JP2015086403A - 低温用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、現状、LNG貯蔵用タンクのタンク本体用素材として普及している従来の9%Ni鋼板に対してNi含有量を低減した低温用鋼板において、9%Ni鋼板と同等以上の強度、低温靭性、更に優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用鋼板を提供すること、および上記低温用鋼板を安定的に製造する方法を提供することを目的とする。
[1] 質量%で、C:0.03%以上0.10%以下、Si:0.02%以上0.30%以下、Mn:0.65%以上1.20%以下、P:0.005%以下、S:0.003%以下、Al:0.01%以上0.10%以下、N:0.0015%以上0.0045%以下、Ni:5.5%以上8.0%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、残留オーステナイトが分散した焼戻しマルテンサイトからなり、板厚(1/4)t位置において、前記残留オーステナイト量が体積率で2.2%以上14%以下であり、板厚(1/4)t位置において、圧延方向に平行な断面の旧オーステナイト粒の平均粒径が10μm以上60μm以下かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が4.0以下であり、鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置において、板面に平行な{110}面集積度が1.3以上かつ板面に平行な{100}面集積度が0.90以下であり、鋼板の板厚(1/2)t位置において、板面に平行な{111}面集積度が1.2以上2.5以下である組織を有し、引張強さが700MPa以上であることを特徴とする低温用鋼板。
[4] [1]または[2]において、前記組成に加えて更に、質量%でMo:0.10%超0.30%以下を含有することを特徴とする低温用鋼板。
[6] [1]ないし[4]のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量%でCr:0.20%未満を含有することを特徴とする低温用鋼板。
まず、本発明低温用鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す%は、特に断らない限り質量%(mass%)を意味するものとする。
Cは、鋼板に所望の強度を付与するのに重要な元素であり、その含有量を0.03%以上とする必要がある。一方、C含有量が0.10%を超えると、鋼板の低温靭性が低下するため、C含有量は0.03%以上0.10%以下とする。好ましくは0.04%以上0.08%以下である。
Siは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させる目的で、本発明ではSi含有量を0.02%以上とする。しかし、Si含有量が過剰に高くなると、鋼板の焼戻し脆化感受性が高まることから、Si含有量は0.02%以上0.30%以下とする。好ましくは0.03%以上0.20%以下である。
Mnは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Mn含有量が0.65%未満であると、鋼の焼入れ性が低下し、鋼板の強度のみならず低温靭性も低下する。一方、Mn含有量が1.20%を超えると、鋼板の強度向上効果が小さくなるうえ、逆に低温靭性が低下し、焼戻し脆化感受性も高くなる。したがって、Mn含有量は0.65%以上1.20%以下とする。好ましくは0.70%以上0.95%以下である。
PおよびSは、いずれも不可避的不純物であり、鋼板の低温靭性や脆性亀裂伝播停止特性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、PおよびSの含有量を可能な限り抑制することが好ましく、本発明においてはP含有量を0.005%以下とし、S含有量を0.003%以下とする。
Alは、脱酸剤として必要な元素であるが、その含有量が0.01%未満では脱酸剤としての効果が乏しく、0.10%を超えると鋼の清浄性を損なう。したがって、Al含有量は0.01%以上0.10%以下とする。好ましくは0.02%以上0.05%以下である。
Nは、鋼中で析出物を形成し、その含有量が0.0045%を超えると鋼板を溶接して溶接構造物とした際、母材および溶接熱影響部の靭性低下の原因となる。但し、Nは、AlNを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はN含有量を0.0015%以上とすることにより得られる。したがって、N含有量は0.0015%以上0.0045%以下とする。
Niは、鋼板の低温靭性の向上に極めて有効な元素であるが、高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。本発明においては、Ni含有量を8.0%以下に低減することで、優れた強度、低温靭性、脆性亀裂伝播停止特性を備え、且つ安価な低温用鋼板とする点に特徴がある。但し、Ni含有量が5.5%未満になると、鋼板強度が低下するほか、低温で安定した残留オーステナイトが得られなくなる結果、鋼板の低温靭性や脆性亀裂伝播停止特性も低下する。
