JP2015074808A - 鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】降伏強度が６２０ＭＰａ以上で、引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度で極低温環境下でも９％Ｎｉ鋼並みの低温靭性を有するＮｉ低減型の極低温用鋼材の提供。
【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：５〜８％、Ｃｒ：０．６〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％及びＲＥＭ：０〜０．００２０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、（１）式を満たす鋼材。ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ≦２５×１０−5・・・（１）［元素記号はその元素の含有量（質量％）］
【選択図】なし
【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：５〜８％、Ｃｒ：０．６〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％及びＲＥＭ：０〜０．００２０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、（１）式を満たす鋼材。ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ≦２５×１０−5・・・（１）［元素記号はその元素の含有量（質量％）］
【選択図】なし
Description
本発明は、鋼材およびその製造方法に関する。
ＬＮＧなどの低温物質の貯槽タンクには、安全性を確保するため、優れた破壊靱性を有する鋼材が用いられる。例えば、９％Ｎｉ鋼などである。
従来、９％Ｎｉ鋼においては、Ｐ、Ｓなどの不純物の低減、Ｃの低減、さらには３段熱処理法、即ち、「焼入れ（Ｑ）、二相域焼入れ（Ｌ）および焼戻し（Ｔ）」という熱処理の採用など、種々の改善が行われてきた。一方で、含Ｎｉ鋼の強度および靱性向上に有効な合金元素としてＭｏの添加が検討されてきた。
近年、合金元素価格の高騰などで鋼材の価格が急騰しており、９％Ｎｉ鋼と同等以上の性能（例えば、靱性）を有する、Ｎｉ含有量を低減した鋼材の開発が必要となってきている。このような低Ｎｉ型鋼材に関する従来技術としては下記のものがある。
特許文献１には、４．０〜７．５％のＮｉを含有し、Ｍｓ点が３７０℃以下となる低温用鋼が開示されている。特許文献２および３には、１．５〜９．５％のＮｉと０．０２〜０．０８％のＭｏを含有する鋼が開示されている。特許文献４には５．０〜１０．０のＮｉと０．００１５〜０．００４０％を含有する低温用鋼が開示されている。
特許文献１に記載されるのは、Ｎを含有しない鋼材であり、また、７００〜９００℃での圧下率を２０〜９０％にすることが記載されているが、１パス当たりの圧下率は明示されていない。
特許文献２および３に記載されるのは、Ｎを含有しない鋼材であり、４００℃以下で水冷を停止するＤＱ−ＬＴの製造法が開示されているが、加熱温度や圧延の条件は不明である。
特許文献４には、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下と広範な化学組成が記載されているが、具体例では、Ｃｒは最大０．５１％、Ｍｏは最大０．１７％の含有にとどまっている。
あらゆる構造物において、脆性破壊による崩壊は瞬時に構造物全体が崩壊し甚大な被害が想定されることから、絶対に避けるべき破壊形態である。したがって、貯蔵タンク等の建造物は脆性破壊の発生を避けるべく設計がなされているものの、設計を上回る外力の発生や施工に起因する欠陥など、設計者の想定外の異常事態に起因して脆性破壊が発生してしまう場合を考慮する必要がある。脆性破壊が発生すると極めて高速のき裂伝ぱにより脆性破壊が構造物全体に広がって構造物全体が破壊してしまう。したがって、万が一脆性き裂が発生しても発生した脆性き裂伝ぱを停止させることができる特性が求められる。この特性を一般的に「アレスト特性」と呼ぶ。簡易的にアレスト特性を知るには、三面スリットシャルピー吸収エネルギーを測定するのがよい。
優れた特性を有する低温用鋼を合理的に製造する方法を開発することは極めて重要である。しかし、特性を追求するあまり、特異な製造条件により製品不良が生じた場合、Ｎｉ量低減によるコストダウンを相殺してしまう。そのため歩留まり率および特性が良好となる最良な成分、製造方法を開発することが求められている。特許文献１〜４には、製造時の歩留まりに関する記述はない。
本発明は、９％Ｎｉ鋼よりも少ないＮｉ含有量で、９％Ｎｉ鋼と同等の性能を有する鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。より具体的には、降伏強度が６２０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度と、極低温環境下でも９％Ｎｉ鋼並みの低温靭性とを有し、疵の発生を抑制したＮｉ低減型の極低温用鋼材（特に、厚鋼板）およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、「降伏強度が６２０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上」にまで高強度化できれば、ＬＮＧタンク鋼板の薄肉化に貢献でき、ＬＮＧタンク製造コスト低下のメリットがある。また、母材強度を溶接金属強度に比べて十分に高くすることで、万一設計応力以上の応力がタンクに付与され、き裂が発生した場合でも、き裂が母材ではなく溶接金属に侵入し無害化できる効果がある。
極低温用とは、−６０℃以下の低温領域、とりわけ−１６５℃以下の低温環境での用途を意味する。また、厚鋼板とは、３ｍｍ以上の厚みを有する鋼板、とりわけ５〜５０ｍｍの厚みを有する鋼板を意味する。
本発明者は、上記の目的を達成するために研究を重ねた結果、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
