JP4039268B2 - 強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＬＮＧタンク等の低温環境で使用される構造部材または補剛部材として、高強度および低温における高靭性を必要とするＮｉ含有鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
液化天然ガス（ＬＮＧ）の輸送用船舶、貯蔵用容器等には、マイナス１６２℃からマイナス１９６℃の極低温域において優れた機械的性質を有する各種構造用材料が多く使用される。そのような各種構造用材料の中でも、９％Ｎｉ鋼は、高い強度と優れた靭性を有することから、これらの用途に特に好適な鋼種としてすでに多くの使用実績がある。
【０００３】
例えば、９％Ｎｉ厚鋼板のＡＳＴＭ規格のＡ３５３（焼ならし型）では、実使用向け熱処理方法として２回焼ならし−焼戻し処理が規定されている。また、ＡＳＴＭ規格のＡ５５３では、再加熱焼入れ−焼戻し処理（ＲＱ−Ｔ）が規定され、さらに、ＡＳＴＭ規格のＡ８４４では直接焼入れ−焼戻し処理（ＤＱ−Ｔ）が規定されている。
【０００４】
また、特に優れた高靭性が要求される鋼板では、例えば特許文献１に記載されているように、上記熱処理に加えて、さらにＡｃ1変態点以上、Ａｃ3変態点以下の２相域に加熱後焼入れするＱ’処理を途中に行う３段熱処理（ＲＱ−Ｑ’−Ｔ、ＤＱ−Ｑ’−Ｔ）が提案されている。
【０００５】
さらに、構造部材および補剛部材としては、鋼板だけでなく、Ｈ形鋼、山形鋼等の各種形鋼の９％Ｎｉ鋼も実用化されている。９％Ｎｉ形鋼の製造においては、形状制御の観点から、曲がりやひずみを生じ良好な形状の確保が困難となるため、熱処理において焼入れを実施することが困難である。
【０００６】
このため、例えば、特許文献２では、９％Ｎｉ形鋼の熱処理として、鋼材を低Ｓｉ−低Ｍｎ系の成分系とし、再加熱焼ならし−焼戻し処理（ＲＮ−Ｔ）、あるいは２相域加熱後空冷の熱処理を加えた３段熱処理（ＲＮ−Ｎ’−Ｔ）が提案されている。
【０００７】
上記の様々な熱処理はいずれも、最終的な組織形態を微細な焼戻しマルテンサイトと安定な残留オーステナイト（γ）との複合組織とすることを目的としている。このため、上記の従来方法はいずれも、鋼に複数回の熱処理を施し、さらに、熱処理温度も微細オーステナイト組織からの焼入れ（Ｑ）もしくは焼ならし（Ｎ）、または最適な２相温度からの焼入れ（Ｑ’）もしくは焼ならし（Ｎ’）とし、最終焼戻し時に析出する微細オーステナイト相と焼戻しマルテンサイト相との繊密な混合組織を得ることにより、９％Ｎｉ鋼の所要の低温靭性を確保している。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５８−７３７１７号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開平２−１９４１２１号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の９％Ｎｉ鋼の製造方法では、複数回の熱処理が必要になるばかりでなく、非常に狭い温度範囲の熱処理温度制御が要求されるために、多大な時間を要して製造日数が長期化するとともに、製造コストが大幅に上昇する。
【００１１】
本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、複数回かつ狭い温度範囲での高精度の熱処理温度制御を行うことなく、優れた強度および低温靭性を確保することができる低コストのＮｉ含有鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１３】
本発明のさらなる強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１１００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上９５０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１４】
さらに、上記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼の化学成分と製造方法を詳細に検討した結果、以下の知見を得た。
【００１６】
焼入れ性を高めるＭｏを適正量添加することにより、従来実施されていた直接焼入れ（ＤＱ）、再加熱焼入れ（ＲＱ）、再加熱焼ならし（ＲＮ）等の熱処理を行うことなく圧延ままの放冷状態で、ＤＱ、ＲＱ、ＲＮを実施した後に得られるミクロ組織と同等の組織を得ることが可能になる。特に、加熱温度を１１００℃以上１３５０℃以下の範囲とし、圧延終了温度を８００℃以上９５０℃以下の範囲とすることにより、より好ましいミクロ組織が得られる。
【００１７】
また、上記のような成分・圧延条件の最適化により、熱間圧延後に熱処理を１回実施するだけで、優れた低温靭性を確保することができる。さらに、熱処理温度を６００℃以上７５０℃以下の広範囲とすることが可能になる。特に、熱処理温度を６５０℃以上７５０℃以下の範囲とした場合には、１回の熱処理だけで従来の３段熱処理で得られていた靭性に優れた安定なオーステナイト組織が得られるため、安定して優れた低温靭性を有するＮｉ含有鋼が得られる。
【００１８】
このようにＭｏを適正量添加して焼入れ性を高めたＮｉ含有鋼は、成分および圧延条件を最適化することにより、従来のように狭い温度範囲に限定された複雑な熱処理を複数回行うことなく、１回のみの熱処理で優れた低温靭性が得られる。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００１９】