なお、本発明の低温用鋼板を製造するに際し、後述する中間熱処理を施さない製造方法を採用する場合には、Ni含有量を5.5%以上7.0%未満としても構わない。
Moは、鋼板の焼戻し脆化感受性を抑制するのに有効な元素であり、また、低温靭性を損なうことなく鋼板強度が得られる元素でもある。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.05%以上とすることが好ましいが、0.50%を超えると低温靭性が低下する。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を0.05%以上0.50%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10%超0.30%以下である。
Crは、Moと同様の効果を発現する元素であるが、その含有量が1.00%を超えると鋼板の低温靭性が低下する傾向にある。したがって、Crを含有させる場合には、その含有量を1.00%以下とすることが好まく、0.01%以上0.20%未満とすることがより好ましい。
Cu、NbおよびVは、いずれも鋼板の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて以下の範囲で含有させることができる。
Cuは、焼入れ性向上により鋼板強度を高める有効な元素であるが、その含有量が0.40%以上になると鋼板の低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼(スラブ)表面の性状が悪化するおそれがある。したがって、Cuを含有させる場合には、その含有量を0.40%未満とすることが好ましく、0.10%以上0.30%以下とすることがより好ましい。
Nb、Vは、いずれも析出強化により鋼板強度を高める有効な元素であるが、これらの元素の含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性の低下を招く。したがって、Nbを含有させる場合には、その含有量を0.05%以下とすることが好ましく、0.01%以上0.03%以下とすることがより好ましい。また、Vを含有させる場合には、その含有量を0.05%以下とすることが好ましく、0.01%以上0.04%以下とすることがより好ましい。
Tiは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性には特に影響を及ぼさないが溶接部の靭性を高める作用を有する元素である。したがって、必要に応じて、Tiを0.03%以下の範囲で含有させてもよい。
Ca、REMおよびMgは、いずれも鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の低温靭性を向上させる作用を有する元素である。但し、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼の清浄性を損なうおそれがある。したがって、Caを含有させる場合には、その含有量を0.007%以下とすることが好ましく、0.001%以上0.004%以下とすることがより好ましい。また、REMを含有させる場合には、その含有量を0.010%以下とすることが好ましく、0.002%以上0.008%以下とすることがより好ましい。また、Mgを含有させる場合には、その含有量を0.070%以下とすることが好ましく、0.001%以上0.004%以下とすることがより好ましい。
本発明の低温用鋼板は、残留オーステナイトが分散した焼戻しマルテンサイトからなる組織であって、前記残留オーステナイト(焼戻しマルテンサイト中に分散した残留オーステナイト)の体積率(全組織に占める体積率)が2.2%以上14%以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が10μm以上60μm以下かつ平均アスペクト比が4.0以下であり、鋼板の表面近傍では{110}面が集積し、鋼板中心部では{111}面が集積した組織を有する。また、本発明の低温用鋼板は、サブゼロ処理を施した後の残留オーステナイト量が体積率で1.7%以上11%以下となる組織とすることが好ましい。
