JP5561442B1 - 鋼板およびlngタンク - Google Patents
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Abstract
本発明に係る鋼材は、前記鋼材の板厚tの(1/4)t位置での残留γの量の下限が4.0体積%であり、前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が2.5かつその長径の平均値の上限が0.85μmである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Mn濃度および平均Ni濃度がそれぞれ、[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4および[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4を満足する。
Description
本発明は、靭性に優れた極低温用鋼材およびその製造方法並びに当該鋼材を適用したLNGタンクに関する。なお、極低温用とは、LPG(Liquefied petroleum gas:液化石油ガス)、LNG(Liquefied Natural Gas:液化天然ガス)などが液体状態である温度域、すなわち、−60℃以下の極低温環境での用途を意味する。本発明は、特にLNGを液体状態で保存する温度環境である−165℃付近での用途を主なターゲットとしている。
LPG又はLNGなどの液化ガスを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼材には、安全性確保の面から、優れた破壊靭性が求められる。
例えば、LNGタンクに使用される9%Ni鋼(本明細書では特にことわりがない限り、「%」は「質量%」を意味する。)においては、LNG温度環境である−165℃付近における、母材および溶接継手の脆性破壊伝ぱ停止特性(以下、「アレスト特性」という。)などが求められる。特に、脆性き裂が発生した際に構造物全体が崩壊することを阻止するために、LNGタンクに限らず、アレスト特性が重要な特性として要求される。また、母材特性については、P、Sをはじめとする不純物の低減、Cの低減、3段熱処理法(焼入(Q)、2相域焼入(L)、焼戻(T))など様々な方法によってコントロールされ、改善が行われてきた。
一方、日本のような地震国に地上式LNGタンクを建設することを想定すると、地震を経験してもなおタンクが健全であることが求められる。LNG地上式貯槽指針(JGA指−108−02(JGA−Guideline−108−02),一般社団法人日本ガス協会 ガス工作物等技術基準調査委員会)によれば、内槽の目標性能として、レベル2の地震動を受けた場合に、液密性及び気密性が保持されることが掲げられている。つまり、内槽部材がレベル2の地震動を受けた場合に、内槽部材での変形残留は許容されるが、内槽部材の板厚を貫通する破壊は許容されない。しかしながら、レベル2の地震動ほどの大きな外力が付与されると、内槽部材が大きな塑性変形を受けることも想定できる。したがって、この耐破壊性能は極めてレベルの高い特性であると言える。この要求に応える鋼の例として、9%Ni鋼がある。
9%Ni鋼に前述の3段熱処理法(焼入(Q)、2相域焼入(L)、焼戻(T))を施せばこれらの目標性能を具備させることができる。しかし、Niという高価な合金元素を多量に添加しなければならない9%Ni鋼は、高コストであるので、経済的に問題がある。そこで、鋼材価格の抑制のために、Ni含有量を抑制して製造された鋼材が開発されてきた。
特許文献1には、低Ni型の極低温用鋼に関して、Ni含有量を8%未満まで減少させた鋼材が開示されている。ここで、残留γの量を増加させることが鋼板の脆性き裂伝ぱ停止特性を向上させるとの知見が特許文献1に記載されている。そこで、特許文献1に記載されたVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196が良好な鋼板など(特に、特許文献1に記載のTest No.1−a〜1−h、4〜12、及び22〜35)に、各種の破壊靭性試験を実施した。その結果、いずれの試料も、−196℃におけるDT(Dynamic Tear)エネルギー(DT試験によって得られる破壊特性評価パラメータ)がいずれも1500Jに満たないか、又は板厚15mm未満の試験片に対するプレクラックシャルピー試験によって得られる−196℃での吸収エネルギーが100J/cm2に満たないことが判明した。その後の研究の進歩により、単に残留γ量を増加させるだけでは脆性き裂伝ぱ停止特性の向上効果は限定的であり、増加した残留γが不安定なγである場合には、変態後のマルテンサイトが脆性き裂伝ぱ停止特性に対し劣化要因となる可能性もあることを知見した。脆性き裂伝ぱ停止特性を改善させるためには、極低温で多少の塑性歪が加わった後でも安定的に存在し続けることができるγ量を確保することが重要であることを知見した。特許文献1において、この残留γを安定させる必要性については記載されておらず、また残留γを安定させる方法についても開示されていない。残留γが安定しない場合、脆性き裂伝ぱ停止特性は十分に向上しないと考えられる。