以下、本発明の強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法について、詳しく説明する。
【００２０】
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明において「％」で示す単位は全て質量％である。
【００２１】
（１）Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃはオーステナイトまたはマルテンサイト中に固溶し、焼戻し時に析出することにより強化に寄与する元素であるが、その含有量が０．０１％未満では十分な強度が確保できない。一方、０．１０％を超えて添加すると、強度が著しく上昇して靭性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％の範囲に規定する。
【００２２】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、その含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、清浄性が悪い。一方、０．５０％を超えて添加すると固溶強化量が多くなるため、結果として靭性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％の範囲に規定する。
【００２３】
（３）Ｍｎ：０．３〜１．８％
Ｍｎは強度および靭性を確保するために添加するが、その含有量が０．３％未満ではその効果が十分でなく、強度が低下する。一方、１．８％を超えて添加すると偏析が生じやすくなり、靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は０．３〜１．８％の範囲に規定する。
【００２４】
（４）Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは粒界に偏析し、靭性を劣化させる不可避不純物元素であるため、その含有量が少ない方がよい。しかし、０．０１０％以下であれば実用上問題がないため、Ｐ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２５】
（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり、過度の存在により靭性を劣化させるため、その含有量が少ないほどよい。しかし、０．０１０％以下であれば問題がないため、Ｓ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２６】
（６）Ｎｉ：７．５〜１０．５％
Ｎｉは低温靭性を確保するため、本発明において非常に重要な元素である。その含有量を７．５％以上とすることで、焼戻しマルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られ易くなる。一方、１０．５％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｎｉ含有量は７．５〜１０．５％の範囲に規定する。
【００２７】
（７）Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは本発明において重要な元素である。その含有量を０．０５％以上とすることで、熱間圧延後の冷却およびその後の焼戻し処理だけで、従来の複数回の熱処理と同様の微細マルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られる。一方、０．０５％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５０％の範囲に規定する。
（８）Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０１％未満では効果がない。一方、０．０７％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、靭性の劣化につながる。従ってＡｌの含有量は０．０１〜０．０７％の範囲にする。
【００２８】
本発明では、強度および低温靭性をさらに向上する目的で、以下に示すＴｉ、Ｃｕ、Ｃｒのうちの１種または２種以上を含有してもよい。
【００２９】
（９）Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中に含まれるＮとＴｉＮを形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与し、結果として靭性の向上につながる。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分ではない。一方、０．０５％を超えて添加すると析出物が著しく粗大化し、靭性の劣化を生じさせる。従ってＴｉを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０５％の範囲に規定する。
【００３１】
（１０）Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは適正な添加であれば靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰な添加は靭性の劣化を引き起こす。従ってＣｕを添加する場合には、その含有量は０．５０％を上限とする。
