NiCrMo 钢及NiCrMo 钢材的制造方法
阅读：195发布：2020-10-06
专利汇可以提供NiCrMo 钢及NiCrMo 钢材的制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及NiCrMo 钢 及NiCrMo钢材的制造方法。本发明涉及一种NiCrMo钢，其特征在于，具有如下组成：以 质量 百分率计含有C：0.10％以上且低于0.30％、Si：0.05％以上且低于0.30％、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％和V：低于0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。，下面是NiCrMo 钢及NiCrMo 钢材的制造方法专利的具体信息内容。
1.一种NiCrMo钢，其特征在于，具有如下组成：
以质量百分率计含有C：0.10％以上且低于0.30％、Si：0.05％以上且低于0.30％、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％和V：低于0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.如权利要求1所述的NiCrMo钢，其特征在于，所述组成以质量百分率计进一步含有Nb：低于0.10％。
3.如权利要求1或2所述的NiCrMo钢，其特征在于，包含马氏体组织或贝氏体组织、或者它们的混合组织。
4.一种NiCrMo钢材的制造方法，其特征在于，对钢进行热锻、正火、回火，然后，进行至少一次的800～930℃、1～100小时的γ化加热处理，由此得到依据JIS G0551：2013的原奥氏体结晶粒度号为5.5以上的钢材，其中，
所述钢具有如下组成：以质量百分率计含有C：0.10％以上且低于0.30％、Si：0.05％以上且低于0.30％、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％和V：低于
0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
5.如权利要求4所述的NiCrMo钢材的制造方法，其特征在于，所述组成以质量百分率计进一步含有Nb：低于0.10％。
NiCrMo钢及NiCrMo钢材的制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及淬透性高的NiCrMo钢的晶粒微细化。
背景技术
[0002] NiCrMoV钢从以前一直应用于大型涡轮机的转子轴，现在也被定位为至轴心为止均匀的强度和低温韧性优良的实用性高的低合金钢。因此，经常研究将该钢作为要求强度和韧性的其他大型构件的候选原材料。
[0003] 已知基于晶粒微细化的强化是通常的强化方法中唯一能够提高强度并且提高延韧性的方法，在NiCrMoV钢中也期待该效果。但是，NiCrMoV钢是难以利用γ化处理(α/γ逆相变)进行细粒化的钢种，在将NiCrMoV钢应用于厚壁构件的情况下，利用快速升温、加工再结晶的晶粒微细化变得更加困难，因此，NiCrMoV钢制的厚壁构件的晶粒微细化大多通过重复进行γ化加热和冷却(冷却通常至室温为止)来进行，必然存在热处理工时增加的问题。
[0004] 作为晶粒微细化方法，通常已知使Nb、Ti等的碳氮化物、AlN等显示晶界钉扎效应的化合物析出的方法。在专利文献1中公开了如下技术：添加适量的Nb、Al和N，在基体中析出AlN和Nb(C,N)，由此，不仅能够实现晶粒微细化，还能够抑制990℃以上的高温渗碳处理中的晶粒粗大化。认为专利文献1中公开的技术是由于Nb(C,N)等即使在高温下也稳定存在而不会溶于基体中而得到的。
[0005] 现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1：日本特开2000-54069号公报
发明内容
[0008] 发明所要解决的问题
[0009] Nb(C,N)的高温稳定性起因于Nb的碳氮化物形成倾向强，但在热锻工序等中构件温度缓慢降低的情况下，由于该稳定性高，在冷却中Nb(C,N)析出、粗大化。晶界钉扎粒子粗大化时，除了之后的热处理工序中的晶界钉扎效应降低或消失以外，还可能成为延韧性降低的原因。另外，在对大型的钢锭进行熔炼时，Nb、Ti等碳化物形成倾向强的元素助长凝固偏析，也可能成为内部性状变差的原因。因此，添加Nb、Ti这样的形成高温稳定性高的碳化物、氮化物的元素的方法难以作为厚壁构件中的晶粒微细化方法应用。
