(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で、Ｃ：０．１０〜０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％（但し、０．３０％を除く）、Ｎｉ：２．５０〜４．００％、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒度が、５．５以上であることを特徴とするＮｉＣｒＭｏ鋼。
【請求項２】
前記組成に、さらに質量百分率で、Ｖ：０．１０％未満を含有することを特徴とする請求項１記載のＮｉＣｒＭｏ鋼。
【請求項３】
前記組成に、さらに質量百分率で、Ｎｂ：０．１０％未満を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉＣｒＭｏ鋼。
【請求項４】
マルテンサイト組織またはベイナイト組織、もしくはこれらの混合組織からな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ＮｉＣｒＭｏ鋼。
【請求項５】
質量百分率で、Ｃ：０．１０〜０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｉ：２．５０〜４．００％、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を用意し、該鋼に対し、熱間鍛造、焼準し、焼戻し後、８００〜９３０℃×１〜１００時間のγ化加熱処理を少なくとも１回行うことにより、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒度が、５．５以上である鋼材を得ることを特徴とするＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記組成に、さらに質量百分率で、Ｖ：０．１０％未満を含有することを特徴とする請求項５記載のＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記組成に、さらに質量百分率で、Ｎｂ：０．１０％未満を含有することを特徴とする請求項５または６に記載のＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、焼入れ性の高いＮｉＣｒＭｏ鋼の結晶粒微細化に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ＮｉＣｒＭｏＶ鋼は古くから大型タービンのローターシャフトに適用され、現在においても軸心まで均一な強度と低温靱性に優れた実用性の高い低合金鋼と位置づけられている。このため、同鋼は強度と靱性が要求される他の大型部材の候補素材としてしばしば検討される。
結晶粒微細化による強化は、一般的な強化方法の中で唯一強度を向上させつつ、延靱性の向上が可能な方法であることはよく知られており、ＮｉＣｒＭｏＶ鋼においてもその効果が期待される。しかしながら、ＮｉＣｒＭｏＶ鋼はγ化処理（α／γ逆変態）による細粒化が難しい鋼種であること、ＮｉＣｒＭｏＶ鋼を厚肉部材に適用した場合、急速昇温や加工再結晶による結晶粒微細化が一層困難となることから、ＮｉＣｒＭｏＶ鋼製の厚肉部材の結晶粒微細化は、γ化加熱と冷却（冷却は一般的に室温まで）を繰り返すことによって行われることが多く、必然的に熱処理工数が増えてしまう問題がある。
【０００３】
結晶粒微細化方法としては、ＮｂやＴｉなどの炭窒化物やＡｌＮなどの結晶粒界ピン止め効果を示す化合物を析出させることが一般的に知られている。特許文献１では、Ｎｂ、Ａｌ及びＮを適量添加し、マトリクス中にＡｌＮ及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）を析出させることによって、結晶粒微細化のみならず９９０℃以上の高温浸炭処理中の結晶粒粗大化の抑制を可能にする技術が示されている。特許文献１で開示された技術は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）等が高温においてもマトリクス中に溶解せずに安定に存在するためにもたらされるものと考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−５４０６９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の高温安定性は、Ｎｂの炭窒化物形成傾向が強いことに起因するが、熱間鍛錬工程などで、ゆっくりと部材温度が低下する場合には、この安定性が高いゆえに、冷却中にＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出、粗大化する。