【００３２】
（１１）Ｃｒ：０．５０％以下
ＣｒはＣｕと同様に、適正な添加であれば強度上昇に寄与する。さらに、焼入れ性の向上により、Ｍｏと同等の効果を示すが、過剰な添加は靭性の劣化につながる。従ってＣｒを添加する場合、その含有量は０．５０％を上限とする。
【００３３】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。すなわち、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば他の微量元素を含有してもよい。
【００３４】
また、Ｃａ、希土類金属（ＲＥＭ）等のうちの１種または２種以上を適量（〜０．０１％）添加して、鋼中介在物の形態制御を行い、靭性の向上を図ることもできる。
【００３５】
次に、本発明の製造方法について説明する。
【００３６】
本発明のＮｉ含有鋼の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼を用い、１３５０℃以下、より好ましくは、１１００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上、より好ましくは、８００℃以上９５０℃以下の温度範囲で圧延を終了した後に放冷し再加熱して、６００℃以上７５０℃以下、より好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行う。
【００３７】
以下、各熱処理条件の限定理由についてより詳しく説明する。
【００３８】
（ｉ）加熱温度：１３５０℃以下
加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒径が著しく粗大化し、靭性が劣化する。従って、加熱温度は１３５０℃以下とする。強度と低温靭性とのより優れたバランスを得るために、また形状・寸法精度を確保するために、加熱温度の下限値を１１００℃とすることが好ましい。
【００３９】
（ii）圧延終了温度：８００℃以上
圧延終了温度が低いと、形状・寸法精度が十分に確保されないだけでなく、本来高靭性を示す安定なオーステナイトとなる組織に歪みが加わって不安定なオーステナイトとなり、靭性の劣化につながる。従って、圧延終了温度は８００℃以上とする。なお、強度と靭性とのより優れたバランスを得るためには、圧延終了時のオーステナイト粒径を微細化するために、圧延終了温度の上限値を９５０℃とすることが望ましい。
【００４０】
（iii）熱処理温度：６００℃以上７５０℃以下
熱処理温度が７５０℃を超えると、熱処理中のオーステナイト分率が多くなり、結果としてオーステナイト中のＮｉ含有量が減少する。この結果、熱処理後のオーステナイトが不安定となり、靭性の低下につながる。また、熱処理温度が６００℃未満の場合、Ｎｉの濃化したオーステナイトが十分に生成されず、やはり靭性が低下する。従って、熱処理温度は６００℃以上７５０℃以下の温度範囲とする。
【００４１】
（iv）熱処理均熱保持時間：３０分以下
熱処理の均熱保持時間が３０分を超えると製造コストが上昇するだけでなく、Ｎｉが濃化したオーステナイトと熱処理を受けたマルテンサイトの間にＮｉの大きな濃度勾配が生じ、結果として熱処理後にＮｉ含有量の少ない不安定なオーステナイト（低温にすることでマルテンサイトに変態するオーステナイト）の分率が増大し、靭性の低下につながる。従って、均熱保持時間は３０分以下とする。良好な靭性を確保するために、均熱保持時間は３分以上とすることが好ましい。
【００４２】
【実施例】
種々の化学成分を有する供試鋼を用いてフランジ厚１２ｍｍのＨ形鋼および板厚１８ｍｍの厚鋼板を製造した。用いた供試鋼（鋼種Ａ〜Ｔ）の化学成分を表１に示す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
製造した鋼形態（Ｈ形鋼または厚鋼板）を表２に示す。また、このときの製造条件として、各Ｈ形鋼および厚鋼板の鋼片の加熱温度（℃）、圧延終了温度（℃）、熱処理温度（℃）、均熱保持時間（分）を表２に併記する。
【００４５】
得られたＨ形鋼および厚鋼板の特性として、引張特性（強度）および衝撃特性（靭性）を調べた。引張特性としては、熱間圧延後、熱処理炉を用いて熱処理を行った後、Ｈ形鋼ではフランジ１／４位置より、厚鋼板では板幅中央部より、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている１Ａ号板状引張試験片を採取し、降伏強度および引張強度を測定した。衝撃特性としては、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されている４号シャルピー衝撃試験片を採取し、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定した。この結果を表２に併記する。
【００４６】
なお、ＪＩＳ Ｇ ３１２７の規格を満足し、さらに製造上のばらつきを考慮して、降伏強度が５４０ＭＰａ以上であるもの、引張強度が７２０ＭＰａ以上であるもの、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが７５Ｊを超えるものを強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼として評価し、この評価基準を満たさないものを本発明範囲外とした。