残留オーステナイトは、鋼板の低温靱性および脆性亀裂伝播停止特性の向上に寄与する。本発明の低温用鋼板においては、低温靱性等の向上効果を有するNiの含有量を従来鋼の約9%から8.0%以下に低減しているため、所定量の残留オーステナイトを含む組織とすることで、低温靱性および脆性亀裂伝播停止特性を高める必要がある。Ni含有量が5.5%以上8.0%以下である本発明の低温用鋼板においては、十分な低温靭性、脆性亀裂伝播停止特性を得るために、残留オーステナイト量を体積率で2.2%以上とする必要がある。但し、鋼板中の残留オーステナイト量が体積率で14%を超えて過度に多くなると、極端な引張強さの上昇と降伏強度の低下を招き、更には低温靭性を損なう。したがって、残留オーステナイト量は、体積率で2.2%以上14%以下とする。好ましくは2.4%以上12%以下である。なお、これらの残留オーステナイト量(体積率で2.2%以上14%以下、好ましくは2.4%以上12%以下)は、低温用鋼板にサブゼロ処理を施す前の残留オーステナイト量である。また、これらの残留オーステナイト量(体積率で2.2%以上14%以下、好ましくは2.4%以上12%以下)は、鋼板の板厚(1/4)t位置における残留オーステナイト量である。
LNG貯蔵用タンクのタンク本体に使用される低温用鋼板には、LNGが液化する温度(約−162℃)においても優れた低温靱性と脆性亀裂伝播停止特性を有することが重要となる。それゆえ、本発明の低温用鋼板においては、残留オーステナイトが、低温の使用温度または試験温度で安定に存在する必要があり、サブゼロ処理後に安定な残留オーステナイト量が少なくとも体積率で1.7%以上であることが好ましい。但し、前述のとおり、鋼板中の残留オーステナイト量が過度に多くなると、極端な引張強さの上昇と降伏強度の低下を招き、更には低温靭性を損なう。したがって、サブゼロ処理後の残留オーステナイト量は、体積率で1.7%以上11%以下であることが好ましい。より好ましくは2.2%以上9.5%以下である。ここで、サブゼロ処理は、被処理材(低温用鋼板)を−196℃の液体窒素中に15分以上保持する処理とする。なお、上記残留オーステナイト量(体積率で1.7%以上11%以下、より好ましくは2.2%以上9.5%以下)は、鋼板の板厚(1/4)t位置におけるサブゼロ処理後の残留オーステナイト量である。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比:4.0以下
鋼板の低温靭性、脆性亀裂伝播停止特性を向上するためには、旧オーステナイト粒の微細化と形状の制御が重要である。本発明においては、鋼板に所望の低温靱性と脆性亀裂伝播停止特性を付与するために、旧オーステナイト粒の平均粒径を60μm以下とし、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を4.0以下とする。また、旧オーステナイト粒は、より微細であることが好ましいが、本発明において実質的に得られる旧オーステナイト粒の平均粒径の下限値は10μm程度である。したがって、本発明においては、旧オーステナイト粒の平均粒径を10μm以上60μm以下とする。好ましくは10μm以上50μm以下である。一方、本発明において実質的に得られるオーステナイト粒の平均アスペクト比の下限値は1.3程度である。したがって、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は1.3以上4.0以下とすることが好ましく、1.5以上3.0以下とすることがより好ましい。
なお、上記平均粒径および平均アスペクト比は、鋼板の板厚(1/4)t位置の圧延方向に平行な断面における平均粒径および平均アスペクト比とする。
鋼板の表層における板面に平行な{100}面集積度:0.90以下
本発明の低温用鋼板は、鋼板の表層、具体的には鋼板表面から板厚方向に1mmの位置において、板面に平行な{110}面集積度を1.3以上とする。また、該{110}面集積度は、1.5以上2.5以下とすることが好ましい。更に、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置において、板面に平行な{100}面集積度を0.90以下とする。また、該{100}面集積度は、0.60以上0.90以下とすることが好ましい。{110}面集積度が1.3未満である場合や、{100}面集積度が0.90を超える場合、脆性亀裂伝播停止性能の向上効果は期待できない。
鋼板の板厚(1/2)t位置においては、板面に平行な{111}面集積度を1.2以上2.5以下とする。好ましくは1.4以上2.2以下である。{111}面集積度が1.2未満では、脆性亀裂伝播停止性能の向上効果は期待できない。一方、{111}面集積度が2.5を超えると、セパレーションの発達により吸収エネルギー(低温靭性)が低下する場合がある。
本発明の低温用鋼板は、用途が主にLNG貯蔵用タンク等の低温用タンクであるため、構造用鋼板としての強度が要求される。タンク本体の素材となる低温用鋼板の強度が十分でない場合、タンクの強度を確保するために素材鋼板(低温用鋼板)の板厚を厚くしなければならず、結果としてタンクの材料費が嵩み、経済性の低下をもたらす。したがって、鋼板の引張強さは700MPa以上とする。好ましくは710MPa以上810MPa以下である。
なお、本発明の低温用鋼板の板厚は特に限定されないが、6mm以上50mm以下とすることが好ましい。
本発明においては、上記した組成の鋼素材(鋼スラブ)を加熱し、熱間圧延(制御圧延)を施したのち、直接焼入れし、次いで所定の温度に加熱して焼戻しすること、或いは前記直接焼入れに続きAc1変態点以上Ac3変態点未満に加熱して冷却する中間熱処理(二次焼入れ)を施し、次いで所定の温度に加熱して焼戻しすることにより、低温用鋼板を製造する。