[0010] 本发明是以上述情况为背景而完成的，着眼于与Nb、Ti等相比高温稳定性低的AlN，确定用于最大限度地发挥其钉扎作用的化学组成，提出在难以利用上述方法进行晶粒微细化的NiCrMoV钢制的厚壁构件中能够进行晶粒微细化而不重复进行γ化处理的NiCrMo钢及NiCrMo钢材的制造方法。
[0011] 用于解决问题的方法
[0012] 本发明人对于难以物理性地增大加热和冷却速度并且至中心部达到目标温度为止需要长时间的厚壁构件中用于以比以往的NiCrMoV钢少的γ化次数得到微细晶粒所需要的化学组成进行了研究，明确了以下的事项。需要说明的是，本申请发明不限于上述厚壁构件。
[0013] 在含有特定量的Al和N并且不含有V或将V限制为特定量以下的含量时，在规定温度的热处理中晶粒发生微细化。这是因为，若使V含量为0或与以往的一般的NiCrMoV钢相比减少，则V(C,N)的析出量也减少，因此，具有晶界钉扎作用的AlN的析出量必然增加。
[0014] 在上述含有显示晶粒微细化效果的特定量的Al、N和V的状态下，即使进一步添加Nb，在上述同样的热处理条件下也不会表现出由Nb添加产生的追加的晶粒微细化的效果。
[0015] 在含有显示晶粒微细化效果的特定量的Al、N、或者根据期望进一步含有V的状态下，在特定的组成范围内增加Cr含量时，虽然程度轻微，但晶粒进一步微细化。
[0016] 在含有显示晶粒微细化效果的特定量的Al、N、或者根据期望进一步含有V的状态下，能够使Ni、Si、Mn和Mo在特定的组成范围内根据目标机械特性而改变含量。
[0017] 本发明是基于上述见解而完成的，其内容如下所示。
[0018] 即，本发明涉及以下的(1)～(5)。
[0019] (1)一种NiCrMo钢，其特征在于，具有如下组成：
[0020] 以质量百分率计含有C：0.10％以上且低于0.30％、Si：0.05％以上且低于0.30％、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％和V：低于0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0021] (2)如(1)所述的NiCrMo钢，其特征在于，所述组成以质量百分率计进一步含有Nb：低于0.10％。
[0023] (4)一种NiCrMo钢材的制造方法，其特征在于，对钢进行热锻、正火、回火，然后，进行至少一次的800～930℃、1～100小时的γ化加热处理，由此得到依据JIS G0551：2013的原奥氏体结晶粒度号为5.5以上的钢材，其中，
[0024] 所述钢具有如下组成：以质量百分率计含有C：0.10％以上且低于0.30％、Si：0.05％以上且低于0.30％、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％和V：低于0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.00％、Mo：0.10～0.50％、Ni：2.50～4.00％、Al：0.01～0.03％、N：0.005～0.015％和V：低于0.10％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0025] (5)如(4)所述的NiCrMo钢材的制造方法，其特征在于，所述组成以质量百分率计进一步含有Nb：低于0.10％。
[0026] 发明效果
[0027] 根据本发明，对于不能进行快速升温的厚壁构件而言，即使不进行重复γ化处理，也能够利用AlN的晶界钉扎效应而进行晶粒微细化。晶粒微细化从强度、韧性等机械性质的观点考虑也是有利的，能够提供通过晶粒微细化提高了材料特性的NiCrMo钢制构件。
具体实施方式
[0028] 以下，对本发明中规定的内容进行说明。需要说明的是，在下文中示出的成分均以质量百分率计表示。
[0029] 在此，“质量％”、“质量比”和“质量ppm”分别与“重量％”、“重量比”和“重量ppm”含义相同。
[0030] C：0.10％以上且低于0.30％
[0031] C固溶在基体中而提供固溶强度，并且，与其他合金元素形成合金碳化物而析出在基体中，由此增加作为目标的强度，因此添加0.10％以上。但是，若过多，则导致加工性、韧性的降低。因此，将其范围限定为0.10％以上且低于0.30％。
[0032] Si：0.05％以上且低于0.30％
[0033] Si是铁素体的固溶强化元素，但是，其是助长凝固偏析的元素，因此，若过多，则钢中形成不均匀的组织，导致韧性的降低。因此，将其范围限定为0.05％以上且低于0.30％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将上限设定为0.20％。