【００４７】
また、得られたＨ形鋼の形状・寸法精度がＪＩＳ Ｇ ３１９２の規格を満たすか否か、および厚鋼板の形状・寸法精度がＪＩＳ Ｇ ３１９３の規格を満たすか否かについても表２に併記する。表２中、規格を満たすものには○、規格を満たさないものには×、規格を満たすものの、規格値に対して余裕がなかったものには△を付した。
【００４８】
【表２】
【００４９】
化学成分および製造条件が本発明の範囲内である例１〜１４のＨ形鋼および厚鋼板はいずれも、降伏強度が５４０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつマイナス１９６℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の優れた特性を示した。さらに、形状・寸法精度にも優れていた。
【００５０】
一方、化学成分は本発明の範囲内であるものの、圧延終了温度が低かった例１５のＨ形鋼は、加工歪みにより引張強度がＪＩＳ規格で規定されている規格値８３０ＭＰａ（８３０Ｎ／ｍｍ2）を超えて高くなり、低温靭性が低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００５１】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、熱処理温度が低かった例１６のＨ形鋼は、低温靭性の向上に有効に作用する安定なγが十分に生じないため、低温靭性が劣化していた。
【００５２】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、熱処理温度が高かった例１７の厚鋼板は、γ中のＮｉ濃度が低下し、γが不安定になるため低温靭性が著しく劣化し、引張強度もＪＩＳ規格の規格値を超えて高かった。
【００５３】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、均熱保持時間が長かった例１８の厚鋼板は、不安定なγが増加するため、低温靭性が劣化していた。
【００５４】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、圧延終了温度が９５０℃を超えて高かった例１９の厚鋼板は、ＪＩＳ規格で規定される強度・低温靭性は満たすものの、例１〜例１４の鋼に比べて低温靭性が劣化して評価基準を満たさなかった。
【００５５】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、加熱温度が１１００℃未満と低かった例２０のＨ形鋼は、ＪＩＳ規格で規定される強度・低温靭性は満たすものの、例１〜例１４のＨ形鋼または厚鋼板に比べて形状・寸法精度が劣化し、ＪＩＳ規格の規格値に対して余裕がなかった。
【００５６】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、化学成分が本発明の範囲から外れる例２１〜例３３の鋼は以下のような結果が得られた。すなわち、Ｃ含有量が低かった例２１のＨ形鋼は、降伏強度、引張強度ともに低かった。
【００５７】
Ｃ含有量が多かった例２２のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００５８】
Ｓｉ含有量が低かった例２３の厚鋼板は、鋼の清浄性が低いため、低温靭性が劣化していた。
【００５９】
Ｓｉ含有量が多かった２４の厚鋼板は、固溶強化により引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６０】
Ｍｎ含有量が低かった例２５のＨ形鋼は、降伏強度が低く、十分な引張強度が得られなかった。
【００６１】
Ｍｎ含有量が多かった例２６の厚鋼板は、偏析が著しく、低温靭性が劣化していた。
【００６２】
Ｐ含有量が多かった例２７のＨ形鋼、Ｓ含有量が多かった例２８の厚鋼板、およびＮｉ含有量が少なかった例２９のＨ形鋼は、低温靭性が劣化していた。
【００６３】
Ｎｉ含有量が多かった例３０の厚鋼板は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。さらに、製造コストが高くなった。
【００６４】
Ｍｏ含有量が少なかった例３１のＨ形鋼は、圧延後の放冷で望ましい組織が得られないため、低温靭性が劣化していた。
【００６５】
Ｍｏ含有量が多かった例３２の厚鋼板は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６６】
ＴｉおよびＡｌ添加量が多く、さらに、ＣｕおよびＣｒ含有量が多かった例３３のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、複数回かつ狭い温度範囲での高精度の熱処理温度制御を行うことなく、強度および低温靭性に優れたＮｉ含有鋼を低コストで提供することができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＬＮＧタンク等の低温環境で使用される構造部材または補剛部材として、高強度および低温における高靭性を必要とするＮｉ含有鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
液化天然ガス（ＬＮＧ）の輸送用船舶、貯蔵用容器等には、マイナス１６２℃からマイナス１９６℃の極低温域において優れた機械的性質を有する各種構造用材料が多く使用される。そのような各種構造用材料の中でも、９％Ｎｉ鋼は、高い強度と優れた靭性を有することから、これらの用途に特に好適な鋼種としてすでに多くの使用実績がある。
