのに適している。
詳細な説明
本発明は、実施例および添付の図面と組み合わせて以下にさらに説明される。これらの実施例は、単に本発明の最適な実施態様を記載するために使用され、本発明の範囲にいかなる限定を行うとも意図されない。
本発明は、実施例および添付の図面と組み合わせて以下にさらに説明される。これらの実施例は、単に本発明の最適な実施態様を記載するために使用され、本発明の範囲にいかなる限定を行うとも意図されない。
本発明の実施例の組成は表１に示される。本発明の実施例による製造方法は、以下の工程を含む：精錬、鋳造、加熱、鍛造または圧延、焼き入れ処理および焼き戻し処理；鋳造過程において、ダイカストまたは連続鋳造が採用される；加熱過程において、加熱温度は１，０１０～１，２８０℃であり、そして最終圧延温度または最終鍛造温度は７２０℃以上であり；そして圧延過程において、鋼ビレットは最終仕様に直接圧延され得るか、または鋼ビレットは特定の中間ビレットサイズに圧延され、そして次いで加熱されそして最終完成製品サイズに圧延される。焼き入れ温度は、水焼き入れまたは油焼き入れを用いて８３０～１，０６０℃であり、一方、鋼の厚さまたは直径に対する焼き入れ加熱時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上である。焼き戻し温度は４９０～６６０℃であり、そして焼き戻し後に鋼に対して空冷、遅延冷却または水冷を行う。
試験方法：１．引張特性は、中国規格ＧＢ／Ｔ２２８金属材料－－周囲温度での引張試験に従って測定される；
２．衝撃性能は、ＧＢ／Ｔ２２９金属材料－－シャルピー振子式衝撃試験方法に従って測定される；および
３．ひずみ老化測定過程は、ＤＮＶ船級規則（海上係留チェーンおよび付属品。製造業者ＤＮＶＧＬ－ＣＰ－０２３７ ２０１８年７月版の認定）に由来する。
２．衝撃性能は、ＧＢ／Ｔ２２９金属材料－－シャルピー振子式衝撃試験方法に従って測定される；および
３．ひずみ老化測定過程は、ＤＮＶ船級規則（海上係留チェーンおよび付属品。製造業者ＤＮＶＧＬ－ＣＰ－０２３７ ２０１８年７月版の認定）に由来する。
本発明による製品は、高強度を有する棒を要求する海上プラットフォーム係留チェーンなどの用途において使用され得、そして棒のサイズ仕様は２００ｍｍの直径に達し得る（中国特許ＣＮ１０３６６７９５３Ａにおける丸鋼の直径は７０～１６０ｍｍしかない）。
実施例１
電気炉または転炉精錬を表１に示す組成に従って行い、次いで鋳造を行って連続鋳造ビレットまたは鋼塊を形成する。連続鋳造ビレットまたは鋼塊を１，２８０℃に加熱し、そして１，０２０℃の最終圧延温度で圧延し、そして中間ビレットのサイズは２６０＊２６０ｍｍであり；圧延後、遅延冷却を行い；中間ビレットを次いで１，０１０℃に加熱し、そして７２０℃の最終圧延温度で圧延してφ２０ｍｍの仕様を有する完成製品棒を得；圧延後、空冷を行い；次いで製品棒を焼き入れのために８３０℃で３５分間加熱し、そして水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを４９０℃で３５分間行い、そして焼き戻し後、空冷を行う。
電気炉または転炉精錬を表１に示す組成に従って行い、次いで鋳造を行って連続鋳造ビレットまたは鋼塊を形成する。連続鋳造ビレットまたは鋼塊を１，２８０℃に加熱し、そして１，０２０℃の最終圧延温度で圧延し、そして中間ビレットのサイズは２６０＊２６０ｍｍであり；圧延後、遅延冷却を行い；中間ビレットを次いで１，０１０℃に加熱し、そして７２０℃の最終圧延温度で圧延してφ２０ｍｍの仕様を有する完成製品棒を得；圧延後、空冷を行い；次いで製品棒を焼き入れのために８３０℃で３５分間加熱し、そして水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを４９０℃で３５分間行い、そして焼き戻し後、空冷を行う。
実施例２
実施工程は、加熱温度が１，２２０℃であり；最終圧延温度が９８０℃であり；中間ビレットのサイズが２６０＊２６０ｍｍであり；および圧延後、遅延冷却を行い；中間ビレットを１，０５０℃に加熱し；最終圧延温度が７７０℃であり；完成製品棒の仕様がφ６０ｍｍであり、および圧延後、水冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために８８０℃で７０分間加熱し、および油焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５４０℃で８０分間行い、および焼き戻し後、遅延冷却を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，２２０℃であり；最終圧延温度が９８０℃であり；中間ビレットのサイズが２６０＊２６０ｍｍであり；および圧延後、遅延冷却を行い；中間ビレットを１，０５０℃に加熱し；最終圧延温度が７７０℃であり；完成製品棒の仕様がφ６０ｍｍであり、および圧延後、水冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために８８０℃で７０分間加熱し、および油焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５４０℃で８０分間行い、および焼き戻し後、遅延冷却を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例３
実施工程は、加熱温度が１，１８０℃であり；最終圧延温度が９４０℃であり；完成製品棒の仕様がφ７０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９４０℃で９０分間加熱し、および油焼き入れ過程を採用し；次いで焼き戻しを５６０℃で１００分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，１８０℃であり；最終圧延温度が９４０℃であり；完成製品棒の仕様がφ７０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９４０℃で９０分間加熱し、および油焼き入れ過程を採用し；次いで焼き戻しを５６０℃で１００分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例４
実施工程は、加熱温度が１，１１０℃であり；最終圧延温度が９２０℃であり、完成製品棒の仕様がφ１１０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９６０℃で１２０分間加熱し、および水焼き入れ過程を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で１８０分間行い、および焼き戻し後、空冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，１１０℃であり；最終圧延温度が９２０℃であり、完成製品棒の仕様がφ１１０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９６０℃で１２０分間加熱し、および水焼き入れ過程を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で１８０分間行い、および焼き戻し後、空冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例５