（ａ）ＣｒおよびＭｏを含有させれば、焼入性が増加し、強度を上昇できる一方、靭性を損なわせない。
（ｂ）鋼板表面の傷は、歩留まり低下をもたらし、Ｎｉ量低減によるコスト合理化を相殺してしまう。ＡｌおよびＮ量を調整し、加熱中におけるＡｌＮの析出を抑制すれば、鋼板表面傷の発生を抑え、歩留まり低減が可能となる。
（ｃ）鋼板中の残留オーステナイトが、体積分率で、４．０％以上含まれていれば、極低温環境下で高い靭性を得ることができる。残留オーステナイトの体積分率はＸ線回折法により評価できる。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の極低温用厚鋼板および極低温用厚鋼板の製造方法をその要旨とする。
（Ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：５％を超えて８％未満、Ｃｒ：０．６〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０８％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０８％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％およびＲＥＭ：０〜０．００２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記の（１）式を満たす鋼材。
ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ≦２５×１０−5・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。
ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ≦２５×１０−5・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。
（Ｂ）前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００２〜０．００２０％から選択される１種以上を含有する上記（Ａ）の鋼材。
（Ｃ）金属組織が、体積％で、４．０％以上の残留オーステナイトを含む上記（Ａ）または（Ｂ）の鋼材。
（Ｄ）上記（Ａ）または（Ｂ）の化学組成を有する鋼片を８５０℃以上１１４０℃未満の温度に加熱し、７００℃以上８３０℃以下の温度で、１パス当たり５％以上、累積圧下率２５％以上の圧延を行い（但し、圧延仕上温度は、７００℃以上８００℃以下）、直ちに２００℃以下の温度まで加速冷却を行い、その後、６５０℃以下の温度で焼戻しをする鋼材の製造方法であって、前記加速冷却における冷却開始温度から６００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であり、冷却開始温度から２００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上である、鋼材の製造方法。
（Ｅ）前記加速冷却後、６００℃以上８００℃以下に加熱し、２００℃以下までの平均
冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却する二相域熱処理を行った後に、前記焼戻しをする上記（Ｄ）の鋼材の製造方法。
冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却する二相域熱処理を行った後に、前記焼戻しをする上記（Ｄ）の鋼材の製造方法。
本発明によれば、５％を超えて８％未満という低いＮｉ含有量であっても、９％のＮｉを含む鋼と同等以上の機械的性質を有する鋼材が得られる。この鋼材は安価でありながら低温靱性に優れているので、ＬＮＧのような低温物質の貯蔵タンク等の構造材料として好適である。
本発明において鋼材の化学組成および金属組織ならびに製造条件を上述のように規定した理由について、以下に詳述する。なお、鋼材の成分含有量についての「％」は「質量％」である。
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは、強度を確保するのに有効な元素であり、０．０１％以上含有させる。Ｃには、Ｍｆ点を低下させ、オーステナイト量を増加させて靱性を改善する効果があるものの、マルテンサイト素地そのものを硬化させる。よって、その含有量が過剰な場合、かえって靱性を劣化させる。よって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１％とする。好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０７％である。
Ｃは、強度を確保するのに有効な元素であり、０．０１％以上含有させる。Ｃには、Ｍｆ点を低下させ、オーステナイト量を増加させて靱性を改善する効果があるものの、マルテンサイト素地そのものを硬化させる。よって、その含有量が過剰な場合、かえって靱性を劣化させる。よって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１％とする。好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０７％である。
Ｓｉ：０．００５〜０．６％
Ｓｉは、脱酸元素として有効であり、また、セメンタイトの析出を抑制し、焼戻しでのオーステナイトを安定化する元素であるので、０．００５％以上含有させる。しかし、Ｓｉの含有量が過剰な場合には靱性を劣化させる。従って、含有量を０．００５〜０．６％とする。好ましい下限は、０．０３％であり、より好ましいのは０．１％である。また、好ましい上限は０．５％であり、より好ましいのは０．３％である。
Ｓｉは、脱酸元素として有効であり、また、セメンタイトの析出を抑制し、焼戻しでのオーステナイトを安定化する元素であるので、０．００５％以上含有させる。しかし、Ｓｉの含有量が過剰な場合には靱性を劣化させる。従って、含有量を０．００５〜０．６％とする。好ましい下限は、０．０３％であり、より好ましいのは０．１％である。また、好ましい上限は０．５％であり、より好ましいのは０．３％である。