【０００３】
例えば、９％Ｎｉ厚鋼板のＡＳＴＭ規格のＡ３５３（焼ならし型）では、実使用向け熱処理方法として２回焼ならし−焼戻し処理が規定されている。また、ＡＳＴＭ規格のＡ５５３では、再加熱焼入れ−焼戻し処理（ＲＱ−Ｔ）が規定され、さらに、ＡＳＴＭ規格のＡ８４４では直接焼入れ−焼戻し処理（ＤＱ−Ｔ）が規定されている。
【０００４】
また、特に優れた高靭性が要求される鋼板では、例えば特許文献１に記載されているように、上記熱処理に加えて、さらにＡｃ1変態点以上、Ａｃ3変態点以下の２相域に加熱後焼入れするＱ’処理を途中に行う３段熱処理（ＲＱ−Ｑ’−Ｔ、ＤＱ−Ｑ’−Ｔ）が提案されている。
【０００５】
さらに、構造部材および補剛部材としては、鋼板だけでなく、Ｈ形鋼、山形鋼等の各種形鋼の９％Ｎｉ鋼も実用化されている。９％Ｎｉ形鋼の製造においては、形状制御の観点から、曲がりやひずみを生じ良好な形状の確保が困難となるため、熱処理において焼入れを実施することが困難である。
【０００６】
このため、例えば、特許文献２では、９％Ｎｉ形鋼の熱処理として、鋼材を低Ｓｉ−低Ｍｎ系の成分系とし、再加熱焼ならし−焼戻し処理（ＲＮ−Ｔ）、あるいは２相域加熱後空冷の熱処理を加えた３段熱処理（ＲＮ−Ｎ’−Ｔ）が提案されている。
【０００７】
上記の様々な熱処理はいずれも、最終的な組織形態を微細な焼戻しマルテンサイトと安定な残留オーステナイト（γ）との複合組織とすることを目的としている。このため、上記の従来方法はいずれも、鋼に複数回の熱処理を施し、さらに、熱処理温度も微細オーステナイト組織からの焼入れ（Ｑ）もしくは焼ならし（Ｎ）、または最適な２相温度からの焼入れ（Ｑ’）もしくは焼ならし（Ｎ’）とし、最終焼戻し時に析出する微細オーステナイト相と焼戻しマルテンサイト相との繊密な混合組織を得ることにより、９％Ｎｉ鋼の所要の低温靭性を確保している。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５８−７３７１７号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開平２−１９４１２１号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来の９％Ｎｉ鋼の製造方法では、複数回の熱処理が必要になるばかりでなく、非常に狭い温度範囲の熱処理温度制御が要求されるために、多大な時間を要して製造日数が長期化するとともに、製造コストが大幅に上昇する。
【００１１】
本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、複数回かつ狭い温度範囲での高精度の熱処理温度制御を行うことなく、優れた強度および低温靭性を確保することができる低コストのＮｉ含有鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１３】
本発明のさらなる強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１１００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上９５０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする。
【００１４】
さらに、上記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することが好ましい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼の化学成分と製造方法を詳細に検討した結果、以下の知見を得た。
【００１６】
焼入れ性を高めるＭｏを適正量添加することにより、従来実施されていた直接焼入れ（ＤＱ）、再加熱焼入れ（ＲＱ）、再加熱焼ならし（ＲＮ）等の熱処理を行うことなく圧延ままの放冷状態で、ＤＱ、ＲＱ、ＲＮを実施した後に得られるミクロ組織と同等の組織を得ることが可能になる。特に、加熱温度を１１００℃以上１３５０℃以下の範囲とし、圧延終了温度を８００℃以上９５０℃以下の範囲とすることにより、より好ましいミクロ組織が得られる。
【００１７】
また、上記のような成分・圧延条件の最適化により、熱間圧延後に熱処理を１回実施するだけで、優れた低温靭性を確保することができる。さらに、熱処理温度を６００℃以上７５０℃以下の広範囲とすることが可能になる。特に、熱処理温度を６５０℃以上７５０℃以下の範囲とした場合には、１回の熱処理だけで従来の３段熱処理で得られていた靭性に優れた安定なオーステナイト組織が得られるため、安定して優れた低温靭性を有するＮｉ含有鋼が得られる。
【００１８】
このようにＭｏを適正量添加して焼入れ性を高めたＮｉ含有鋼は、成分および圧延条件を最適化することにより、従来のように狭い温度範囲に限定された複雑な熱処理を複数回行うことなく、１回のみの熱処理で優れた低温靭性が得られる。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００１９】
以下、本発明の強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法について、詳しく説明する。
【００２０】
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明において「％」で示す単位は全て質量％である。