結晶粒界ピン止め粒子が粗大化してしまうと、その後の熱処理工程での結晶粒界ピン止め効果が低下或いは無くなるほか、延靱性の低下の原因にもなり得る。また、大型の鋼塊を溶製する場合には、ＮｂやＴｉなどの炭化物形成傾向の強い元素は、凝固偏析を助長し、内部性状の悪化の原因にもなり得る。したがって、ＮｂやＴｉのような高温安定性の高い炭化物や窒化物を形成する元素を添加する方法は、厚肉部材における結晶粒微細化方法として適用しにくい。
【０００６】
本発明は、上記事情を背景になされたものであり、ＮｂやＴｉなどと比較して高温安定性が低いＡｌＮに着目し、そのピン止め作用を最大限に引き出すための化学組成を定め、前述の方法で結晶粒微細化が難しいＮｉＣｒＭｏＶ鋼製の厚肉部材において、γ化処理を繰り返さずに、結晶粒微細化できるＮｉＣｒＭｏ鋼およびＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法を提案するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、物理的に加熱、及び冷却速度を大きくすることが困難で、また中心部が狙いの温度になるまでに長時間を要する厚肉部材において、従来のＮｉＣｒＭｏＶ鋼より少ないγ化回数で微細な結晶粒を得るために必要な化学組成の検討を行い、以下の点を明らかにした。なお、本願発明としては上記厚肉部材に限定されるものではない。
【０００８】
特定量のＡｌ及びＮ含有させ、かつＶを未含有または特定量以下の含有量に制限すると、所定温度の熱処理において結晶粒が微細化する。これは、Ｖ含有量を０または従来の一般的なＮｉＣｒＭｏＶ鋼よりも減少させると、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の析出量も減少するため、必然的に結晶粒界ピン止め作用のあるＡｌＮの析出量が増加することによる。
【０００９】
上記、結晶粒微細化効果を示す特定量のＡｌ、Ｎ及びＶを含有した状態で、さらにＮｂを添加しても、上記同様の熱処理条件下ではＮｂ添加による追加の結晶粒微細化の効果は現れない。
【００１０】
結晶粒微細化効果を示す特定量のＡｌ、Ｎを含有し、または所望によってさらにＶを含有した状態で、Ｃｒ含有量を特定の組成範囲内で増加した場合、わずかであるがさらに結晶粒が微細化する。
【００１１】
結晶粒微細化効果を示す特定量のＡｌ、Ｎを含有し、または所望によってさらにＶを含有した状態で、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏは特定の組成範囲内において、狙いの機械的特性に合わせて含有量を変動させることができる。
【００１２】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものであり、その内容を以下に示す。
【００１３】
すなわち、本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼のうち、第１の本発明は、質量百分率で、Ｃ：０．１０〜０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％（但し、０．３０％を除く）、Ｎｉ：２．５０〜４．００％、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒度が、５．５以上であることを特徴とする。
【００１４】
第２の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼は、前記本発明において、前記組成に、さらに質量百分率で、Ｖ：０．１０％未満を含有することを特徴とする。
【００１５】
第３の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼は、前記本発明において、前記組成に、さらに質量百分率で、Ｎｂ：０．１０％未満を含有することを特徴とする。
【００１６】
第４の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼は、前記本発明において、マルテンサイト組織またはベイナイト組織、もしくはこれらの混合組織からなることを特徴とする。
【００１７】