鋼素材(スラブ)の加熱条件、圧延条件、直接焼入れ条件、中間熱処理(二次焼入れ)条件および焼戻し条件は、次のとおりである。
鋼素材の加熱温度が1000℃未満の場合は、鋳片の鋳造段階で析出している粗大なAlNが固溶せず、鋼板の低温靭性が低下する。また、鋼素材中の添加元素が十分に均一に拡散せず、鋼板の低温靭性が低下する。そのほか、後述する圧延条件、特に再結晶温度域(950℃以下840℃超)での圧延条件を満足することが困難となる。一方、鋼素材の加熱温度が1200℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して鋼板の低温靭性が低下し、また、不経済でもある。
鋼素材を1000℃以上1200℃以下に加熱したのち、以下の条件の熱間圧延を施す。本発明においては、鋼素材の圧延によりオーステナイト粒の微細化と適度な偏平化を図ることで、圧延後の直接焼入れにより得られるマルテンサイト組織を微細化する。このように微細化したマルテンサイト組織を有する鋼板を焼戻しすることで、所望の平均粒径(10μm以上60μm以下)と平均アスペクト比(4.0以下)の旧オーステナイト粒を有する低温用鋼板が得られる。また、本発明においては、鋼素材の圧延により、鋼板表層と鋼板中心部の各々において所望の結晶面を発達させる。
オーステナイト粒を微細化するとともに適度に偏平化し、更に所望の結晶面を発達させるためには、圧延条件の厳格な管理が必要である。
低温用鋼板の旧オーステナイト粒を微細化(平均粒径:10μm以上60μm以下)するためには、再結晶温度域の低温側で適度の圧下を加えることが重要となる。950℃以下840℃超の温度域における累積圧下率を30%以上とすることにより、微細かつ等軸な再結晶粒が得られ、更に未再結晶温度域での圧延と組み合わせることにより、後述する直接焼入れ後のマルテンサイト組織が微細化する。その結果、焼戻し後の焼戻しマルテンサイト組織も微細化し、所望の平均粒径(10μm以上60μm以下)の旧オーステナイト粒が得られる。但し、未再結晶温度域での十分な圧下率を確保する観点から、950℃以下840℃超の温度域における累積圧下率は75%以下とすることが好ましい。
なお、上記温度域(950℃以下840℃超)は、鋼板の表面位置において測定される温度域とする。
未再結晶温度域での圧延の目的は、再結晶温度域での圧延により微細化されたオーステナイト粒を、更に微細化するとともに多くの転位を導入することにある。このように転位密度を高めた微細なオーステナイト粒としたのち直接焼入れすると、微細な加工オーステナイトからマルテンサイト変態することにより、有効結晶粒径であるパケットが微細なマルテンサイトが得られる。その結果、鋼板の高強度かつ高靭性が達成されるものと考えられる。また、未再結晶温度域での累積圧下率を制御することにより、鋼板の表面近傍では{110}面が集積し、鋼板中心部では{111}面が集積した組織が得られる。
なお、上記温度域(840℃以下)は、鋼板の表面位置において測定される温度域とする。
中間熱処理を施す場合の圧延終了温度:850℃以下730℃以上
圧延条件のもう一つの重要な条件は、圧延終了温度である。後工程で650℃以上Ac3変態点未満に再加熱(中間熱処理)しない場合は、圧延終了温度を820℃以下700℃以上とする。一方、後工程で650℃以上Ac3変態点未満に再加熱(中間熱処理)する場合は、圧延終了温度を850℃以下730℃以上とする。
圧延終了後、以下の条件で水冷などの強制冷却を行うことにより、直接焼入れする。なお、強制冷却は、圧延終了300秒以内に開始する。
冷却終了温度:300℃以下
圧延終了後、550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度が1℃/s未満では、粗大なセメンタイトを含む靭性の低い高温変態組織が多くなるため、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、少なくとも550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度を1℃/s以上とする。好ましくは3℃/s以上である。なお、上記平均冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である100℃/s以下とすることが好ましい。また、300℃を超えた温度で強制冷却を終了すると、マルテンサイト変態が完了せず、均一なマルテンサイト組織が得られないため、鋼板強度および低温靭性が低下する。したがって、鋼板中心温度が300℃以下になるまで強制冷却する。好ましくは250℃以下である。以上のような冷却を施すことにより、鋼板組織は均一なマルテンサイト組織となる。また、マルテンサイトのほかに下部ベイナイトを含む組織となる場合もある。