【００２１】
（１）Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃはオーステナイトまたはマルテンサイト中に固溶し、焼戻し時に析出することにより強化に寄与する元素であるが、その含有量が０．０１％未満では十分な強度が確保できない。一方、０．１０％を超えて添加すると、強度が著しく上昇して靭性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％の範囲に規定する。
【００２２】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、その含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、清浄性が悪い。一方、０．５０％を超えて添加すると固溶強化量が多くなるため、結果として靭性が劣化する。従って、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％の範囲に規定する。
【００２３】
（３）Ｍｎ：０．３〜１．８％
Ｍｎは強度および靭性を確保するために添加するが、その含有量が０．３％未満ではその効果が十分でなく、強度が低下する。一方、１．８％を超えて添加すると偏析が生じやすくなり、靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は０．３〜１．８％の範囲に規定する。
【００２４】
（４）Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは粒界に偏析し、靭性を劣化させる不可避不純物元素であるため、その含有量が少ない方がよい。しかし、０．０１０％以下であれば実用上問題がないため、Ｐ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２５】
（５）Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり、過度の存在により靭性を劣化させるため、その含有量が少ないほどよい。しかし、０．０１０％以下であれば問題がないため、Ｓ含有量の上限を０．０１０％に規定する。
【００２６】
（６）Ｎｉ：７．５〜１０．５％
Ｎｉは低温靭性を確保するため、本発明において非常に重要な元素である。その含有量を７．５％以上とすることで、焼戻しマルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られ易くなる。一方、１０．５％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｎｉ含有量は７．５〜１０．５％の範囲に規定する。
【００２７】
（７）Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは本発明において重要な元素である。その含有量を０．０５％以上とすることで、熱間圧延後の冷却およびその後の焼戻し処理だけで、従来の複数回の熱処理と同様の微細マルテンサイト相と安定な微細オーステナイト相との混合組織が得られる。一方、０．０５％を超えて添加すると合金コストが上昇するだけでなく、強度が上昇して靭性の劣化が生じる。従って、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．５０％の範囲に規定する。
（８）Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０１％未満では効果がない。一方、０．０７％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、靭性の劣化につながる。従ってＡｌの含有量は０．０１〜０．０７％の範囲にする。
【００２８】
本発明では、強度および低温靭性をさらに向上する目的で、以下に示すＴｉ、Ｃｕ、Ｃｒのうちの１種または２種以上を含有してもよい。
【００２９】
（９）Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中に含まれるＮとＴｉＮを形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与し、結果として靭性の向上につながる。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分ではない。一方、０．０５％を超えて添加すると析出物が著しく粗大化し、靭性の劣化を生じさせる。従ってＴｉを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０５％の範囲に規定する。
【００３１】
（１０）Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは適正な添加であれば靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰な添加は靭性の劣化を引き起こす。従ってＣｕを添加する場合には、その含有量は０．５０％を上限とする。
【００３２】
（１１）Ｃｒ：０．５０％以下
ＣｒはＣｕと同様に、適正な添加であれば強度上昇に寄与する。さらに、焼入れ性の向上により、Ｍｏと同等の効果を示すが、過剰な添加は靭性の劣化につながる。従ってＣｒを添加する場合、その含有量は０．５０％を上限とする。