第５の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法は、質量百分率で、Ｃ：０．１０〜０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｉ：２．５０〜４．００％、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を用意し、該鋼に対し、熱間鍛造、焼準し、焼戻し後、８００〜９３０℃×１〜１００時間のγ化加熱処理を少なくとも１回行うことにより、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した旧オーステナイト結晶粒度が、５．５以上である鋼材を得ることを特徴とする。
第６の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法は、前記本発明において、前記組成に、さらに質量百分率で、Ｖ：０．１０％未満を含有することを特徴とする。  
第７の本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼材の製造方法は、前記本発明において、前記組成に、さらに質量百分率で、Ｎｂ：０．１０％未満を含有することを特徴とする。
【００１８】
以下に、本発明で規定する内容について説明する。なお、下記で示す成分は、いずれも質量百分率で示されている。
【００１９】
Ｃ：０．１０〜０．３０％未満
Ｃはマトリクス中に固溶し、固溶強度を与えるとともに、他の合金元素と合金炭化物を形成し、マトリクス中に析出することで目的となる強度の増加をもたらすため、０．１％以上添加する。しかし、多すぎると加工性や靱性の低下を招く。よってその範囲を０．１０〜０．３０％未満に限定する。
【００２０】
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％未満
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素であるが、凝固偏析を助長する元素であるため、多すぎると鋼中が不均一な組織となり、靱性の低下を招く。よってその範囲を０．０５〜０．３０％未満に限定する。なお、好適な態様としては、上限を０．２０％とするのが望ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．２０〜１．００％
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であるため、焼入れ性を向上させ、強度を高める効果がある。ただし、０．２０％未満であると焼入れ性が不十分となり、一方、１．００％を超えると、材料が硬くなって加工性が低下する。よってその範囲を０．２０〜１．００％とする。なお、同様の理由で、好適な態様としては、下限を０．３０％、上限を０．９０％とするのが望ましい。
【００２２】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界の脆化を招く元素であるため、不純物としてその範囲を０．０１５％以下に限定する。
【００２３】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、Ｍｎと化合して硫化物系介在物を形成するが、多すぎると粗大な硫化物系介在物が増え、靱性の低下を招く。よって、不純物として、その範囲を０．０１５％以下に限定する。
【００２４】
Ｃｒ：１．５０〜２．００％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上をもたらす元素である。一方で、過度の含有は、材料が硬くなって加工性が低下する。よって、その範囲を１．５０〜２．００％に限定する。
【００２５】
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏは焼戻しの強度低下を低減する役割を果たすが、過剰な添加は靱性の低下を招く。よってその範囲を０．１０〜０．５０％に限定する。なお、好適な態様としては、上限を０．３０％とするのが望ましい。
【００２６】
Ｎｉ：２．５０〜４．００％
Ｎｉは母相に固溶し焼入れ性を高め、高強度化及び高靱性化に寄与する元素である。ただし、２．５０％未満であると焼入れ性が不足し、強度の低下を招く。一方、過度の含有は、材料が硬くなりすぎて加工性の低下を招く。よって、その範囲を２．５０〜４．００％に限定する。なお、好適な態様としては、下限を３．００％、上限を３．８０％とするのが望ましい。
【００２７】