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、Ｍｆ点を低下させてオーステナイトを安定化するのに有効であり、その含有量が多いほど多量のオーステナイトが得られるので、０．３％以上含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、マルテンサイト素地の靱性を劣化させる。従って、その含有量を０．３〜２．０％とする。好ましい下限は、０．５％であり、より好ましいのは０．７％である。また、好ましい上限は１．５％であり、より好ましいのは１．０％である。
Ｍｎは、Ｍｆ点を低下させてオーステナイトを安定化するのに有効であり、その含有量が多いほど多量のオーステナイトが得られるので、０．３％以上含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、マルテンサイト素地の靱性を劣化させる。従って、その含有量を０．３〜２．０％とする。好ましい下限は、０．５％であり、より好ましいのは０．７％である。また、好ましい上限は１．５％であり、より好ましいのは１．０％である。
Ｎｉ：５％を超えて８％未満
Ｎｉは、鋼の強度を上昇させるとともに、オースナイトの安定化するので、５％を超えて含有させる。Ｎｉ含有量は、多いほど強度が上昇するとともに、Ｍｆ点が低下して残留オーステナイト量が増加するが、Ｎｉを多量に含有させることはコスト上昇を招く。よって、Ｎｉ含有量は、５％を超えて８％未満とする。好ましい上限は７．５％であり、より好ましい下限は５．５％である。
Ｎｉは、鋼の強度を上昇させるとともに、オースナイトの安定化するので、５％を超えて含有させる。Ｎｉ含有量は、多いほど強度が上昇するとともに、Ｍｆ点が低下して残留オーステナイト量が増加するが、Ｎｉを多量に含有させることはコスト上昇を招く。よって、Ｎｉ含有量は、５％を超えて８％未満とする。好ましい上限は７．５％であり、より好ましい下限は５．５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）：０．００２〜０．０８％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸元素として、また、セメンタイトの析出を抑制して焼戻しでのオーステナイトを安定化する。さらにＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮとなり加熱時のオーステナイト粒の微細化に寄与する効果も有する。従って、ｓｏｌ．Ａｌとして０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が多すぎると靱性劣化を引き起こす。従って、含有量をｓｏｌ．Ａｌとして０．００５〜０．０５％とする。より望ましい含有量の範囲は、０．０２％〜０．０４％である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸元素として、また、セメンタイトの析出を抑制して焼戻しでのオーステナイトを安定化する。さらにＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮとなり加熱時のオーステナイト粒の微細化に寄与する効果も有する。従って、ｓｏｌ．Ａｌとして０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が多すぎると靱性劣化を引き起こす。従って、含有量をｓｏｌ．Ａｌとして０．００５〜０．０５％とする。より望ましい含有量の範囲は、０．０２％〜０．０４％である。
Ｎ：０．０００５〜０．００５％
Ｎは、オーステナイトの安定化に寄与する元素であり、また、Ａｌと結合してＡｌＮとなり加熱時のオーステナイト粒の微細化に効果を発揮する。これらの効果を得るには０．０００５％以上の含有が必要である。しかし、過剰なＮは、マルテンサイト素地を劣化させる。よって、その含有量は０．０００５〜０．００５％とする。好ましい下限は、０．００２％であり、好ましい上限は０．００４％である。
Ｎは、オーステナイトの安定化に寄与する元素であり、また、Ａｌと結合してＡｌＮとなり加熱時のオーステナイト粒の微細化に効果を発揮する。これらの効果を得るには０．０００５％以上の含有が必要である。しかし、過剰なＮは、マルテンサイト素地を劣化させる。よって、その含有量は０．０００５〜０．００５％とする。好ましい下限は、０．００２％であり、好ましい上限は０．００４％である。
なお、ｓｏｌ．ＡｌおよびＮをそれぞれ上記に定める範囲としても、そのバランスが適正ではない場合には鋼板表面に疵を発生させ、歩留まりを低下させる。このため、「（ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ）を２５×１０−5以下に管理する必要がある。表面疵の有無は、圧延後の鋼板を目視検査等することにより判別できる。
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、低温域ではオーステナイト安定化元素として、オーステナイト量の増加に有効である。この効果を得るには０．０１％以上の含有が望ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えるとマルテンサイト素地の劣化を通して靱性が低下する。よって、その含有量は０．０１〜０．５％とする。望ましい下限は０．０２％である。望ましい上限は０．４５％であり、より望ましい上限は０．４０％である。
Ｍｏは、低温域ではオーステナイト安定化元素として、オーステナイト量の増加に有効である。この効果を得るには０．０１％以上の含有が望ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えるとマルテンサイト素地の劣化を通して靱性が低下する。よって、その含有量は０．０１〜０．５％とする。望ましい下限は０．０２％である。望ましい上限は０．４５％であり、より望ましい上限は０．４０％である。
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であり、０．１％以上含有させる。しかしながら、その含有量が１．０％を超えると靱性が劣化する。よって、Ｃｒ含有量は０．１〜１．０％とする。