圧延終了後、300℃以下に冷却した鋼板をAc3変態点未満の(γ+α)二相域に加熱したのち焼入れすると、組織がより微細化されるとともに、合金元素の分配が起こるため、焼戻しマルテンサイト(焼戻し下部ベイナイトを含む場合もある)と合金元素の濃縮したマルテンサイト(下部ベイナイトを含む場合もある)と、少量の残留オーステナイトが形成される。そして、この混合組織を、Ac1変態点近傍で焼戻しすると、更に合金元素の濃縮した安定オーステナイトが析出するとともに、焼戻しマルテンサイト中のC、Nのような靭性に有害な不純物は、オーステナイトに移行する。その結果、微細で、かつ、靭性の極めて高い焼戻しマルテンサイト(焼戻し下部ベイナイトを含む場合もある)と、極低温でも安定性の高い残留オーステナイトとの混合組織が得られ、鋼板の低温靭性が著しく向上する。
冷却終了温度:200℃以下
鋼板全体を上記温度域(650℃以上Ac3変態点未満)に加熱後、550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度が3℃/s未満である場合、オーステナイトの一部がマルテンサイト変態せず、鋼板の強度低下をもたらす。したがって、少なくとも550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度は3℃/s以上とする。好ましくは5℃/s以上である。なお、上記平均冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である100℃/s以下とすることが好ましい。また、200℃を超えた温度で強制冷却を終了すると、残留オーステナイトのマルテンサイトやベイナイトへの変態が進行し、残留オーステナイト量が減少する。したがって、中間熱処理では、鋼板が200℃以下になるまで強制冷却する。なお、上記温度(冷却終了温度)は、いずれも鋼板の板厚(1/2)t位置における温度あり、計算で求められる温度である。また、上記平均冷却速度は、鋼板の板厚(1/2)t位置における温度に基づき求められる。
中間熱処理を施す場合の焼戻し温度:500℃以上650℃以下
本発明においては、中間熱処理の有無に応じて焼戻し温度を決定し、焼戻し後の鋼板を所望の残留オーステナイト量を有する鋼板とする。
なお、上記の焼戻し温度は、いずれも鋼板の板厚(1/2)t位置における温度であり、計算で求められる温度である。
なお、上記の焼戻し温度は、いずれも鋼板の板厚(1/2)t位置における温度であり、計算で求められる温度である。
なお、焼戻し後の鋼板は、放冷すればよいが、放冷よりも速い冷却速度(例えば強制空冷、水冷等)で冷却してもよい。
表1に示すAc3変態点は、各鋼板より採取した熱膨張測定用サンプルを室温から850℃まで5℃/分で加熱した際の熱膨張曲線より求めた。
また、上記により得られた鋼板にサブゼロ処理を施し、サブゼロ処理後鋼板の残留オーステナイトの体積率を、X線回折法により求めた。
更に、上記により得られた鋼板について引張試験、シャルピー衝撃試験(試験温度:−196℃)および表面切欠付二重引張試験(試験温度:−196℃)を実施し、鋼板の強度、低温靱性および脆性亀裂伝播停止特性に関する評価を行った。
組織観察、X線回折および各種試験の方法は、次のとおりとした。
鋼板組織の同定
上記により得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面(L断面)を研磨し、ナイタール腐食して、板厚(1/4)t位置で、光学顕微鏡(倍率:400倍)を用いて組織観察し、少なくとも5視野以上撮影した。上記により得られたいずれの鋼板も、鋼板の組織は、初析フェライトがなく、かつ、ラス状組織を有する焼戻しマルテンサイト組織であることを確認した。なお、焼戻しマルテンサイトは、焼戻し下部ベイナイトを一部含む組織である場合もある。これは、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻し下部ベイナイトは、いずれも、ラス状組織を有し組織中に微細な炭化物あるいは残留オーステナイトが分散している組織であるため、焼戻しマルテンサイトと焼戻し下部ベイナイトは区別が困難なためである。
上記により得られた鋼板の板厚(1/4)t位置の圧延方向に平行な断面について、JIS G 0551(2005)の規定に準拠して焼戻しマルテンサイト組織を腐食し、光学顕微鏡(倍率:400倍)で5視野分観察することで、旧オーステナイト粒の円相当直径とアスペクト比を測定し、それぞれの平均値(平均粒径、平均アスペクト比)を求めた。
残留オーステナイトの体積率
上記により得られた鋼板から、板面に平行にX線回折用試験片を採取し、研削および研磨(化学研磨)し、研磨後の試験片表面を鋼板の板厚(1/4)t位置とした。その後、試験片を用いてX線回折法によりαの(200)、(211)面、γの(200)、(220)、(311)面の回折強度を求め、γの体積率を算出した。
上記により得られた鋼板から、板面に平行にX線回折用試験片を採取し、該試験片にサブゼロ処理を施した。サブゼロ処理は、試験片を−196℃の液体窒素中に15分以上保持する条件で実施した。サブゼロ処理後、試験片を研削および研磨(化学研磨)し、研磨後の試験片表面を鋼板の板厚(1/4)t位置とした。その後、試験片を用いて前記と同じ手法により残留オーステナイトの体積率を求めた。