特許文献2には、規定された累積圧下率で圧延し、その後オフラインQT(Quenching and Tempering)あるいはDQT(Direct−Quenching and Tempering)処理を行うことにより安定性の高い残留γ(残留オーステナイト)を多量に確保する技術が記載されている。しかしながら、残留γを安定させるためには、残留γ中のNi又はMnが残留γの周囲の組織と比較して濃化している必要がある。また、焼戻し後の冷却が緩慢である場合、鋼の耐破壊特性が損なわれる。特許文献2には、これらの知見について何ら記載されていない。また、特許文献2に示された実施例は、そのほとんどが質量%で9%以上のNiを含有しているにも関わらず、本発明で規定している4%以上の残留γ量を確保している実施例は、僅か2例しかない。その2例の中には、DQTによって製造されたものもあるが、DQTの際の加熱温度が1200℃と高く、工程に関し本発明との相違が認められる。これら事実は、後述する理由により、特許文献2に記載された発明が高い耐破壊特性を有していないことを示唆している。
特許文献3には、低温加熱後低温圧下を行い、直後200℃以下の温度まで水冷し、さらに熱処理を行う、いわゆるCR−DQT(Controlled Rolling, Direct−Quenching, and Tempering)あるいはCR−DQLT(Controlled Rolling, Direct−Quenching, Lamellarizing, and Tempering)のプロセスが記載されている。これらプロセス自体は本発明と同じであるが、特許文献3に記載された発明は、累積圧下量が小さく、本発明例で規定する50%以上の累積圧下率を有する実施例は含まれない。累積圧下率が低い場合、上述したNi又はMnの濃化が十分に行われないので、残留γが安定しないと考えられる。さらに、鋼材の特性に大きく関係する、焼き戻し後の冷却速度と、残留γ中のNi又はMnの濃度とに関する記載も特許文献3には含まれない。これら事実は、特許文献3に記載された発明が高い耐破壊特性を有していないことを示唆している。
特許文献4に記載された発明は、Niの偏析比に着目したものであるが、この偏析比を低減するために均熱拡散処理を行うことが特許文献4では必須とされている。このことは、経済性又はリードタイムの観点から好ましくない。また、特許文献4は、特許文献3と同様に、いわゆるCR−DQTあるいはCR−DQLTのプロセスに関するものである。このプロセス自体は本発明と同じであるが、特許文献4においては、焼き戻し後の冷却速度についての記載も一切認められず、残留γ中のNiやMnの濃度に関する規定もない従って、特許文献4に記載された技術は、安定して極めて高い耐破壊特性を満足できる技術とは言えない。
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、極めて高度な耐破壊特性の具備と鋼材価格抑制との両立を図ることによって、経済性と耐破壊特性とに優れた鋼材およびその製造方法並びにLNGタンクを提供することにある。
上記課題を解決するために、本発明者らは、低温靭性を確保するために有効なNi含有量が質量%で6.6%〜8.0%である範囲の鋼を採用し、その範囲内で、広範な試作試験を実施し、特性との対応を検討した。その結果、以下の(a)〜(h)に示す知見を得た。
(a) 低温貯槽タンク用材料が、地震による力を受けた際に液密性および気密性を保持するために必要な耐破壊特性は、脆性破壊発生特性と、万が一破壊が発生した場合に脆性破壊によるき裂の伝ぱを停止させることができる脆性き裂伝ぱ停止特性(アレスト特性)とである。
(b) これら特性を向上させるためには、上記のNi含有量が質量%で6.6〜8.0%である化学成分の範囲を有しながら、残留オーステナイト(残留γ)を確保することが必要である。そして、塑性変形を受けてもその残留γの絶対量が確保される必要がある。
(c) 残留γは極めて高い脆性き裂伝ぱ停止機能を有する組織であり、この組織が微細分散していると、材料のアレスト特性は飛躍的に高くなる。ここで、残留γ量は、X線回折法により評価できる。残留γの粒子サイズが、その平均長径が0.85μm以下である場合に、鋼材は良好なアレスト特性を示す。ここで、残留γの長径とは、断面観察した場合の、残留γの最も長い方向に沿った残留γの長さを示す。なお、残留γは鋼材の板厚tの(1/4)位置でサンプルを採取して測定するのがよい。
(d) ここで、残留γは準安定状態にあり、鋼材が塑性変形を受けることでマルテンサイト変態しやすい。鋼材が塑性変形を受けても残留γを多く失わないためには、残留γの幾何学的形態が球形に近い方が望ましく、具体的に数量規定すると、残留γの平均アスペクト比の上限が2.5であることが望ましい。ここで、残留γのアスペクト比とは、残留γの長径(L)、つまり残留γの最も長い径と、短径(W)、つまり残留γの最も短い径の比、すなわちL/Wをいう。その定義から明らかなように、アスペクト比の下限は1である。
