JP5521712B2 - 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法 - Google Patents
強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、ＬＮＧ貯蔵用タンク等に利用される強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法に関するものである。
近年、世界的なエネルギー需要の増大とそれに伴う地球環境の悪化が問題となっており、クリーンなエネルギー源としての天然ガス（ＬＮＧ）の需要が急増している。それにともない、近年、ＬＮＧ貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されており、タンク本体に使用される９％Ｎｉ鋼の需要も増加している。
同時に、敷地を有効利用するため、ＬＮＧタンクは大型化される傾向にあり、より降伏強度および引張強さの高い鋼板の製造が望まれている。このようなタンクでは、脆性破壊に対する安全性の確保から靭性を改善すべく多くの研究開発がなされてきた。
なかでも、万一、タンクに亀裂が発生した場合のタンクの事故の重大性を考慮し、脆性亀裂伝播停止特性が重要視される。特に、近年のＬＮＧタンクの大型化による鋼板の厚肉化に伴い、さらなる脆性亀裂伝播停止特性の向上が求められる傾向にある。
一般的に、脆性亀裂伝播停止特性は靭性（脆性・延性破面遷移温度）と相関があることが知られており、低温用Ｎｉ含有鋼の靭性を改善することは脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効な手段の一つであると考えられる。
９％Ｎｉ鋼の低温靭性の改善方法として、Ｐ、Ｓ等の不純物元素の低減が有効であることは、一般的に知られており、非特許文献１によればＳの低減により、靭性が向上するとともに、脆性亀裂伝播停止特性が向上することが示されている。また、非特許文献２によれば、Ｐの低減により脆性亀裂伝播停止特性が向上することが示されている。
一方、強度を確保しつつ、より安定して優れた低温靭性を得ることができる製造法として、二段焼入焼戻（以下、Ｑ−Ｑ’−ＴプロセスまたはＤＱ−Ｑ’−Ｔプロセスと呼ぶ）を行うことが一般的に知られており、必要に応じてこれらの方法が利用できることが示されている。
ＪＩＳ Ｇ ３１２７：低温圧力容器用ニッケル鋼鋼板（降伏点または耐力が５９０
ＭＰａ以上）には焼入焼戻法（以下、Ｑ−Ｔプロセスと呼ぶ）が指定されている。また、ＡＳＴＭ Ａ８４４では、直接焼入焼戻（以下、ＤＱ−Ｔプロセスと呼ぶ）が指定されている。
ＭＰａ以上）には焼入焼戻法（以下、Ｑ−Ｔプロセスと呼ぶ）が指定されている。また、ＡＳＴＭ Ａ８４４では、直接焼入焼戻（以下、ＤＱ−Ｔプロセスと呼ぶ）が指定されている。
非特許文献３によると、Ｑ−Ｑ’−Ｔプロセスによる低温靭性改善の考え方は次のとおりである。1段目の焼入れ（Ｑ）では、通常の焼入れと同様、オーステナイト域から急冷することでマルテンサイトを得る。２段目の焼入れ（Ｑ’）はＡｃ３変態点以下の（γ＋α）二相域から焼き入れる。Ｑ’により組織が微細化されるとともに、合金元素の分配が起こるために、焼戻しマルテンサイトと合金元素の濃縮したマルテンサイトと、少量の残留オーステナイトが形成される。
この混合組織を、Ａｃ１変態点近傍で焼戻す（Ｔ）と、さら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。すなわち、最終組織は微細で、かつ靭性の極めて高い焼戻しマルテンサイトと、極低温でも安定性の高いオーステナイト相との混合組織となるため、Ｑ−Ｑ’−Ｔプロセスでは、低温靭性（−１９６℃における吸収エネルギー）が著しく向上する。
９％Ｎｉ鋼において、残留γの導入が脆性亀裂伝播停止特性に効果があるか必ずしも明確ではないが、非特許文献４には、結晶粒界に生じた逆変態γは、不純物の偏析界面面積を増大させ、亀裂の伝播経路をジグザグにすることを通じて粒界破壊の抵抗となることが示されている。
また、非特許文献５には、後述するように、脆性亀裂伝播停止特性の評価方法として表面切欠付二重引張試験の試験方法が示されている。
９％Ｎｉ鋼の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法として、特許文献１が提案されている。特許文献１には、２．５〜１０％のＮｉを含有する鋼に関して、９００℃〜１０００℃に加熱してから８５０℃以下の累積圧下率が４０〜７０％の圧延後直ちに冷却し、その後８５０℃以下のオーステナイト温度域での焼入れ処理を行い、焼戻し処理を行う製造方法（ＤＱ−Ｑ−Ｔプロセス）が開示されている。この方法は、制御圧延を通して得られた微細なマルテンサイト組織を再焼入れ処理することにより、より微細な結晶粒径を得る技術である。
古君、中野著 「鋼材の破壊靭性に対する高靭化の影響」、日本鉄鋼協会材料研究委員会編、昭和６０年、ｐ２８
斉藤、矢野：材料とプロセス、ｖｏｌ．７（１９９４）、ｐ１７７１、日本鉄鋼協会
改訂４版金属便覧、日本金属学会編、丸善、ｐ８０１
村上、柴田、藤田：鉄と鋼、７２（１９８６）、ｐ２４１、日本鉄鋼協会
田川、松井、伊沢、渡邊、鈴木、徳永：日本鋼管技報、Ｎｏ．１１１（１９８６）、ｐ１