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であり、０．１％以上含有させる。しかしながら、その含有量が１．０％を超えると靱性が劣化する。よって、Ｃｒ含有量は０．１〜１．０％とする。
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、固溶状態でオーステナイトを安定化させる元素であるので、含有させてもよい。しかし、過剰なＣｕは、焼戻し処理によって固溶Ｃｕがε−Ｃｕとして析出するので、高強度化には有効であるが靱性を劣化させる。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を２．０％以下とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％である。
Ｃｕは、固溶状態でオーステナイトを安定化させる元素であるので、含有させてもよい。しかし、過剰なＣｕは、焼戻し処理によって固溶Ｃｕがε−Ｃｕとして析出するので、高強度化には有効であるが靱性を劣化させる。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を２．０％以下とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％である。
Ｖ：０〜０．０８％
Ｖは、鋼の高強度化に有効な元素であり、焼戻し処理によって析出物となり鋼を強化すので、含有させてもよい。しかし、過剰なＶは、過剰な析出物により靱性を劣化させる。よって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｖは、鋼の高強度化に有効な元素であり、焼戻し処理によって析出物となり鋼を強化すので、含有させてもよい。しかし、過剰なＶは、過剰な析出物により靱性を劣化させる。よって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｎｂ：０〜０．０８％
Ｎｂは、圧延での未再結晶温度域を拡大し、圧延後の組織微細化と高靱化に有効であるので、含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｎｂは、圧延での未再結晶温度域を拡大し、圧延後の組織微細化と高靱化に有効であるので、含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｔｉ：０〜０．０３％
Ｔｉは、スラブのひび割れ防止に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量を０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｔｉは、スラブのひび割れ防止に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量を０．０３％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｂは強度上昇に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３０％以下とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
Ｂは強度上昇に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３０％以下とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは靱性改善に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｃａの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
Ｃａは靱性改善に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｃａの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｍｇは靱性改善に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｍｇの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
Ｍｇは靱性改善に有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｍｇの含有量が過剰な場合、靱性が劣化する。よって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。
ＲＥＭ：０〜０．００２０％
ＲＥＭ（希土類元素）は、溶接熱影響部の組織を微細化し、またＳを固定する効果があるので、含有させてもよい。ただし、ＲＥＭを含有させると介在物を形成し、その介在物が過剰な場合には清浄度を低下させるが、この介在物は比較的靱性劣化への影響が小さいため、ＲＥＭの含有量は０．００２％まで許容できる。好ましい上限は０．００１％である。上記の効果は０．０００２％以上含有させた場合に顕著となる。特に、ＲＥＭは０．０００３％以上含有させるのがより好ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
ＲＥＭ（希土類元素）は、溶接熱影響部の組織を微細化し、またＳを固定する効果があるので、含有させてもよい。ただし、ＲＥＭを含有させると介在物を形成し、その介在物が過剰な場合には清浄度を低下させるが、この介在物は比較的靱性劣化への影響が小さいため、ＲＥＭの含有量は０．００２％まで許容できる。好ましい上限は０．００１％である。上記の効果は０．０００２％以上含有させた場合に顕著となる。特に、ＲＥＭは０．０００３％以上含有させるのがより好ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