(e) さらに、残留γが塑性変形を受けた際に消失する残留γの量を最小化するためには、残留γ中のNi及びMnが、残留γの周囲の組織と比較して、ある程度濃化していることが必要である。具体的には、残留γ中の平均Ni濃度および平均Mn濃度が、それぞれ、フェライト相(α相)中の平均Ni濃度および平均Mn濃度の1.4倍を超える濃度である必要がある。
(f) また、これらの目的を達成するための製造方法については、加熱条件又は圧延条件のコントロールを詳細におこなうことで耐破壊特性と経済性との両立をも図ることができるが、このことは特に必須条件として規定されるものではない。また、熱処理条件を詳細に規定することにより、従来から9%Ni鋼で多く用いられてきたL処理(鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域の温度範囲に加熱した後に水冷処理をすること)を実施せず焼戻し処理のみを実施する場合であっても、充分な特性を示す鋼材を得ることができる。ただし、L処理の実施が鋼材の性能を損なわないことは勿論である。従って、金属組織を微細化するとともに安定なオーステナイト相を生成させて、さらに靭性を改善するために、必要に応じて、鋼材を620℃〜720℃の温度範囲に加熱した後に水冷処理をするL処理を実施してもよい。ただし、L処理の有無にかかわらず、焼戻し処理を実施した後に、鋼材表面温度を300℃以下にするまでの冷却速度の下限を0.5℃/sとすることが、良好な特性を得るために必要である。焼戻し後の水冷などによって、この冷却速度を大きくすることにより、焼戻し脆化の影響を受けることなく、Ni濃度が高く且つより安定なオーステナイト相を生成させることでき、非常に高い靭性を確保できる。詳細は要検討であるが、焼き戻し中に生成したγの一部は、焼き戻し後の冷却の間にマルテンサイト変態を起こす。冷却速度の下限を0.5℃/sにすることにより、このマルテンサイト変態により生じたマルテンサイト内の転位密度の減少を抑制することができ、さらに、このマルテンサイトに隣接した残留γに力学的拘束作用を加えて残留γの安定性を向上させることができると推定できる。
(g) このような低温靭性に優れた鋼材は、高い破壊安全性を有しているので、LNGタンクの内槽部材に適用することができる。
(h) 地上式LNGタンクの中で激震時に大きな塑性歪が負荷される部分としてアニュラープレートが挙げられる。このような低温靭性に優れた鋼材は、高い破壊安全性を有しているので、LNGタンクの中のアニュラープレートに適用することができる。
本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであり、下記の(1)〜(4)の鋼材および(5)〜(8)の鋼材の製造方法並びに(9)〜(10)の当該鋼材を適用したLNGタンクをその要旨とする。
(1)本発明の一態様に係る鋼板は、化学成分が、質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:0.01〜0.30%、Mn:0.4〜2.0%、Ni:6.6〜8.0%、Al:0.002〜0.08%、N:0.0050%以下、P:0.05%以下、S:0.008%以下、Cu:0〜1.0%、Cr:0〜1.0%、Mo:0〜0.5%、V:0〜0.10%、B:0〜0.0050%、Nb:0〜0.10%、Ti:0〜0.10%、Sn:0〜0.50%、Ca:0〜0.004%、Mg:0〜0.0020%、REM:0〜0.0020%、残部:Feおよび不純物である鋼板であって、前記鋼板の板厚tの(1/4)t位置での残留γの量が4.0〜20.0体積%であり、前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が2.5かつその長径の平均値の上限が0.85μmである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Mn濃度および平均Ni濃度がそれぞれ、次の式(A)および式(B)を満足する。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(A)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(B)
ここで、[Mn]retained γは前記残留γ中の平均Mn濃度を、[Mn]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度を、[Ni]retained γは前記残留γ中の平均Ni濃度を、[Ni]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(A)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(B)
ここで、[Mn]retained γは前記残留γ中の平均Mn濃度を、[Mn]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度を、[Ni]retained γは前記残留γ中の平均Ni濃度を、[Ni]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