本発明は、ＬＮＧタンクの側板用途として、現状のＱ−Ｔプロセスの９％Ｎｉ鋼板と同等以上の強度、靭性が得られ、なおかつ、Ｑ−Ｔ材よりも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する強度および低温靭性に優れた主に板厚３０ｍｍ以上の低温用Ｎｉ含有鋼およびそれらを経済的かつ安定的に製造する方法を提供することを目的とする。
従来技術をまとめると、「（１）Ｐ、Ｓなどの不純物元素を低減する。（２）Ｑ−Ｑ’−ＴプロセスまたはＤＱ−Ｑ’−Ｔプロセスの適用により、残留γを導入する。（３）ＤＱ−Ｑ−Ｔプロセスの適用により結晶粒径の微細化を図る。」の３通りである。
実際に使用されている９％Ｎｉ鋼は、現状の製鋼技術から、不純物元素は十分に低減されており、更なる清浄化を図るには製鋼コストの増大や製造能率を低下する。また、Ｑ−Ｑ’−ＴやＤＱ−Ｑ’−Ｔプロセス、またはＤＱ−Ｑ−Ｔプロセスを利用すると、強度を確保しつつ、より安定して優れた−１９６℃における吸収エネルギーを得ることができるが、熱処理プロセスが複雑で複数の段階があるためにコストがかかり、製造所要日数も長くかかるという問題がある。
発明者らは、従来技術とは異なる方法で、Ｎｉ含有量が７．０〜１０．５％を基本成分とする低温用Ｎｉ含有鋼について、十分な強度および低温靭性を確保した上で、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる目的で詳細な検討を行い、鋼板の表面近傍では｛１１０｝集合組織を、鋼板板厚中心部では｛１００｝および｛２１１｝集合組織を発達させた場合に脆性亀裂伝播停止特性が向上することを見出した。本発明の要旨は以下の通りである。
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２〜０．４０％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面から３ｍｍの範囲においては、該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝集合組織の集積度が１．２以上であり、該鋼板の板厚中心部においては、該鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝集合組織の集積度がそれぞれ１．２以上３．０以下であることを特徴とする強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼である。
第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼である。
第三の発明は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００７％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０７％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする第一の発明または第二の発明に記載の強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼である。
第四の発明は、第一の発明から第三の発明のいずれかに記載の成分の鋼片を、９５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、８５０℃以下の累積圧下率が１５％以上７５％以下で、最終圧延終了温度を鋼板表面温度で８３０℃以下６５０℃以上とした熱間圧延を行い、鋼板とした後、該鋼板の板厚中心部の冷却速度を３℃／ｓ以上、冷却終了温度を３００℃以下とした直接焼入れを行なった後、５００℃以上７００℃以下の温度に焼戻すことを特徴とする強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼の製造方法である。
本発明により、熱処理を省略したＤＱ−Ｔプロセスにより、Ｑ−Ｔプロセスの場合に比較して、高強度で、かつ、同等の低温靭性を有し、脆性亀裂伝播停止特性に優れた９％Ｎｉ鋼板を安定的に製造できるようにしたので、生産性に優れ、かつ、強度および低温靭性、脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼の製造方法を提供することが可能になった。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．化学成分について
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお成分％は全て質量％を意味する。また、以下に記した元素以外の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお成分％は全て質量％を意味する。また、以下に記した元素以外の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｃは、強度を付与するのに重要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．１０％を超えて添加すると、低温靭性の低下を招くため、Ｃ量は０．０３〜０．１０％の範囲とする。