上記により得られた鋼板から、板面に平行な面を切り出し、機械研磨、エッチング後の試験片表面が鋼板表面下1mm位置となるように加工組織を除去して試験片を作製した。その後、試験片を用いて鋼板の板面に平行な{110}面集積度、および鋼板の板面に平行な{100}面集積度を、インバース法により測定した。
また、上記により得られた鋼板から、板面に平行な面を切り出し、機械研磨、エッチング後の試験片表面が鋼板の板厚(1/2)t位置となるように加工組織を除去して試験片を作製した。その後、試験片を用いて鋼板の板面に平行な{111}面集積度を、インバース法により測定した。
上記により得られた鋼板の板厚(1/2)t位置から、圧延方向と垂直な方向(C方向)に平行部径14φの引張試験片を採取し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した常温引張試験を実施した。但し、板厚が25mm未満の鋼板(表2の鋼板No.7)については、全厚の平板状の引張試験片を採取して、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した常温引張試験を実施した。
上記により得られた鋼板の板厚(1/2)t位置から、長手方向が圧延方向と垂直な方向(C方向)となるVノッチシャルピー試験片を採取し、JIS Z 2242(2005)に準拠して−196℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。但し、板厚が10mm未満の鋼板(表2の鋼板No.7)については、ハーフサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242(2005)に準拠して−196℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、各鋼板につき3回の試験を実施して吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。
上記により得られた鋼板から、図1に示すような表面(両面)に切欠を有する全厚試験片を、亀裂伝播方向が圧延方向と垂直な方向(C方向)となるように採取し、非特許文献1に示された方法に準じ、試験温度:−196℃、負荷応力:375MPaでの表面切欠付二重引張試験を実施した。なお、表面切欠付二重引張試験は、上記(4)のシャルピー衝撃試験により測定された吸収エネルギーが、後述する本発明の目標値に達した鋼板と目標に達しなかった一部の鋼板(表2の鋼板No.1〜7,12,14,15,18,19,25〜43,51)についてのみ実施した。
以上の結果を表3に示す。
一方、鋼板No.8、9は、スラブ(鋼素材)の加熱温度が本発明の範囲より高温であるため、−196℃でのシャルピー吸収エネルギー(低温靱性)が低い。
鋼板No.10〜19は、圧延条件が本発明の範囲外であるため、目標の−196℃でのシャルピー吸収エネルギー(低温靱性)が得られないか、目標の脆性亀裂伝播停止特性が得られない。
鋼板No.20、21は、焼戻し温度が本発明の範囲より高温であるため、目標の強度が得られない。
鋼板No.22、23は、焼戻し温度が本発明の範囲より低温であるため、所望の残留オーステナイト量が得られず、目標の−196℃でのシャルピー吸収エネルギー(低温靱性)が得られない。
鋼板No.24、25は、中間熱処理温度が本発明の範囲外であるため、所望の残留オーステナイト量が得られず、−196℃でのシャルピー吸収エネルギー(低温靱性)が低い。
鋼板No.44〜51は、化学成分が本発明の範囲外であるため、目標の特性が得られない。
[1] 質量%で、C:0.03%以上0.10%以下、Si:0.02%以上0.30%以下、Mn:0.65%以上1.20%以下、P:0.005%以下、S:0.003%以下、Al:0.01%以上0.10%以下、N:0.0015%以上0.0045%以下、Ni:5.5%以上8.0%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、残留オーステナイトが分散した焼戻しマルテンサイトからなり、板厚(1/4)t位置において、前記残留オーステナイト量が体積率で2.2%以上14%以下であり、板厚(1/4)t位置において、圧延方向に平行な断面の旧オーステナイト粒の平均粒径が10μm以上60μm以下かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が4.0以下であり、鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置において、板面に平行な{110}面集積度が1.3以上かつ板面に平行な{100}面集積度が0.90以下であり、鋼板の板厚(1/2)t位置において、板面に平行な{111}面集積度が1.2以上2.5以下である組織を有し、引張強さが700MPa以上であり、試験温度:−196℃および負荷応力:375MPaでの表面切欠付二重引張試験で脆性亀裂伝播停止特性を有することを特徴とする低温用鋼板。