(2)上記(1)の鋼板は、さらに、化学成分が、質量%でC:0.02%〜0.07%、Si:0.01%〜0.10%、Mn:0.6%〜1.0%、Ni:7.0〜7.8%、Cu:0〜0.30%、Cr:0〜0.80%、Mo:0〜0.20%、V:0〜0.05%、B:0〜0.0005%、Nb:0〜0.02%、Ti:0〜0.02%、Sn:0〜0.01%であってもよい。
(3)上記(1)または(2)の鋼板は、さらに、化学成分が、質量%でCr:0.30〜0.60%、Mo:0.05〜0.15%であってもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項の鋼板は、板厚が3mm〜100mmの鋼板であり、降伏応力が585MPa以上であり、引張強さが690MPa〜885MPaであってもよい。
(5)本発明の一態様に係るLNGタンクは、上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の鋼板が内槽部材に適用されている。
(6)本発明の一態様に係るLNGタンクは、上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の鋼板がアニュラープレートに適用されている。
Ni含有量が質量%で6.6〜8.0%の低Ni鋼材であって、経済性と耐破壊特性とに優れた鋼材およびその製造方法並びにLNGタンクを提供することが可能になる。
以下に、本実施形態にかかる鋼材に関して、その要件毎に詳細に説明する。ここで、含有量に関する「%」は、特に断らない限り、「質量%」を意味する。
(A)化学組成に関して
C:0.01〜0.12%
Cは、母材の強度確保のために必要な元素である。Cの含有量が0.01%未満である場合、必要な強度が確保できず、さらに溶接の際にFL(Fusion Line)でのラス状マルテンサイトの形成が不十分になってFL近傍のHAZ(Heat Affected Zone)の靭性も低下するので、C含有量の下限を0.01%とする必要がある。一方、Cの含有量が0.12%を超えると、HAZ、なかでもFL近傍のHAZの靭性劣化が著しくなる。したがって、Cの含有量は0.01%〜0.12%とする。確実に強度を確保するために、Cの含有量の下限を0.02%、0.03%又は0.04%としてもよい。HAZ靭性の改善のために、Cの含有量の上限を、0.10%、0.08%、0.07%又は0.06%としてもよい。
C:0.01〜0.12%
Cは、母材の強度確保のために必要な元素である。Cの含有量が0.01%未満である場合、必要な強度が確保できず、さらに溶接の際にFL(Fusion Line)でのラス状マルテンサイトの形成が不十分になってFL近傍のHAZ(Heat Affected Zone)の靭性も低下するので、C含有量の下限を0.01%とする必要がある。一方、Cの含有量が0.12%を超えると、HAZ、なかでもFL近傍のHAZの靭性劣化が著しくなる。したがって、Cの含有量は0.01%〜0.12%とする。確実に強度を確保するために、Cの含有量の下限を0.02%、0.03%又は0.04%としてもよい。HAZ靭性の改善のために、Cの含有量の上限を、0.10%、0.08%、0.07%又は0.06%としてもよい。
Si:0.01〜0.30%
Siは、脱酸剤として必要な元素である。脱酸の効果を得るためには、Siの含有量の下限を0.01%とする必要がある。一方、本実施形態に係る鋼材の場合、Siと焼入れままマルテンサイトの焼戻し過程とは大いに関連があり、Siの含有量が0.30%を超えると、Siは、溶接冷却過程において過飽和にCを固溶しているマルテンサイト中からセメンタイトへのCの分解析出反応を抑制する。Cの分解析出反応の抑制により、自己焼戻し(Self−tempering)が遅延し、溶接部の靭性が低下する。あるいは、含有量が0.30%を超えるSiは、島状マルテンサイトを増加させることによって溶接部の靭性を低下させる。よって、Si含有量は0.01%〜0.30%とする。なお、溶接部の靭性向上の観点からは、Si含有量はできるだけ少ない方がよく、溶接部の靭性改善のために、Si含有量の上限を0.20%、0.15%又は0.10%としてもよい。脱酸を確実に行うために、Si含有量の下限を0.02%、0.03%又は0.04%としてもよい。
Siは、脱酸剤として必要な元素である。脱酸の効果を得るためには、Siの含有量の下限を0.01%とする必要がある。一方、本実施形態に係る鋼材の場合、Siと焼入れままマルテンサイトの焼戻し過程とは大いに関連があり、Siの含有量が0.30%を超えると、Siは、溶接冷却過程において過飽和にCを固溶しているマルテンサイト中からセメンタイトへのCの分解析出反応を抑制する。Cの分解析出反応の抑制により、自己焼戻し(Self−tempering)が遅延し、溶接部の靭性が低下する。あるいは、含有量が0.30%を超えるSiは、島状マルテンサイトを増加させることによって溶接部の靭性を低下させる。よって、Si含有量は0.01%〜0.30%とする。なお、溶接部の靭性向上の観点からは、Si含有量はできるだけ少ない方がよく、溶接部の靭性改善のために、Si含有量の上限を0.20%、0.15%又は0.10%としてもよい。脱酸を確実に行うために、Si含有量の下限を0.02%、0.03%又は0.04%としてもよい。