Ｃは、強度を付与するのに重要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．１０％を超えて添加すると、低温靭性の低下を招くため、Ｃ量は０．０３〜０．１０％の範囲とする。
Ｓｉ：０．０２〜０．４０％
Ｓｉは、強度向上あるいは脱酸材として添加されるが、多量に添加すると、焼戻し脆化感受性が高まることから、Ｓｉ量は０．０２〜０．４０％の範囲とする。
Ｓｉは、強度向上あるいは脱酸材として添加されるが、多量に添加すると、焼戻し脆化感受性が高まることから、Ｓｉ量は０．０２〜０．４０％の範囲とする。
Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素である。健全な母材および溶接継手を得るためには、可能な限り低く抑制するのが好ましい。従って、Ｐ量、Ｓ量はともに、０．００５％以下とする。
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素である。健全な母材および溶接継手を得るためには、可能な限り低く抑制するのが好ましい。従って、Ｐ量、Ｓ量はともに、０．００５％以下とする。
Ｍｎ：０．２〜１．０％
Ｍｎは、０．２％未満であると、熱間での延性が低下するため、０．２％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素であるが、１．０％を超えて添加しても、強度向上代が小さくなるうえ、逆に低温靭性が低下し、焼戻し脆化感受性も高くなることから、Ｍｎ量は０．２〜１．０％の範囲とする。
Ｍｎは、０．２％未満であると、熱間での延性が低下するため、０．２％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素であるが、１．０％を超えて添加しても、強度向上代が小さくなるうえ、逆に低温靭性が低下し、焼戻し脆化感受性も高くなることから、Ｍｎ量は０．２〜１．０％の範囲とする。
Ｎｉ：７．０〜１０．５％
Ｎｉは、低温靭性を付与するとともに、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であり、７．０％以上の添加が必要であるが、１０．５％を超えて添加しても、その効果が飽和するため、Ｎｉ量は７．０〜１０．５％の範囲とする。
Ｎｉは、低温靭性を付与するとともに、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素であり、７．０％以上の添加が必要であるが、１０．５％を超えて添加しても、その効果が飽和するため、Ｎｉ量は７．０〜１０．５％の範囲とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸元素として必要であるが、０．０１％未満ではその効果が乏しく、一方、０．１０％を超えると清浄性を損なうため、Ａｌ量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
Ａｌは、脱酸元素として必要であるが、０．０１％未満ではその効果が乏しく、一方、０．１０％を超えると清浄性を損なうため、Ａｌ量は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
上記成分に加えて、下記成分の中から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、焼入性向上により強度を得るのに有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると靭性が低下するため、添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とする。
Ｃｕは、焼入性向上により強度を得るのに有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると靭性が低下するため、添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とする。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、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、靭性を損なうことなく強度が得られる元素であるが、添加する場合は、０．５％を超える添加は、靭性が低下するので、添加する場合は、Ｍｏ量は、０．５％以下とする。
Ｍｏは、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、靭性を損なうことなく強度が得られる元素であるが、添加する場合は、０．５％を超える添加は、靭性が低下するので、添加する場合は、Ｍｏ量は、０．５％以下とする。
Ｃｒ：０．５％以下
ＣｒもＭｏと同様の効果が得られるが、添加する場合は、０．５％を超える添加は、靭性が低下するので、添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とする。
ＣｒもＭｏと同様の効果が得られるが、添加する場合は、０．５％を超える添加は、靭性が低下するので、添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とする。
Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下
Ｎｂ、Ｖはいずれも析出強化により強度の向上に有効であるが、両者とも過剰な添加は靭性が低下するので、添加する場合は、Ｎｂ量、Ｖ量はいずれも０．０５％以下とする。
Ｎｂ、Ｖはいずれも析出強化により強度の向上に有効であるが、両者とも過剰な添加は靭性が低下するので、添加する場合は、Ｎｂ量、Ｖ量はいずれも０．０５％以下とする。
Ｃａ：０．００７％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０７％以下
これらの元素は、介在物の形態制御により靭性を向上させる効果を有するが、過剰な添加は清浄性を損なうため、添加する場合は、Ｃａ量は０．００７％以下、ＲＥＭ量は０．１％以下、Ｍｇ量は０．０７％以下とする。
これらの元素は、介在物の形態制御により靭性を向上させる効果を有するが、過剰な添加は清浄性を損なうため、添加する場合は、Ｃａ量は０．００７％以下、ＲＥＭ量は０．１％以下、Ｍｇ量は０．０７％以下とする。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、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ことから、添加する場合は、Ｔｉは０．０３％以下の範囲で添加してもよい。
Ｔｉは、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ことから、添加する場合は、Ｔｉは０．０３％以下の範囲で添加してもよい。
２．集合組織について
鋼板表面から３ｍｍの範囲においては、該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝集合組織の集積度が１．２以上で、かつ該鋼板の板厚中心部においては、該鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝集合組織の集積度がそれぞれ１．２以上３．０以下とする
従来のＱ−Ｔプロセスによる鋼では鋼板の板厚方向には集合組織は均一であり、いずれの集積度も１であるが、本発明の鋼板は、鋼板表面から３ｍｍの範囲の該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝の集積度が１．２以上、該鋼板の板厚中心部の鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝の集積度がそれぞれ１．２以上あり、このような集合組織とすることにより従来鋼に比べ脆性亀裂伝播停止特性が向上する。好ましくは、鋼板表面から３ｍｍの範囲の鋼板表面に平行な面の｛１１０｝の集積度は１．５以上である。しかし、集合組織の著しい発達は低温靭性に悪影響をもたらすため、板厚中心部の鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝の集積度はそれぞれ３．０以下とする。好ましくは２．５以下である。
鋼板表面から３ｍｍの範囲においては、該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝集合組織の集積度が１．２以上で、かつ該鋼板の板厚中心部においては、該鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝集合組織の集積度がそれぞれ１．２以上３．０以下とする
従来のＱ−Ｔプロセスによる鋼では鋼板の板厚方向には集合組織は均一であり、いずれの集積度も１であるが、本発明の鋼板は、鋼板表面から３ｍｍの範囲の該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝の集積度が１．２以上、該鋼板の板厚中心部の鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝の集積度がそれぞれ１．２以上あり、このような集合組織とすることにより従来鋼に比べ脆性亀裂伝播停止特性が向上する。好ましくは、鋼板表面から３ｍｍの範囲の鋼板表面に平行な面の｛１１０｝の集積度は１．５以上である。しかし、集合組織の著しい発達は低温靭性に悪影響をもたらすため、板厚中心部の鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝の集積度はそれぞれ３．０以下とする。好ましくは２．５以下である。
なお、この発明において｛ｈｋｌ｝集合組織の集積度とは、ランダム試料の｛ｈｋｌ｝面からの回折Ｘ線強度I０に対する被検体の｛ｈｋｌ｝面からの回折Ｘ線強度Iの相対強度比I／I０で表される値である。
３．製造方法について
製造方法は、所望の鋼板を得るために下記のように規定した。その理由を以下に述べる。
製造方法は、所望の鋼板を得るために下記のように規定した。その理由を以下に述べる。
鋼片加熱温度：９５０℃〜１２００℃
鋼片加熱温度が９５０℃未満の場合は、鋼片の鋳造段階で析出している粗大なＡｌＮが固溶せず、靭性が低下する。また、添加元素が十分に均一に拡散せず、靭性が低下する。そのほか、以下に述べる圧延条件を実質的に満足できない。一方、１２００℃を超える温度で加熱すると、オーステナイト粒が粗大化し靭性が低下し、また、不経済でもある。以上の理由から、鋼片加熱温度は９５０℃以上、１２００℃以下とする。