本発明の鋼材は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物とからなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
残留オーステナイト量：
厚鋼板中の残留γは、脆性き裂発生を抑制し、き裂伝ぱを停止するのに有効であり、低温環境下での靭性を向上させる効果がある。この効果は、鋼中の残留γ含有量が４．０体積％以上である場合に顕著となる。一方、残留γ含有量が２５．０体積％を超えると、降伏応力が低下するおそれがある。好ましい下限は５．５体積％であり、好ましい上限は２０．０体積％である。
厚鋼板中の残留γは、脆性き裂発生を抑制し、き裂伝ぱを停止するのに有効であり、低温環境下での靭性を向上させる効果がある。この効果は、鋼中の残留γ含有量が４．０体積％以上である場合に顕著となる。一方、残留γ含有量が２５．０体積％を超えると、降伏応力が低下するおそれがある。好ましい下限は５．５体積％であり、好ましい上限は２０．０体積％である。
次に上記の鋼材の製造方法について述べる。
（１）鋼片の加熱
鋼材の靱性向上のためには、初期オーステナイト粒、即ち、圧延前の鋼片でのオーステナイト粒の微細化が重要であり、このオーステナイト粒の微細化は、残留オーステナイト量の増加にも寄与する。従って、圧延前の鋼片の加熱温度を８５０℃以上１１４０℃未満とする。８５０℃より低温での加熱では強度が不足し、また、１１４０℃以上の温度での加熱では靱性が劣化する。好ましい下限は９００℃であり、好ましい上限は１０００℃である。
鋼材の靱性向上のためには、初期オーステナイト粒、即ち、圧延前の鋼片でのオーステナイト粒の微細化が重要であり、このオーステナイト粒の微細化は、残留オーステナイト量の増加にも寄与する。従って、圧延前の鋼片の加熱温度を８５０℃以上１１４０℃未満とする。８５０℃より低温での加熱では強度が不足し、また、１１４０℃以上の温度での加熱では靱性が劣化する。好ましい下限は９００℃であり、好ましい上限は１０００℃である。
（２）圧延
組織微細化とオーステナイト量を増加させるためには、オーステナイトの未再結晶域で十分な圧延を行わなければならない。このためには、７００℃以上８３０℃以下の温度域で、１パス当たり５％以上、累積圧下率２５％以上の圧延を行うのが有効である。このような圧延であれば、未再結晶オーステナイト温度域でオーステナイト中に格子欠陥（転位）を導入し、未変態オーステナイトのマルテンサイトへの変態を抑制できるからである。このとき、７００〜８００℃の温度で圧延を仕上げる必要がある。圧延仕上温度が７００℃よりも低いと鋼材の異方性が顕著になる。また、圧延仕上温度が８００℃を超えると靭性が劣化する。
組織微細化とオーステナイト量を増加させるためには、オーステナイトの未再結晶域で十分な圧延を行わなければならない。このためには、７００℃以上８３０℃以下の温度域で、１パス当たり５％以上、累積圧下率２５％以上の圧延を行うのが有効である。このような圧延であれば、未再結晶オーステナイト温度域でオーステナイト中に格子欠陥（転位）を導入し、未変態オーステナイトのマルテンサイトへの変態を抑制できるからである。このとき、７００〜８００℃の温度で圧延を仕上げる必要がある。圧延仕上温度が７００℃よりも低いと鋼材の異方性が顕著になる。また、圧延仕上温度が８００℃を超えると靭性が劣化する。
（３）冷却
圧延終了後は、直ちに２００℃以下の温度域まで加速冷却を行う必要がある。このとき、冷却開始温度から６００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする必要がある。これは、仕上圧延で導入された格子欠陥（転位）をなるべく多く残すためである。一方、マルテンサイト組織が得られるようにするため、冷却開始温度から２００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする必要がある。２００℃よりも高温で加速冷却を停止した場合は、十分にマルテンサイトが得られず強度が劣化する。圧延仕上げから水冷開始までの時間は短い方がよく、圧延終了から水冷開始までを３０秒以内とするのが望ましい。
圧延終了後は、直ちに２００℃以下の温度域まで加速冷却を行う必要がある。このとき、冷却開始温度から６００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする必要がある。これは、仕上圧延で導入された格子欠陥（転位）をなるべく多く残すためである。一方、マルテンサイト組織が得られるようにするため、冷却開始温度から２００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする必要がある。２００℃よりも高温で加速冷却を停止した場合は、十分にマルテンサイトが得られず強度が劣化する。圧延仕上げから水冷開始までの時間は短い方がよく、圧延終了から水冷開始までを３０秒以内とするのが望ましい。
（４）焼戻し
加速冷却後は、６５０℃以下の温度で焼戻す必要がある。これにより冷却処理、すなわち、焼入れによって生成したマルテンサイトを焼戻すことができ、強度を調整するとともに、靱性を改善することができる。６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと強度が低下する。
加速冷却後は、６５０℃以下の温度で焼戻す必要がある。これにより冷却処理、すなわち、焼入れによって生成したマルテンサイトを焼戻すことができ、強度を調整するとともに、靱性を改善することができる。６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと強度が低下する。
（５）二相域加熱
残留オーステナイト量をさらに増加させるためには、焼戻しの前にフェライトとオーステナイトの二相域に加熱するのが望ましい。よって、前記加速冷却および焼戻しの間に、６００℃以上８００℃以下に加熱し、２００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却する二相域熱処理を行うことが好ましい。二相域熱処理の加熱温度は、その下限を６８０℃とするのが好ましく、その上限を７５０℃とするのが好ましい。