Mn:0.4〜2.0%
Mnは、脱酸剤として、また、母材の強度及び靭性の確保、ならびにHAZの焼入性確保のために必要な元素である。Mnの含有量が0.4%未満ではこれらの効果が得られず、さらにHAZにフェライトサイドプレートが生成してラス状マルテンサイトの形成が不十分になり溶接部の靭性が低下するので、Mnの含有量の下限は0.4%とする。一方、Mnの含有量が2.0%を超えると、Mnの中心偏析により、母材特性の板厚方向での不均一をもたらす場合がある。よって、Mnの含有量は0.4%〜2.0%とする。焼入性確保と溶接部の靭性向上とのために、Mnの含有量の下限を0.50%、0.60%又は0.70%としてもよい。母材特性の板厚方向での不均一をさらに防ぐために、Mn含有量の上限を1.5%、1.2%、1.0%又は0.9%としてもよい。
Mnは、脱酸剤として、また、母材の強度及び靭性の確保、ならびにHAZの焼入性確保のために必要な元素である。Mnの含有量が0.4%未満ではこれらの効果が得られず、さらにHAZにフェライトサイドプレートが生成してラス状マルテンサイトの形成が不十分になり溶接部の靭性が低下するので、Mnの含有量の下限は0.4%とする。一方、Mnの含有量が2.0%を超えると、Mnの中心偏析により、母材特性の板厚方向での不均一をもたらす場合がある。よって、Mnの含有量は0.4%〜2.0%とする。焼入性確保と溶接部の靭性向上とのために、Mnの含有量の下限を0.50%、0.60%又は0.70%としてもよい。母材特性の板厚方向での不均一をさらに防ぐために、Mn含有量の上限を1.5%、1.2%、1.0%又は0.9%としてもよい。
P:0.05%以下
Pは、不純物として鋼中に存在し、粒界に偏析して、靭性を低下させる原因となる。Pの含有量が0.05%を超えると、溶接時に高温割れを招く場合があるので、Pの含有量を0.05%以下に制限する。なお、靭性の向上のためには、Pの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Pの含有量の上限を0.03%、0.02%、0.01%、0.008%又は0.006%としてもよい。P含有量の下限を特に規定する必要はなく、その下限は0%である。しかし、Pを必要以上に低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、Pの含有量の下限を0.0001%又は0.0005%としてもよい。
Pは、不純物として鋼中に存在し、粒界に偏析して、靭性を低下させる原因となる。Pの含有量が0.05%を超えると、溶接時に高温割れを招く場合があるので、Pの含有量を0.05%以下に制限する。なお、靭性の向上のためには、Pの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Pの含有量の上限を0.03%、0.02%、0.01%、0.008%又は0.006%としてもよい。P含有量の下限を特に規定する必要はなく、その下限は0%である。しかし、Pを必要以上に低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、Pの含有量の下限を0.0001%又は0.0005%としてもよい。
S:0.008%以下
Sは、不純物として鋼中に存在し、多すぎると、中心偏析を助長したり、脆性破壊の原因となる延伸形状のMnSが多量に生成したりする原因となる。Sの含有量が0.008%を超えると、母材およびHAZの機械的性質が劣化する。このため、Sの含有量は0.008%以下とする。母材およびHAZの機械的性質の改善のために、Sの含有量の上限を0.006%、0.004%、0.003%又は0.002%としてもよい。Sの含有量はできるだけ小さくするのがよいので、Sの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。精錬コストの問題から、Sの含有量の下限を0.0001%又は0.0003%としてもよい。
Sは、不純物として鋼中に存在し、多すぎると、中心偏析を助長したり、脆性破壊の原因となる延伸形状のMnSが多量に生成したりする原因となる。Sの含有量が0.008%を超えると、母材およびHAZの機械的性質が劣化する。このため、Sの含有量は0.008%以下とする。母材およびHAZの機械的性質の改善のために、Sの含有量の上限を0.006%、0.004%、0.003%又は0.002%としてもよい。Sの含有量はできるだけ小さくするのがよいので、Sの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。精錬コストの問題から、Sの含有量の下限を0.0001%又は0.0003%としてもよい。
Ni:6.6〜8.0%
Niは、低温用鋼材として靭性を確保するために必要な最も基本的な元素である。低温用鋼材として靭性を確保するためには、6.6%以上のNiの含有量が必要である。Niの含有量が多ければ多いほど高い低温靭性が得られるが、その分コストアップの要因となるので、Niの含有量の上限は8.0%とする。したがって、Niの含有量のターゲットは6.6%〜8.0%である。低温靭性の確保の観点から、Ni含有量は6.7%以上が好ましく、必要に応じて、Niの含有量の下限を6.8%、6.9%又は7.0%としてもよい。また、コスト抑制の観点から、Ni含有量の上限を、7.8%、7.6%又は7.4%としてもよい。ただし、Ni含有量が8.0%超であったとしても、低温用鋼材として求められる特性は得られる。