【００３３】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。すなわち、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば他の微量元素を含有してもよい。
【００３４】
また、Ｃａ、希土類金属（ＲＥＭ）等のうちの１種または２種以上を適量（〜０．０１％）添加して、鋼中介在物の形態制御を行い、靭性の向上を図ることもできる。
【００３５】
次に、本発明の製造方法について説明する。
【００３６】
本発明のＮｉ含有鋼の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼を用い、１３５０℃以下、より好ましくは、１１００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上、より好ましくは、８００℃以上９５０℃以下の温度範囲で圧延を終了した後に放冷し再加熱して、６００℃以上７５０℃以下、より好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行う。
【００３７】
以下、各熱処理条件の限定理由についてより詳しく説明する。
【００３８】
（ｉ）加熱温度：１３５０℃以下
加熱温度が１３５０℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒径が著しく粗大化し、靭性が劣化する。従って、加熱温度は１３５０℃以下とする。強度と低温靭性とのより優れたバランスを得るために、また形状・寸法精度を確保するために、加熱温度の下限値を１１００℃とすることが好ましい。
【００３９】
（ii）圧延終了温度：８００℃以上
圧延終了温度が低いと、形状・寸法精度が十分に確保されないだけでなく、本来高靭性を示す安定なオーステナイトとなる組織に歪みが加わって不安定なオーステナイトとなり、靭性の劣化につながる。従って、圧延終了温度は８００℃以上とする。なお、強度と靭性とのより優れたバランスを得るためには、圧延終了時のオーステナイト粒径を微細化するために、圧延終了温度の上限値を９５０℃とすることが望ましい。
【００４０】
（iii）熱処理温度：６００℃以上７５０℃以下
熱処理温度が７５０℃を超えると、熱処理中のオーステナイト分率が多くなり、結果としてオーステナイト中のＮｉ含有量が減少する。この結果、熱処理後のオーステナイトが不安定となり、靭性の低下につながる。また、熱処理温度が６００℃未満の場合、Ｎｉの濃化したオーステナイトが十分に生成されず、やはり靭性が低下する。従って、熱処理温度は６００℃以上７５０℃以下の温度範囲とする。
【００４１】
（iv）熱処理均熱保持時間：３０分以下
熱処理の均熱保持時間が３０分を超えると製造コストが上昇するだけでなく、Ｎｉが濃化したオーステナイトと熱処理を受けたマルテンサイトの間にＮｉの大きな濃度勾配が生じ、結果として熱処理後にＮｉ含有量の少ない不安定なオーステナイト（低温にすることでマルテンサイトに変態するオーステナイト）の分率が増大し、靭性の低下につながる。従って、均熱保持時間は３０分以下とする。良好な靭性を確保するために、均熱保持時間は３分以上とすることが好ましい。
【００４２】
【実施例】
種々の化学成分を有する供試鋼を用いてフランジ厚１２ｍｍのＨ形鋼および板厚１８ｍｍの厚鋼板を製造した。用いた供試鋼（鋼種Ａ〜Ｔ）の化学成分を表１に示す。
【００４３】
【表１】
製造した鋼形態（Ｈ形鋼または厚鋼板）を表２に示す。また、このときの製造条件として、各Ｈ形鋼および厚鋼板の鋼片の加熱温度（℃）、圧延終了温度（℃）、熱処理温度（℃）、均熱保持時間（分）を表２に併記する。
【００４５】
得られたＨ形鋼および厚鋼板の特性として、引張特性（強度）および衝撃特性（靭性）を調べた。引張特性としては、熱間圧延後、熱処理炉を用いて熱処理を行った後、Ｈ形鋼ではフランジ１／４位置より、厚鋼板では板幅中央部より、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている１Ａ号板状引張試験片を採取し、降伏強度および引張強度を測定した。衝撃特性としては、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されている４号シャルピー衝撃試験片を採取し、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定した。この結果を表２に併記する。
【００４６】
なお、ＪＩＳ Ｇ ３１２７の規格を満足し、さらに製造上のばらつきを考慮して、降伏強度が５４０ＭＰａ以上であるもの、引張強度が７２０ＭＰａ以上であるもの、マイナス１９６℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが７５Ｊを超えるものを強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼として評価し、この評価基準を満たさないものを本発明範囲外とした。
【００４７】
また、得られたＨ形鋼の形状・寸法精度がＪＩＳ Ｇ ３１９２の規格を満たすか否か、および厚鋼板の形状・寸法精度がＪＩＳ Ｇ ３１９３の規格を満たすか否かについても表２に併記する。表２中、規格を満たすものには○、規格を満たさないものには×、規格を満たすものの、規格値に対して余裕がなかったものには△を付した。
【００４８】
【表２】