実施工程は、加熱温度が１，０８０℃であり；最終圧延温度が９００℃であり；完成製品棒の仕様がφ１３０ｍｍであり、および圧延後、遅延冷却を行い；完成製品棒を焼き入れのために９８０℃で１７０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６１０℃で２６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，０８０℃であり；最終圧延温度が９００℃であり；完成製品棒の仕様がφ１３０ｍｍであり、および圧延後、遅延冷却を行い；完成製品棒を焼き入れのために９８０℃で１７０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６１０℃で２６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例６
実施工程は、加熱温度が１，０１０℃であり；最終圧延温度が８７０℃であり；完成製品棒の仕様がφ２００ｍｍであり、および圧延後、遅延冷却を行い；完成製品棒を焼き入れのために１，０６０℃で３５０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６６０℃で３５０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，０１０℃であり；最終圧延温度が８７０℃であり；完成製品棒の仕様がφ２００ｍｍであり、および圧延後、遅延冷却を行い；完成製品棒を焼き入れのために１，０６０℃で３５０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６６０℃で３５０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例７
実施工程は、加熱温度が１，２３０℃であり；最終圧延温度が９６０℃であり；完成製品棒の仕様がφ９０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６２０℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，２３０℃であり；最終圧延温度が９６０℃であり；完成製品棒の仕様がφ９０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６２０℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施例８
実施工程は、加熱温度が１，２００℃であり；最終圧延温度が９８０℃であり、完成製品棒の仕様がφ１００ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，２００℃であり；最終圧延温度が９８０℃であり、完成製品棒の仕様がφ１００ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
比較例１
実施工程は、加熱温度が１，１５０℃であり；最終圧延温度が９６０℃であり；完成製品棒の仕様がφ１１０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３５分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５５０℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，１５０℃であり；最終圧延温度が９６０℃であり；完成製品棒の仕様がφ１１０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９２０℃で３５分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５５０℃で６０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
比較例２
実施工程は、加熱温度が１，１２０℃であり；最終圧延温度が９４０℃であり；完成製品棒の仕様がφ１３０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９１０℃で４０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５３０℃で７０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，１２０℃であり；最終圧延温度が９４０℃であり；完成製品棒の仕様がφ１３０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９１０℃で４０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５３０℃で７０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
比較例３
実施工程は、加熱温度が１，１００℃であり；最終圧延温度が９００℃であり；完成製品棒の仕様がφ１００ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために８７０℃で５０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５２０℃で５０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，１００℃であり；最終圧延温度が９００℃であり；完成製品棒の仕様がφ１００ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために８７０℃で５０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを５２０℃で５０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
比較例４
実施工程は、加熱温度が１，０４０℃であり；最終圧延温度が８８０℃であり；完成製品棒の仕様がφ８０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９３０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で４０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
実施工程は、加熱温度が１，０４０℃であり；最終圧延温度が８８０℃であり；完成製品棒の仕様がφ８０ｍｍであり、および圧延後、空冷を行い；完成製品棒を焼き入れのために９３０℃で３０分間加熱し、および水焼き入れ処理を採用し；次いで焼き戻しを６００℃で４０分間行い、および焼き戻し後、水冷を行うこと以外は、実施例１と同じである。
本発明における実施例１～８における降伏比が制御された鋼および比較例１～４における鋼の機械特性を、上記試験方法に基づいて測定し、そして結果を表２に示す。