Niは、低温用鋼材として靭性を確保するために必要な最も基本的な元素である。低温用鋼材として靭性を確保するためには、6.6%以上のNiの含有量が必要である。Niの含有量が多ければ多いほど高い低温靭性が得られるが、その分コストアップの要因となるので、Niの含有量の上限は8.0%とする。したがって、Niの含有量のターゲットは6.6%〜8.0%である。低温靭性の確保の観点から、Ni含有量は6.7%以上が好ましく、必要に応じて、Niの含有量の下限を6.8%、6.9%又は7.0%としてもよい。また、コスト抑制の観点から、Ni含有量の上限を、7.8%、7.6%又は7.4%としてもよい。ただし、Ni含有量が8.0%超であったとしても、低温用鋼材として求められる特性は得られる。
Al:0.002〜0.080%
Alは、一般的には脱酸剤として含有させる元素であるが、本実施形態に係る鋼材の場合には、Siと同様に、マルテンサイトの自己焼戻し(Self−tempering)を遅延させる働きを有する。したがって、Alの含有量はできるだけ少ない方が望ましい。Alの含有量が0.080%を超えて過剰になると、前述したSiと同様に、溶接冷却過程において過飽和にCを固溶したマルテンサイトからのCのセメンタイトへの分解析出反応を抑制し、溶接部の靭性を低下させる場合がある。しかしながら、Alの含有量が0.002%未満では十分な脱酸効果が得られない。したがって、Alの含有量は0.002%〜0.080%とする。確実に脱酸をおこなうために、Alの含有量の下限を0.005%、0.010%、0.015%又は0.020%としてもよい。溶接部の靭性向上のために、Alの含有量の上限を0.060%、0.050%又は0.040%としてもよい。
Alは、一般的には脱酸剤として含有させる元素であるが、本実施形態に係る鋼材の場合には、Siと同様に、マルテンサイトの自己焼戻し(Self−tempering)を遅延させる働きを有する。したがって、Alの含有量はできるだけ少ない方が望ましい。Alの含有量が0.080%を超えて過剰になると、前述したSiと同様に、溶接冷却過程において過飽和にCを固溶したマルテンサイトからのCのセメンタイトへの分解析出反応を抑制し、溶接部の靭性を低下させる場合がある。しかしながら、Alの含有量が0.002%未満では十分な脱酸効果が得られない。したがって、Alの含有量は0.002%〜0.080%とする。確実に脱酸をおこなうために、Alの含有量の下限を0.005%、0.010%、0.015%又は0.020%としてもよい。溶接部の靭性向上のために、Alの含有量の上限を0.060%、0.050%又は0.040%としてもよい。
N:0.0050%以下
Nは、不純物として鋼中に存在し、固溶Nの増加又は析出物の生成を通してHAZ靭性の悪化の原因となるので、HAZ靭性の確保のためにはNの含有量は低い方がよい。Nの含有量が0.0050%を超えるとHAZ靭性の悪化が顕著になる場合があるので、Nの含有量を0.0050%以下とする。HAZ靭性の向上のために、Nの含有量の上限を0.0045%又は0.0040%としてもよい。Nの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。ただし、精錬時のコストの問題から、Nの含有量の下限を0.0001%又は0.0010%としてもよい。
Nは、不純物として鋼中に存在し、固溶Nの増加又は析出物の生成を通してHAZ靭性の悪化の原因となるので、HAZ靭性の確保のためにはNの含有量は低い方がよい。Nの含有量が0.0050%を超えるとHAZ靭性の悪化が顕著になる場合があるので、Nの含有量を0.0050%以下とする。HAZ靭性の向上のために、Nの含有量の上限を0.0045%又は0.0040%としてもよい。Nの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。ただし、精錬時のコストの問題から、Nの含有量の下限を0.0001%又は0.0010%としてもよい。
本実施形態に係る鋼材は、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。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る鋼材は、上記の成分の外に、Cu、Cr、Mo、V、B、Nb、Ti、Sn、Ca、MgおよびREMのうちの1種または2種以上をさらに含有してもよい。これらの成分の含有量の下限を特に規定する必要はなく、その下限は0%である。また、本実施形態に係る鋼材にこれらの合金元素が意図的に添加されたとしても、または不純物として混入したとしても、その含有量が規定範囲内にあれば、その鋼材は本発明の請求範囲内と解釈する。
Cu:0〜1.00%