[0034] Mn：0.20～1.00％
[0035] Mn是奥氏体稳定化元素，因此具有提高淬透性、提高强度的效果。但是，若低于0.20％，则淬透性变得不充分，另一方面，若超过1.00％，则材料变硬而加工性降低。因此，将其范围设定为0.20～1.00％。需要说明的是，出于同样的理由，作为优选的方式，期望将下限设定为0.30％、将上限设定为0.90％。
[0036] P：0.015％以下
[0037] P是在原奥氏体晶界发生偏析而导致晶界的脆化的元素，因此，作为杂质，将其范围限定为0.015％以下。
[0038] S：0.015％以下
[0039] S与Mn化合而形成硫化物系夹杂物，若过多，则粗大的硫化物系夹杂物增加，导致韧性的降低。因此，作为杂质，将其范围限定为0.015％以下。
[0040] Cr：1.50～2.00％
[0042] Mo：0.10～0.50％
[0043] Mo发挥减少回火的强度降低的作用，但过量的添加会导致韧性的降低。因此，将其范围限定为0.10～0.50％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将上限设定为0.30％。
[0044] Ni：2.50～4.00％
[0045] Ni是固溶于母相而提高淬透性、有助于高强度化和高韧性化的元素。但是，若低于2.50％，则淬透性不足，导致强度的降低。另一方面，过度的含有会使材料变得过硬而导致加工性的降低。因此，将其范围限定为2.50～4.00％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将下限设定为3.00％、将上限设定为3.80％。
[0046] V：低于0.10％
[0047] V与C、N化合而形成V(C,N)，因此对AlN的形成产生显著影响。若大量含有，则形成大量的V(C,N)，AlN的析出量、析出温度发生变化，AlN的钉扎作用降低。因此，V为不添加，或者在含有时将其含量限定为低于0.10％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将上限设定为0.07％。另外，为了将V作为强化元素，期望将含量的下限设定为0.03％。在不添加V的情况下，作为不可避免的杂质，可以含有低于0.03％，期望0.01％以下。
[0048] Al：0.01～0.03％
[0049] Al以AlN的形式析出而将晶界钉扎。若过少，则对钉扎有效的AlN粒子数不足，晶粒不能微细化，若过多，则AlN粗大化，导致延韧性的降低。因此，将其范围设定为0.01～0.03％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将上限设定为0.025％。
[0050] N：0.005～0.015％
[0051] N与Al、V化合而以AlN、V(C,N)的形式析出。若过少，则对钉扎有效的AlN的析出物粒子数不足，不能进行晶粒微细化，若过多，则导致析出物的粗大化、由该粗大化引起的延韧性的降低。因此，将其范围限定为0.005～0.015％。需要说明的是，作为优选的方式，期望将上限设定为0.010％。
[0052] Nb：低于0.10％
[0053] Nb能够在热锻时等的高温范围、例如1000℃～1150℃下具有晶界钉扎效应，可以根据需要含有。该情况下，期望将下限量设定为0.01％，更期望设定为0.03％。另外，Nb作为不可避免的杂质，可以含有低于0.01％。
[0054] 组织
[0055] 本发明的NiCrMo钢在调质后具有马氏体组织或贝氏体组织、或者它们的混合组织。
[0056] 调质(淬火)时，在加热后，即使800至200℃的平均冷却速度为50℃/分钟以下，也能够形成上述组织。
[0057] 升温速度
[0058] 本发明适合应用于由于厚壁构件而使热处理中的中心部的升温速度为200℃/小时以下的NiCrMo钢制的厚壁构件。例如，可以列举壁厚为100mm以上的构件。
[0059] 最终γ化温度
[0060] 最终γ化处理可以在800℃～930℃下进行。即使保持例如超过100小时，晶粒也几乎不发生粗大化，因此，调质温度可以根据目标机械特性、构件的壁厚等在该温度范围内自由选择。
[0061] 对于结晶粒径而言，本发明的NiCrMo(V)钢在锻钢构件的通常的热锻、热处理(正火、回火)工序后，通过一次γ化处理，依据JIS G0551：2013的结晶粒度号达到5.5以上。利用细粒化后的组织，强度提高，得到优良的韧性、疲劳特性。
[0062] 以下，对本发明的一个实施方式进行说明。