化学成分および製造条件が本発明の範囲内である例１〜１４のＨ形鋼および厚鋼板はいずれも、降伏強度が５４０ＭＰａ以上、引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつマイナス１９６℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の優れた特性を示した。さらに、形状・寸法精度にも優れていた。
【００５０】
一方、化学成分は本発明の範囲内であるものの、圧延終了温度が低かった例１５のＨ形鋼は、加工歪みにより引張強度がＪＩＳ規格で規定されている規格値８３０ＭＰａ（８３０Ｎ／ｍｍ2）を超えて高くなり、低温靭性が低下していた。さらに、形状・寸法精度が悪かった。
【００５１】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、熱処理温度が低かった例１６のＨ形鋼は、低温靭性の向上に有効に作用する安定なγが十分に生じないため、低温靭性が劣化していた。
【００５２】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、熱処理温度が高かった例１７の厚鋼板は、γ中のＮｉ濃度が低下し、γが不安定になるため低温靭性が著しく劣化し、引張強度もＪＩＳ規格の規格値を超えて高かった。
【００５３】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、均熱保持時間が長かった例１８の厚鋼板は、不安定なγが増加するため、低温靭性が劣化していた。
【００５４】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、圧延終了温度が９５０℃を超えて高かった例１９の厚鋼板は、ＪＩＳ規格で規定される強度・低温靭性は満たすものの、例１〜例１４の鋼に比べて低温靭性が劣化して評価基準を満たさなかった。
【００５５】
化学成分は本発明の範囲内であるものの、加熱温度が１１００℃未満と低かった例２０のＨ形鋼は、ＪＩＳ規格で規定される強度・低温靭性は満たすものの、例１〜例１４のＨ形鋼または厚鋼板に比べて形状・寸法精度が劣化し、ＪＩＳ規格の規格値に対して余裕がなかった。
【００５６】
製造条件は本発明の範囲内であるものの、化学成分が本発明の範囲から外れる例２１〜例３３の鋼は以下のような結果が得られた。すなわち、Ｃ含有量が低かった例２１のＨ形鋼は、降伏強度、引張強度ともに低かった。
【００５７】
Ｃ含有量が多かった例２２のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００５８】
Ｓｉ含有量が低かった例２３の厚鋼板は、鋼の清浄性が低いため、低温靭性が劣化していた。
【００５９】
Ｓｉ含有量が多かった２４の厚鋼板は、固溶強化により引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６０】
Ｍｎ含有量が低かった例２５のＨ形鋼は、降伏強度が低く、十分な引張強度が得られなかった。
【００６１】
Ｍｎ含有量が多かった例２６の厚鋼板は、偏析が著しく、低温靭性が劣化していた。
【００６２】
Ｐ含有量が多かった例２７のＨ形鋼、Ｓ含有量が多かった例２８の厚鋼板、およびＮｉ含有量が少なかった例２９のＨ形鋼は、低温靭性が劣化していた。
【００６３】
Ｎｉ含有量が多かった例３０の厚鋼板は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。さらに、製造コストが高くなった。
【００６４】
Ｍｏ含有量が少なかった例３１のＨ形鋼は、圧延後の放冷で望ましい組織が得られないため、低温靭性が劣化していた。
【００６５】
Ｍｏ含有量が多かった例３２の厚鋼板は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６６】
ＴｉおよびＡｌ添加量が多く、さらに、ＣｕおよびＣｒ含有量が多かった例３３のＨ形鋼は、引張強度がＪＩＳ規格の規格値を超えて高くなり、低温靭性が劣化していた。
【００６７】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、複数回かつ狭い温度範囲での高精度の熱処理温度制御を行うことなく、強度および低温靭性に優れたＮｉ含有鋼を低コストで提供することができる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１３５０℃以下に加熱し、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法。
- 前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：７．５〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１１００℃以上１３５０℃以下の温度範囲に加熱し、８００℃以上９５０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行った後に放冷し、放冷後再加熱して６００℃から７５０℃までの温度域で均熱保持時間３０分以下の熱処理を行うことを特徴とする強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法。
- 前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
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