Cuは、必要に応じて含有させることができる。Cuを含有させると、母材の強度を向上させることができる。しかしながら、Cuの含有量が1.00%を超えると、Ac3点以下の温度に加熱されたHAZの靭性が劣化する場合があるので、Cuの含有量の上限は1.00%とする。好ましいCu含有量の上限は0.80%又は0.60%であり、さらに好ましいCu含有量の上限は0.30%である。なお、Cuによる母材の強度向上効果を得たい場合には、Cuの含有量の下限を0.10%としてもよい。
Cuは、必要に応じて含有させることができる。Cuを含有させると、母材の強度を向上させることができる。しかしながら、Cuの含有量が1.00%を超えると、Ac3点以下の温度に加熱されたHAZの靭性が劣化する場合があるので、Cuの含有量の上限は1.00%とする。好ましいCu含有量の上限は0.80%又は0.60%であり、さらに好ましいCu含有量の上限は0.30%である。なお、Cuによる母材の強度向上効果を得たい場合には、Cuの含有量の下限を0.10%としてもよい。
Cr:0〜1.00%
Crは、必要に応じて含有させることができる。Crを含有させると、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、焼入れ性の向上により結果として強度を向上させることができる。しかしながら、Crの含有量が1.00%を超えると、HAZの硬化の抑制が難しくなり、さらに耐炭酸ガス腐食性向上効果が飽和するので、Crの含有量の上限は1.00%とする。HAZの硬化の抑制のために、Cr含有量の上限を0.80%、0.60%又は0.50%としてもよい。Crの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。Crによる耐炭酸ガス腐食性及び焼入性の向上効果を得たい場合には、Crの含有量の下限を0.05%としてもよい。焼入性の向上効果を確実に得るために、Cr含有量の下限を0.10%としてもよい。より好ましいCr含有量の下限は0.20%である。必要に応じて、Cr含有量の下限を、0.30%又は0.40%としてもよい。
Crは、必要に応じて含有させることができる。Crを含有させると、耐炭酸ガス腐食性を向上させるとともに、焼入れ性の向上により結果として強度を向上させることができる。しかしながら、Crの含有量が1.00%を超えると、HAZの硬化の抑制が難しくなり、さらに耐炭酸ガス腐食性向上効果が飽和するので、Crの含有量の上限は1.00%とする。HAZの硬化の抑制のために、Cr含有量の上限を0.80%、0.60%又は0.50%としてもよい。Crの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。Crによる耐炭酸ガス腐食性及び焼入性の向上効果を得たい場合には、Crの含有量の下限を0.05%としてもよい。焼入性の向上効果を確実に得るために、Cr含有量の下限を0.10%としてもよい。より好ましいCr含有量の下限は0.20%である。必要に応じて、Cr含有量の下限を、0.30%又は0.40%としてもよい。
Mo:0〜0.50%
Moは、必要に応じて含有させることができる。Moを含有させると、母材の強度と靭性とを向上させる効果がある。しかしながら、Moの含有量が0.50%を超えると、HAZの硬度が高まり、靭性と耐SSC性とを損なう場合があるので、Moの含有量の上限は0.50%とする。好ましいMo含有量の上限は0.30%である。靭性及び耐SSC性の改善のために、Mo含有量の上限を0.20%、0.15%又は0.12%としてもよい。Moの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。Moによる母材の強度及び靭性を向上させる効果を得たい場合には、Moの含有量の下限を0.05%とした方が望ましい。必要に応じて、Moの含有量の下限を、0.06%又は0.07%としてもよい。
Moは、必要に応じて含有させることができる。Moを含有させると、母材の強度と靭性とを向上させる効果がある。しかしながら、Moの含有量が0.50%を超えると、HAZの硬度が高まり、靭性と耐SSC性とを損なう場合があるので、Moの含有量の上限は0.50%とする。好ましいMo含有量の上限は0.30%である。靭性及び耐SSC性の改善のために、Mo含有量の上限を0.20%、0.15%又は0.12%としてもよい。Moの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。Moによる母材の強度及び靭性を向上させる効果を得たい場合には、Moの含有量の下限を0.05%とした方が望ましい。必要に応じて、Moの含有量の下限を、0.06%又は0.07%としてもよい。
V:0〜0.10%
Vは、必要に応じて含有させることができる。Vを含有させると、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Vの含有量が0.10%を超えると、母材強度向上の効果が飽和するとともに、靭性劣化を招く場合があるので、Vの含有量の上限は0.10%とする。Vの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。靭性向上のために、V含有量の上限を、0.08%、0.06%又は0.04%としてもよい。なお、Vによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Vの含有量の下限を0.015%又は0.02%としてもよい。