残留オーステナイト量をさらに増加させるためには、焼戻しの前にフェライトとオーステナイトの二相域に加熱するのが望ましい。よって、前記加速冷却および焼戻しの間に、６００℃以上８００℃以下に加熱し、２００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却する二相域熱処理を行うことが好ましい。二相域熱処理の加熱温度は、その下限を６８０℃とするのが好ましく、その上限を７５０℃とするのが好ましい。
表１および２に示す化学組成を有する供試材を溶製し、板厚は２０ｍｍの鋼板を試作した。製造条件を表３に示す。鋼板から試験片を採取し、下記の各種測定を行った。その結果を表３に併記する。
＜残留γ量＞
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置から試験片を採取し、Ｘ線回折法により測定した。なお、いずれの厚鋼板においても、主たる金属組織がマルテンサイト組織で構成されていたため、面心立方構造を有する残留γと体心立方構造を有するマルテンサイトの格子構造の違いを利用して、Ｘ線ピークの積分強度比から残留γ量を測定した。
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置から試験片を採取し、Ｘ線回折法により測定した。なお、いずれの厚鋼板においても、主たる金属組織がマルテンサイト組織で構成されていたため、面心立方構造を有する残留γと体心立方構造を有するマルテンサイトの格子構造の違いを利用して、Ｘ線ピークの積分強度比から残留γ量を測定した。
＜引張試験＞
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置、圧延方向からＪＩＳＺ２２４１に規定される４号引張試験片を採取し、常温での引張試験を行った。なお、ＪＩＳＧ３１２７（低温圧力容器用ニッケル鋼鋼板）において、ＳＬ７Ｎ５９０はＹＳ≧５９０ＭＰａ、６９０≦ＴＳ≦８３０ＭＰａと規定されているが、本発明では、常温における降伏強度（ＹＳ）は６２０ＭＰａ以上、引張強度(ＴＳ)は７２０ＭＰａ以上を目標とする。
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置、圧延方向からＪＩＳＺ２２４１に規定される４号引張試験片を採取し、常温での引張試験を行った。なお、ＪＩＳＧ３１２７（低温圧力容器用ニッケル鋼鋼板）において、ＳＬ７Ｎ５９０はＹＳ≧５９０ＭＰａ、６９０≦ＴＳ≦８３０ＭＰａと規定されているが、本発明では、常温における降伏強度（ＹＳ）は６２０ＭＰａ以上、引張強度(ＴＳ)は７２０ＭＰａ以上を目標とする。
＜三面スリットシャルピー衝撃試験＞
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置、巾方向から三面スリットシャルピー衝撃試験片を採取し、−１９６℃での破面の吸収エネルギーｓＥ−１９６（Ｊ）（３本の平均値）を調べた。三面スリットシャルピー吸収エネルギーｓＥ−１９６は２０Ｊ以上を目標とする。
厚鋼板の１／４ｔ（ｔ：板厚）の位置、巾方向から三面スリットシャルピー衝撃試験片を採取し、−１９６℃での破面の吸収エネルギーｓＥ−１９６（Ｊ）（３本の平均値）を調べた。三面スリットシャルピー吸収エネルギーｓＥ−１９６は２０Ｊ以上を目標とする。
表３に示すように、本発明で規定される条件を全て満足する試験Ｎｏ．１〜４３は、常温における降伏強度が６２０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが７２０ＭＰａ以上であるともに、三面ノッチシャルピー吸収エネルギーｓＥ−１９６が２０Ｊ以上と高い値を示し、耐破壊安全性に優れていた。
これに対して、試験Ｎｏ．４４〜５１は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れるため、常温での降伏強度、三面スリットシャルピー吸収エネルギーが劣化するか、または表面疵の発生が見られた。 試験Ｎｏ．５２は、化学組成は本発明で規定される範囲内であるが、Ａｌ×Ｎが範囲を外れるため、表面疵が発生した。
本発明によれば、５％を超えて８％未満という低いＮｉ含有量であっても、９％のＮｉを含む鋼と同等以上の機械的性質を有する鋼材が得られる。この鋼材は安価でありながら低温靱性に優れているので、ＬＮＧのような低温物質の貯蔵タンク等の構造材料として好適である。
Claims (5)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．００５〜０．６％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｎｉ：５％を超えて８％未満、
Ｃｒ：０．６〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０８％、
Ｎ：０．０００５〜０．００５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｖ：０〜０．０８％、
Ｎｂ：０〜０．０８％、
Ｔｉ：０〜０．０３％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％および
ＲＥＭ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（１）式を満たす鋼材。
ｓｏｌ．Ａｌ×Ｎ≦２５×１０−5・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｖ：０．００５〜０．０８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．００２０％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の鋼材。 - 金属組織が、体積％で、４．０％以上の残留オーステナイトを含む請求項１または２に記載の鋼材。