鋼片加熱温度が９５０℃未満の場合は、鋼片の鋳造段階で析出している粗大なＡｌＮが固溶せず、靭性が低下する。また、添加元素が十分に均一に拡散せず、靭性が低下する。そのほか、以下に述べる圧延条件を実質的に満足できない。一方、１２００℃を超える温度で加熱すると、オーステナイト粒が粗大化し靭性が低下し、また、不経済でもある。以上の理由から、鋼片加熱温度は９５０℃以上、１２００℃以下とする。
８５０℃以下の累積圧下率：１５〜７５％
一般に、ＤＱ−Ｔプロセス適用の利点は、オースフォーム効果を活用できる点にある。すなわち、ＤＱ前の圧延によりオーステナイト粒を微細化するとともに多くの転位を導入することにある。このような、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。これにより、高強度かつ高靭性が達成されるものと考えられる。圧延による結晶粒径の微細化のためには、少なくとも８５０℃以下で１５〜７５％の圧下を加える必要がある。８５０℃を超える温度域の圧延条件を特に定めないのは、８５０℃を超える温度域では回復再結晶の進行が早いため、最終組織への影響が小さいためである。
一般に、ＤＱ−Ｔプロセス適用の利点は、オースフォーム効果を活用できる点にある。すなわち、ＤＱ前の圧延によりオーステナイト粒を微細化するとともに多くの転位を導入することにある。このような、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。これにより、高強度かつ高靭性が達成されるものと考えられる。圧延による結晶粒径の微細化のためには、少なくとも８５０℃以下で１５〜７５％の圧下を加える必要がある。８５０℃を超える温度域の圧延条件を特に定めないのは、８５０℃を超える温度域では回復再結晶の進行が早いため、最終組織への影響が小さいためである。
熱間圧延終了温度（最終圧延終了温度）：６５０℃〜８３０℃
熱間圧延終了温度が、鋼板表面温度で８３０℃を超えると、集合組織の発達が不十分であり、脆性亀裂伝播停止特性の向上は認められない。一方、６５０℃未満となると、鋼板中心部の集合組織が著しく発達するため、熱間圧延終了温度は鋼板表面温度で６５０℃以上、８３０℃以下、好ましくは８００℃以下とする。
熱間圧延終了温度が、鋼板表面温度で８３０℃を超えると、集合組織の発達が不十分であり、脆性亀裂伝播停止特性の向上は認められない。一方、６５０℃未満となると、鋼板中心部の集合組織が著しく発達するため、熱間圧延終了温度は鋼板表面温度で６５０℃以上、８３０℃以下、好ましくは８００℃以下とする。
鋼板冷却速度：鋼板板厚中心部で３℃／ｓ以上、鋼板冷却終了温度：鋼板板厚中心部温度が３００℃以下の直接焼入れ
鋼板冷却速度が３℃未満では均一なマルテンサイト組織が得られないため鋼板の板厚中心部での冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、３００℃を超えた温度で冷却を停止すると、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ず強度および靭性が低下するため、鋼板板厚中心部温度が３００℃以下まで冷却する直接焼入れとする。
鋼板冷却速度が３℃未満では均一なマルテンサイト組織が得られないため鋼板の板厚中心部での冷却速度を３℃／ｓ以上とする。また、３００℃を超えた温度で冷却を停止すると、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ず強度および靭性が低下するため、鋼板板厚中心部温度が３００℃以下まで冷却する直接焼入れとする。
焼戻し温度：５００℃〜７００℃
直接焼入れ（ＤＱ）後焼戻し処理を行う。焼戻し処理は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの２次析出、残留オーステナイトの生成など組織の安定化による強度、靱性の確保を狙ったもので、焼戻し温度が５００℃未満ではこれらの焼戻しの効果が十分に得られず、７００℃超えでは過度の逆変態が起こり、焼戻し後に多量の焼入れままマルテンサイトや残留オーステナイトが生成するため、所望の強度、靭性が得られない。以上の理由から焼戻し温度範囲は、５００℃以上、７００℃以下とした。なお、焼戻し温度は鋼板の平均温度である。
直接焼入れ（ＤＱ）後焼戻し処理を行う。焼戻し処理は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの２次析出、残留オーステナイトの生成など組織の安定化による強度、靱性の確保を狙ったもので、焼戻し温度が５００℃未満ではこれらの焼戻しの効果が十分に得られず、７００℃超えでは過度の逆変態が起こり、焼戻し後に多量の焼入れままマルテンサイトや残留オーステナイトが生成するため、所望の強度、靭性が得られない。以上の理由から焼戻し温度範囲は、５００℃以上、７００℃以下とした。なお、焼戻し温度は鋼板の平均温度である。