[0063] 本发明的NiCrMo钢可以通过常规方法进行熔炼。通过熔炼得到的钢锭根据需要实施锻造等加工、正火等预热处理，进一步进行调质。这些锻造等、热处理可以通过常规方法进行，本发明不限于特定的条件。
[0064] 但是，晶粒微细化中，期望适当确定γ化加热温度，作为优选的方式，期望设定为800℃至930℃的温度范围内。此外，更期望将上限设定为870℃。若比800℃更低温，则未再结晶晶粒残留而得不到整粒，在比930℃更高温时，随着温度增加，晶粒缓慢粗大化。加热时间没有特别限定，例如可以进行1～100小时。若从800～930℃起实施利用常规方法的冷却，则可以得到马氏体组织或贝氏体组织、或者它们的混合组织。
[0065] 关于淬火时的冷却，可以根据所要求的机械特性、构件的壁厚而使用水冷、油冷、空冷、炉冷等。
[0066] 另外，调质工序的回火虽然会对强韧性、裂纹敏感性产生显著影响，但全部热处理都是可以说与结晶粒度没有关系的热处理工序。因此，使用与所应用的构件相匹配的回火条件通过常规方法进行即可。例如，在需要强度、硬度的情况下，可以示出150～200℃的条件，在需要延韧性的情况下，可以示出550～600℃的条件。但是，避免在引起回火脆化的温度、例如500℃下长时间保持的条件下实施更佳。
[0067] 结晶粒度号和是否为整粒的判定可以根据日本工业标准(JIS)G0551：2013“钢-结晶粒度的显微镜试验方法”来进行判定，可以使用光学显微镜等装置进行判定。对于组织，也可以使用光学显微镜进行判定。
[0068] 本申请发明的经过调质后的钢材在通常的热处理条件、即热锻、正火、回火、淬火后，显示出以上述基准中的结晶粒度号计为5.5以上的整粒。
[0069] [实施例]
[0070] 以下，对本发明的实施例进行说明。将表1所示的组成(余量为Fe)的钢种在50kg真空感应熔化炉中进行熔炼，将所得到的钢锭锻造成90×90mm的截面的棱柱形状。然后，在900℃、6小时的条件下进行正火，在670℃、12小时的条件下进行回火，进行900℃、20小时的保持后，实施水淬火。然后，为了确认γ化处理的重复效果，进行840℃、5小时的保持后，实施一～两次的水淬火。需要说明的是，若出现由快速升温引起的晶粒微细化效果，则不能确认由AlN引起的晶粒微细化效果的程度，因此，全部热处理的升温速度都假设为厚壁构件而设定为40℃/小时。
[0071] [表1]
[0072]
[0073] 表2中示出了各钢种的(1)热锻-正火(N)-回火(T)-淬火(Q)后的结晶粒度号测定结果、(2)热锻-N-T-Q-Q后的结晶粒度号测定结果、(3)热锻-N-T-Q-Q-Q后的结晶粒度号测定结果。结晶粒度号依据JIS G0551：2013进行测定。需要说明的是，在本说明书中，JIS G0551：2013的内容作为参考并入本说明书中。
[0074] 在本实施例中，与试样1的(1)的热处理后的结晶粒度号4.5进行比较来判定晶粒微细化效果的有无。根据试样1与试样2的比较，仅添加了Al和N时，结晶粒度号几乎没有变化，未表现出晶粒微细化效果。但是，如试样3、4和5那样，在添加了Al和N并且降低了V量的情况下，结晶粒度号为6以上，确认到晶粒微细化效果。试样6和7是未添加Al和N而仅改变了V量的钢，结晶粒度号为4左右，未观察到晶粒微细化效果。由以上的结果可知，如果不在添加Al和N的同时将V量降低至低于0.1％，则不具有晶粒细粒化效果。
[0075] 如试样8～11那样，即使将Al、N和V量控制为显示晶粒微细化效果的量并且增加Ni、Mn量，结晶粒度号也显示出6以上，可知与V不同，Ni和Mn的增量并不会使AlN的晶粒微细化效果降低。
[0076] 在试样8的组成中添加了Nb的试样12的结晶粒度号为6.9，与试样8的结晶粒度号为相同程度，因此推测，在将Al、N和V量控制为显示晶粒微细化效果的量的状态下，几乎没有Nb添加的晶粒微细化效果。
[0077] 试样13和14是增加了Cr量的钢，结晶粒度号稍大，因而可以说Cr增量对晶粒微细化是有效的。
[0078] 在热处理(1)中追加了Q的热处理(2)和(3)后，晶粒均变得微细，但试样1达到结晶粒度号6以上的是在热处理(1)中追加了两次Q的条件，可知与发明钢相比，试样1必须追加两次Q。
[0079]
[0080] 表3示出了在相同条件下进行调质后的试样1和试样5的室温的拉伸强度、伸长率、夏比冲击值。晶粒为微细的试样5与比较材料的试样1相比，虽然拉伸特性几乎没有变化，但冲击值显示出1.5倍以上的高值。
[0081] [表3]
[0082]
[0083] 以上，基于上述实施方式对本发明进行了说明，但在不脱离本发明范围的情况下可以进行适当的变更。
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