- 請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼片を８５０℃以上１１４０℃未満の温度に加熱し、７００℃以上８３０℃以下の温度で、１パス当たり５％以上、累積圧下率２５％以上の圧延を行い（但し、圧延仕上温度は、７００℃以上８００℃以下）、直ちに２００℃以下の温度まで加速冷却を行い、その後、６５０℃以下の温度で焼戻しをする鋼材の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却開始温度から６００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上であり、冷却開始温度から２００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上である、鋼材の製造方法。 - 前記加速冷却後、６００℃以上８００℃以下に加熱し、２００℃以下までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上となるように冷却する二相域熱処理を行った後に、前記焼戻しをする請求項４に記載の鋼材の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
| EP3730657A4 (en) * | 2017-12-24 | 2020-10-28 | Posco | LOW-TEMPERATURE STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT STRENGTH IN THE WELDING SECTION THEREOF AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5113308A (ja) * | 1974-07-24 | 1976-02-02 | Nippon Steel Corp | Teionyokyojinkooyobisono netsushorihoho |
| JP2011219848A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2012005330A1 (ja) * | 2010-07-09 | 2012-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
| JP2013014811A (ja) * | 2011-07-06 | 2013-01-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 極低温用鋼材およびその製造方法 |
| CN103305750A (zh) * | 2012-03-09 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 极低温韧性优异的厚钢板 |
| JP2013234381A (ja) * | 2012-04-13 | 2013-11-21 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2014040648A (ja) * | 2012-08-23 | 2014-03-06 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2014125678A (ja) * | 2012-12-27 | 2014-07-07 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
-
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Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5113308A (ja) * | 1974-07-24 | 1976-02-02 | Nippon Steel Corp | Teionyokyojinkooyobisono netsushorihoho |
| JP2011219848A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2012005330A1 (ja) * | 2010-07-09 | 2012-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
| JP2013014811A (ja) * | 2011-07-06 | 2013-01-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 極低温用鋼材およびその製造方法 |
| CN103305750A (zh) * | 2012-03-09 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 极低温韧性优异的厚钢板 |
| JP2013234381A (ja) * | 2012-04-13 | 2013-11-21 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2014040648A (ja) * | 2012-08-23 | 2014-03-06 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2014125678A (ja) * | 2012-12-27 | 2014-07-07 | Kobe Steel Ltd | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3730657A4 (en) * | 2017-12-24 | 2020-10-28 | Posco | LOW-TEMPERATURE STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT STRENGTH IN THE WELDING SECTION THEREOF AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT |
| US11591679B2 (en) | 2017-12-24 | 2023-02-28 | Posco Co., Ltd | Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor |
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