表１に、供試鋼の化学成分を示す。鋼Ａ〜Ｆは、本発明鋼であり、鋼Ｇ、ＨはそれぞれＣ、Ｎｉが本発明の範囲外である比較例である。これらの成分のスラブを表２に示す条件で熱間圧延し、直接焼入れ後、焼戻し処理を行った。直接焼入れの条件は、鋼板の板厚中心部の冷却速度を３０℃／ｓ、鋼板板厚中心部の冷却終了温度を１００℃とした。なお、Ｎｏ．１は、比較のため、通常の焼入焼戻処理を行った比較例である。
鋼板の１／２ｔ部から圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）に平行部径１４φの引張試験片およびＶノッチシャルピー試験片を採取し、それぞれ常温引張試験および−１９６℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。衝撃試験では、３回の測定を実施して、吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは１５０Ｊ以上を本発明の範囲と判断した。引張試験は、０．２％耐力または下降伏応力（ＹＳ）は５９０ＭＰａ以上を、引張強さ（ＴＳ）は６９０ＭＰａ以上、８３０ＭＰａ以下を本発明の範囲と判断した。
脆性亀裂伝播停止特性は、表面切欠付二重引張試験により評価した。表面切欠付二重引張試験の試験方法は、前述の非特許文献５に示された方法に準じ、試験温度−１９６℃で実施した。試験結果は、−１９６℃における負荷応力２９４ＭＰａでの表面切欠付二重引張試験にて、亀裂が停止する場合を本発明の範囲と判断した。
集合組織の測定は、鋼板の表面下１ｍｍおよび１／２ｔ部（板厚中心部）より板面に平行な面を切り出し、機械研磨後、エッチングによりサンプル表面の加工組織を除去した後、インバース法により測定した。
表２に、実施例の機械的特性を示す。
Ｎｏ．２〜８、１４〜２１は、本発明の化学成分、圧延条件、集合組織を満たしており、Ｎｏ．１の従来Ｑ−Ｔ材と同等、もしくはそれ以上の常温強度を有しており、−１９６℃において十分な吸収エネルギーが得られている。また、Ｎｏ．１の従来Ｑ−Ｔ材の表面切欠付二重引張試験では、亀裂が停止しないのに対し、発明鋼では、亀裂が停止しており、優れた脆性亀裂伝播停止特性を有している。
Ｎｏ．９〜１３は加熱、圧延条件、集合組織が本発明の条件を満たしておらず、Ｎｏ．９、１１〜１３は、シャルピー吸収エネルギーが低い値であり、また、Ｎｏ．１０、１２では表面切欠付二重引張試験において亀裂が停止しない。
Ｎｏ．２２、２３は本発明の成分範囲を満たしておらず、シャルピー吸収エネルギーが著しく低い値であり、表面切欠付二重引張試験において亀裂が停止しない。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０４２％、Ｓｉ：０．０２〜０．４０％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：７．０〜７．３５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面から３ｍｍの範囲においては、該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝集合組織の集積度が１．２以上であり、該鋼板の板厚中心部においては、該鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝集合組織の集積度がそれぞれ１．２以上３．０以下であることを特徴とする強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の中から選ばれる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記載の強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．００７％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０７％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の中から選ばれる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または請求項２に記載の強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼板。
- 請求項１から請求項３のいずれかに記載の成分の鋼片を、９５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、８５０℃以下の累積圧下率が１５％以上７５％以下で、最終圧延終了温度を鋼板表面温度で８３０℃以下６５０℃以上とした熱間圧延を行い、鋼板とした後、該鋼板の板厚中心部の冷却速度を３℃／ｓ以上、冷却終了温度を３００℃以下とした直接焼入れを行なった後、５００℃以上７００℃以下の温度に焼戻すことを特徴とする鋼板表面から３ｍｍの範囲においては、該鋼板表面に平行な面の｛１１０｝集合組織の集積度が１．２以上であり、該鋼板の板厚中心部においては、該鋼板表面に平行な面の｛１００｝および｛２１１｝集合組織の集積度がそれぞれ１．２以上３．０以下である強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼板の製造方法。
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