Ｖ：０．１０％未満
Ｖは、ＣやＮと化合しＶ（Ｃ，Ｎ）を形成するため、ＡｌＮの形成に大きく影響を及ぼす。多量に含有すると多量のＶ（Ｃ，Ｎ）が形成され、ＡｌＮの析出量、析出温度が変化し、ＡｌＮのピン止め作用が低下する。したがって、Ｖは、無添加または含有する場合は、その含有量を０．１０％未満に限定する。なお、好適な態様としては、上限を０．０７％とするのが望ましい。また、Ｖを強化元素とするために、含有量の下限は、０．０３％とするのが望ましい。Ｖを無添加とする場合、不可避不純物として０．０３％未満で含有してもよく、０．０１％以下が望ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．０１〜０．０３％
ＡｌはＡｌＮとして析出し、結晶粒界をピン止めする。少なすぎるとピン止めに効果があるＡｌＮ粒子数が不足し、結晶粒が微細化せず、多すぎるとＡｌＮが粗大化し、延靱性の低下を招く。よってその範囲を０．０１〜０．０３％とする。なお、好適な態様としては、上限を０．０２５％とするのが望ましい。
【００２９】
Ｎ：０．００５〜０．０１５％
Ｎは、ＡｌやＶと化合し、ＡｌＮやＶ（Ｃ，Ｎ）として析出する。少なすぎると、ピン止めに効果があるＡｌＮの析出物粒子数が不足し、結晶粒微細化せず、多すぎると析出物の粗大化、それによる延靱性の低下を招く。よってその範囲を０．００５〜０．０１５％とする。なお、好適な態様としては、上限を０．０１０％とするのが望ましい。
【００３０】
Ｎｂ：０．１０％未満
Ｎｂは、熱間鍛造時などの高温域、例えば１０００℃〜１１５０℃での粒界ピン止め効果を持たせることができ、所望により含有させることができる。その場合、下限量を０．０１％とするのが望ましい。さらに、０．０３％以上とするのが一層望ましい。また、Ｎｂは、不可避不純物として０．０１％未満含有するものであってもよい。
【００３１】
組織
本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼は、調質後において、マルテンサイト組織またはベイナイト組織もしくは、これらの混合組織を有する。
調質（焼入れ）の際に、加熱後、８００〜２００℃までの平均冷却速度が５０℃／分以下でも、上記組織を形成することができる。
【００３２】
昇温速度
本発明は、肉厚部材ゆえに熱処理中の中心部の昇温速度が２００℃／時間以下となってしまうＮｉＣｒＭｏ鋼製の肉厚部材に好適に適用される。例えば、肉厚が１００ｍｍ以上の部材が挙げられる。
【００３３】
最終γ化温度
最終γ化処理は、８００℃〜９３０℃で行うことができる。例えば１００時間を超えて保持しても、結晶粒はほとんど粗大化しないため、調質温度は狙いの機械的特性や部材の肉厚などに応じて、この温度範囲内で自由に選択できる。
【００３４】
本発明のＮｉＣｒＭｏ（Ｖ）鋼は、結晶粒径において、鍛鋼部材の一般的な熱間鍛造、熱処理（焼準し、焼戻し）工程後、１回のγ化処理でＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠した結晶粒度が、５．５以上となる。細粒化された組織によって、強度が向上し、優れた靱性、疲労特性をもたらす。
【発明の効果】
【００３５】
以上に述べたように、本発明によれば急速昇温できない厚肉部材においても繰り返しγ化処理をしなくても、ＡｌＮの結晶粒界ピン止め効果を利用して結晶粒微細化が可能となる。結晶粒微細化は強度や靱性等の機械的性質の観点からも有利であり、結晶粒微細化によって材料特性が向上したＮｉＣｒＭｏ鋼製部材を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のＮｉＣｒＭｏ鋼は常法により溶製することができる。溶製により得られる鋼塊は、必要に応じて鍛造等の加工や焼準し等の予備熱処理を実施し、さらに調質を行う。それらの鍛造等や熱処理は常法により行うことができ、本発明としては特定の条件に限定されるものではない。
【００３７】
ただし、結晶粒微細化にはγ化加熱温度を適正に定めるのが望ましく、好適な態様としては、８００℃から９３０℃の温度範囲内とするのが望ましい。さらに、上限は８７０℃とするのが一層望ましい。８００℃よりも低温となると未再結晶粒が残存し整粒が得られなくなり、９３０℃よりも高温では、温度増加とともに徐々に結晶粒が粗大化する。加熱時間は特に限定されるものではないが、例えば１〜１００時間で行うことができる。８００〜９３０℃から常法による冷却を施すとマルテンサイト組織又はベイナイト組織、又はそれらの混合組織が得られる。