Claims (11)
- 質量%で、
C :0.03%以上0.10%以下、 Si:0.02%以上0.30%以下、
Mn:0.65%以上1.20%以下、 P :0.005%以下、
S :0.003%以下、 Al:0.01%以上0.10%以下、
N :0.0015%以上0.0045%以下、 Ni:5.5%以上8.0%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
残留オーステナイトが分散した焼戻しマルテンサイトからなり、板厚(1/4)t位置において、前記残留オーステナイト量が体積率で2.2%以上14%以下であり、板厚(1/4)t位置において、圧延方向に平行な断面の旧オーステナイト粒の平均粒径が10μm以上60μm以下かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が4.0以下であり、鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置において、板面に平行な{110}面集積度が1.3以上かつ板面に平行な{100}面集積度が0.90以下であり、鋼板の板厚(1/2)t位置において、板面に平行な{111}面集積度が1.2以上2.5以下である組織を有し、
引張強さが700MPa以上であることを特徴とする低温用鋼板。 - 板厚(1/4)t位置において、サブゼロ処理後の残留オーステナイト量が体積率で1.7%以上11%以下であることを特徴とする請求項1に記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%でMo:0.05%以上0.50%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%でMo:0.10%超0.30%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%でCr:1.00%以下を含有することを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%でCr:0.20%未満を含有することを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%で、Cu:0.40%未満、Nb:0.05%以下、V:0.05%以下のうちから選ばれるいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1ないし6のいずれかに記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%でTi:0.03%以下を含有することを特徴とする請求項1ないし7のいずれかに記載の低温用鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%で、Ca:0.007%以下、REM:0.010%以下、Mg:0.070%以下のうちから選ばれるいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1ないし8のいずれかに記載の低温用鋼板。
- 請求項1、3ないし9のいずれかに記載の組成を有する鋼素材を、1000℃以上1200℃以下に加熱し、950℃以下840℃超の温度域における累積圧下率を30%以上とし、840℃以下の温度域における累積圧下率を30%以上75%以下とし、圧延終了温度を820℃以下700℃以上とする熱間圧延を施した後、鋼板の板厚(1/2)t位置における温度で、少なくとも550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度を1℃/s以上とし、冷却終了温度を300℃以下とする冷却を施し、その後、550℃以上650℃以下の温度域で焼戻すことを特徴とする低温用鋼板の製造方法。
- 請求項1、3ないし9のいずれかに記載の組成を有する鋼素材を、1000℃以上1200℃以下に加熱し、950℃以下840℃超の温度域における累積圧下率を30%以上とし、840℃以下の温度域における累積圧下率を30%以上75%以下とし、圧延終了温度を850℃以下730℃以上とする熱間圧延を施した後、鋼板の板厚(1/2)t位置における温度で、少なくとも550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度を1℃/s以上とし、冷却終了温度を300℃以下とする冷却を施し、次いで、650℃以上Ac3変態点未満の温度域に加熱した後、鋼板の板厚(1/2)t位置における温度で、少なくとも550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度を3℃/s以上とし、冷却終了温度を200℃以下とする冷却を施す中間熱処理を行い、その後、500℃以上650℃以下の温度域で焼戻すことを特徴とする低温用鋼板の製造方法。
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