表１および表２から、比較例１におけるＣおよびＢは本発明の組成範囲を満足せず、従って、ベイナイトおよびフェライト層状構造に対するＣの微細化効果は十分に利用され得ないこと；および比較的高いＢ含有量は粒界でＢの偏析を引き起こし得、これは低温衝撃性能を劣化させ、鋼の低強度および低衝撃エネルギーを生じることが分かり得る。比較例２において、鋼は８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ≧４．８％を満足せず；しかし鋼の引張強度は１，１００ＭＰａに達し、積層欠陥エネルギーを低下させることにおけるＮｉの効果は十分に利用され得ず、そしてベイナイト層状構造に対するＣの微細化効果は効果的に与えられないので、鋼の低温衝撃エネルギーはかなり低い。比較例３において、ＭｎおよびＭｏの含有量は本発明の組成範囲を超え；しかしＭｎの固溶体強化効果は鋼の強度を改善し、そして１，２００ＭＰａを超える引張強度を生じ、Ｍｎは溶接過程において粒界に向かって偏析し、そしてＭｏの比較的大きい炭化物は鋼の低温靭性を低下させる傾向があるので、比較例３の鋼の衝撃エネルギーは低い。比較例４において、鋼は１．２％≦１．０８Ｍｎ＋２．１３Ｃｒ≦５．６％を満足せず、そしてＮｂ含有量は本発明の所望の組成範囲を超え、従って、ＭｎおよびＣｒの固溶体強化効果およびＣｒの炭化物沈殿強化効果は十分に利用され得ず、粗いＮｂＣ沈殿粒子の形成を生じ、従って比較例４の鋼は８９０ＭＰａの降伏強度、１，１００ＭＰａに達しない引張強度、０．８４の降伏比、および低い衝撃エネルギーしか有しない。
本発明によって提供される降伏比が制御された鋼は、９０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、７０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の８０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の６０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１５％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、１１５ＧＰａ＊Ｊ以上の強度靭性積（引張強度＊－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ）、および１６ＧＰａ＊％以上の強度塑性積（引張強度＊伸び率）を有する。
図１および図２を参照して、図１および図２から、本発明の実施例３における鋼棒の微細構造は焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトであることが分かり得る。焼き戻しベイナイトまたは焼き戻しマルテンサイトラスの幅は、０．３～２μｍである。ナノスケールの炭化物沈殿物は、ラスの内部で見られ得、そして微細な層状形状のセメンタイトは、ラスの界面に沿って５０ｎｍの厚さおよび約０．２～２μｍの長さで沈殿する。
Claims (6)
- 以下の成分を質量パーセントで含む、降伏比が制御された鋼であって：Ｃ：０．２４５～０．３６５％、Ｓｉ：０．１０～０．８０％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｃｒ：０．２０～２．５０％、Ｍｏ：０．１０～０．９０％、Ｎｂ：０～０．０８％、Ｎｉ：２．３０～４．２０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．１３％、Ｂ：０～０．００２０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０～０．０５％、Ｃａ：≦０．００４％、Ｈ：≦０．０００２％、Ｎ：≦０．０１３％、Ｏ：≦０．００２０％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ここで成分は（８．５７＊Ｃ＋１．１２＊Ｎｉ）≧４．８％および１．２％≦（１．０８＊Ｍｎ＋２．１３＊Ｃｒ）≦５．６％を満足し；および
当該降伏比が制御された鋼は、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、および９００ＭＰａ以上の降伏強度を有する。 - 降伏比が制御された鋼の微細構造が焼き戻しマルテンサイト＋焼き戻しベイナイトである、請求項１の降伏比が制御された鋼。
- 降伏比が制御された鋼が、９０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、７０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の８０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の６０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１５％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、１１５ＧＰａ＊Ｊ以上の強度靭性積（引張強度＊－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ）、および１６ＧＰａ＊％以上の強度塑性積（引張強度＊伸び率）を有する、請求項１または２の降伏比が制御された鋼。
- 以下の工程を含む、降伏比が制御された鋼の製造方法：
１）精錬および鋳造、
ここで精錬および鋳造は請求項１～３のいずれか１項における成分に従って行われ、鋳造ビレットを形成する；
２）加熱、
ここで鋳造ビレットは１，０１０～１，２８０℃の加熱温度で加熱される；
３）圧延または鍛造、
ここで最終圧延温度は７２０℃以上であり、または最終鍛造温度は７２０℃以上である；および圧延後、空冷、水冷または遅延冷却を行う；
４）焼き入れ熱処理、
ここで焼き入れは８３０～１，０６０℃の焼き入れ温度で水焼き入れまたは油焼き入れを用いて行われ、および鋼の厚さまたは直径に対する焼き入れ時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上である；および
５）焼き戻し熱処理、
ここで焼き戻し温度は４９０～６６０℃であり、鋼の厚さまたは直径に対する焼き戻し時間の比は０．２５ｍｉｎ／ｍｍ以上であり、および焼き戻し後、空冷、遅延冷却または水冷を行う。 - 降伏比が制御された鋼の微細構造が焼き戻しマルテンサイト＋焼き戻しベイナイトである、請求項４の降伏比が制御された鋼の製造方法。
- 降伏比が制御された鋼が、９０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、７０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の８０Ｊ以上の－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、５％ひずみ後の１００℃の温度で１ｈ保持後の６０Ｊ以上の－４０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ、０．８５～０．９５の降伏比、１，１００ＭＰａ以上の引張強度、９００ＭＰａ以上の降伏強度、１５％以上の伸び率、５０％以上の断面収縮率、１１５ＧＰａ＊Ｊ以上の強度靭性積（引張強度＊－２０℃でのシャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ）、および１６ＧＰａ＊％以上の強度塑性積（引張強度＊伸び率）を有する、請求項４または５の降伏比が制御された鋼の製造方法。
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