焼入れ時の冷却は、要求される機械的特性や部材の肉厚に応じて、水冷、油冷、空冷、炉冷などを用いることができる。
【００３８】
また、調質工程の焼戻しは、強靭性や割れ感受性に大きな影響を及ぼすものの、結晶粒度に関してすべての熱処理は無関係と言ってよい熱処理工程である。よって、適用する部材にあった焼戻し条件を常法により行えば良い。例えば、強度や硬さが必要な場合は１５０〜２００℃、延靱性が必要な場合は５５０〜６００℃の条件を示すことができる。但し、焼戻し脆化が起こるような温度、例えば５００℃で長時間保持する条件で実施することは避けた方が良い。
結晶粒度番号および整粒であるか否かの判定は、日本工業規格Ｇ０５５１“鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法”によって判定することができ、光学顕微鏡などの装置を用いて判定が可能である。組織についても光学顕微鏡を用いて判定が可能である。
本願発明の調質を経た鋼材は、一般的な熱処理条件、すなわち熱間鍛造、焼準し、焼戻し、焼入れ後、上記基準における結晶粒度で、５．５以上の整粒を示している。
【実施例１】
【００３９】
以下に、本発明の実施例を説明する。表１に示す組成の鋼種を５０ｋｇ真空誘導溶解炉で溶製し、得られた鋼塊を９０×９０ｍｍの断面の角柱形状に鍛造した。その後、９００℃×６時間で焼準、６７０℃×１２時間で焼戻し、９００℃×２０時間保持後、水焼入れを実施した。その後、γ化処理の繰り返し効果を確認するため、８４０℃×５時間保持後、水焼入れを１〜２回実施した。なお、急速昇温による結晶粒微細化効果が出現すると、ＡｌＮによる結晶粒微細化効果の程度を確認できないため、すべての熱処理の昇温速度は肉厚部材を想定して４０℃／時間とした。
【００４０】
【表１】
0006506978.tif 000002
【００４１】
表２に各鋼種の（１）熱間鍛造−焼準し（Ｎ）−焼戻し（Ｔ）−焼入れ（Ｑ）後、（２）熱間鍛造−Ｎ−Ｔ−Ｑ−Ｑ後、（３）熱間鍛造−Ｎ−Ｔ−Ｑ−Ｑ−Ｑ後の結晶粒度測定結果を示す。結晶粒度は、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠して測定した。
【００４２】
本実施例では、試料１の（１）の熱処理後の結晶粒度番号４．５と比較して、結晶粒微細化効果の有無を判定する。試料１と試料２の比較から、単にＡｌ及びＮを添加しただけでは結晶粒度番号はほとんど変わらず、結晶粒微細化効果が現れなかった。しかし、試料３、４及び５のように、Ａｌ及びＮを添加しつつ、Ｖ量を低減した場合には、結晶粒度番号は６以上となり、結晶粒微細化効果が確認された。試料６及び７は、Ａｌ及びＮを添加せずに、Ｖ量のみを変動させた鋼であるが、結晶粒度番号は４程度であり、結晶粒微細化効果は認められなかった。以上の結果から、Ａｌ及びＮを添加しつつ、Ｖ量を０．１％未満に低減させなければ結晶粒細粒化効果が無いことがわかった。
【００４３】
試料８〜１１のように、Ａｌ、Ｎ及びＶ量を結晶粒微細化効果を示す量に制御しつつ、ＮｉやＭｎ量を増加させても、結晶粒度番号は６以上を示し、Ｖとは異なりＮｉ及びＭｎの増量はＡｌＮの結晶粒微細化効果を低下させるものではないことがわかった。
【００４４】
試料９の組成に対しＮｂを添加した試料１２は、結晶粒度番号が６．９であり、試料９のそれと同程度であったことから、Ａｌ、Ｎ及びＶ量を結晶粒微細化効果を示す量に制御した状態では、Ｎｂ添加の結晶粒微細化効果はほとんどないと推察される。
【００４５】
試料１３及び１４はＣｒを増量した鋼であるが、結晶粒度番号がわずかに大きいことから、Ｃｒ増量は結晶粒微細化に有効であると言える。
熱処理（１）にＱを追加した熱処理（２）及び（３）後は、いずれも結晶粒が微細になったが、試料１は結晶粒度６以上となるのは、熱処理（１）にＱを２回追加した条件であり、試料１は発明鋼と比べてＱを２回追加しなければならないことがわかった。
【００４６】
【表２】
0006506978.tif 000003
【００４７】
表３に同条件で調質した試料１及び試料５の室温の引張強度、伸び、シャルピー衝撃値を表す。結晶粒が微細な試料５は、比較材の試料１と比べ、引張特性こそほとんど変わらないものの、衝撃値が１．５倍以上高い値を示した。
【００４８】
【表３】
0006506978.tif 000004
【００４９】
以上、本発明について上記実施形態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適宜の変更が可能である。