Vは、必要に応じて含有させることができる。Vを含有させると、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Vの含有量が0.10%を超えると、母材強度向上の効果が飽和するとともに、靭性劣化を招く場合があるので、Vの含有量の上限は0.10%とする。Vの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。靭性向上のために、V含有量の上限を、0.08%、0.06%又は0.04%としてもよい。なお、Vによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Vの含有量の下限を0.015%又は0.02%としてもよい。
B:0〜0.0050%
Bは、必要に応じて含有させることができる。Bを含有させると、母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Bの含有量が0.0050%を超えると、粗大な硼素化合物の析出を招いて靭性を劣化させる場合があるので、Bの含有量の上限は0.0050%とする。靭性の劣化を防止するために、B含有量の上限を0.0040%、0.0030%又は0.0020%としてもよい。Bの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Bによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Bの含有量の下限を0.0003%とすることが好ましい。より好ましいB含有量の下限は0.0005%又は0.0010%である。Bによる母材強度の向上効果が必要ない場合には、Bの含有量の上限を0.0010%、0.0005%、0.0003%又は0.0002%としても差し支えない。
Bは、必要に応じて含有させることができる。Bを含有させると、母材の強度を向上させる効果がある。しかしながら、Bの含有量が0.0050%を超えると、粗大な硼素化合物の析出を招いて靭性を劣化させる場合があるので、Bの含有量の上限は0.0050%とする。靭性の劣化を防止するために、B含有量の上限を0.0040%、0.0030%又は0.0020%としてもよい。Bの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Bによる母材の強度を向上させる効果を得たい場合には、Bの含有量の下限を0.0003%とすることが好ましい。より好ましいB含有量の下限は0.0005%又は0.0010%である。Bによる母材強度の向上効果が必要ない場合には、Bの含有量の上限を0.0010%、0.0005%、0.0003%又は0.0002%としても差し支えない。
Nb:0〜0.10%
Nbは、必要に応じて含有させることができる。Nbを含有させると、組織を微細化させて低温靭性を向上させる効果がある。しかしながら、Nbの含有量が0.10%を超えると、粗大な炭化物又は窒化物を形成し、靭性を低下させる場合があるので、Nbの含有量の上限は0.10%とする。Nbの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。靭性の低下を防止するために、Nb含有量の上限を0.08%、0.06%又は0.04%としてもよい。なお、Nbによる低温靭性を向上させる効果を得たい場合には、Nbの含有量の下限を0.01%又は0.02%としてもよい。
Nbは、必要に応じて含有させることができる。Nbを含有させると、組織を微細化させて低温靭性を向上させる効果がある。しかしながら、Nbの含有量が0.10%を超えると、粗大な炭化物又は窒化物を形成し、靭性を低下させる場合があるので、Nbの含有量の上限は0.10%とする。Nbの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。靭性の低下を防止するために、Nb含有量の上限を0.08%、0.06%又は0.04%としてもよい。なお、Nbによる低温靭性を向上させる効果を得たい場合には、Nbの含有量の下限を0.01%又は0.02%としてもよい。
Ti:0〜0.10%
Tiは、必要に応じて含有させることができる。Tiは主に脱酸元素として利用するが、さらにAl、Ti、Mnを含む酸化物相を形成して組織を微細化する効果がある。しかしながら、Tiの含有量が0.10%を超えると、形成される酸化物がTi酸化物、あるいはTi−Al酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部の組織を微細化する能力が失われる場合があるので、Tiの含有量の上限を0.10%とする。好ましいTiの含有量の上限は0.07%又は0.05%である。Tiの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Tiによる組織を微細化する効果を得たい場合には、Tiの含有量の下限を0.02%又は0.03%としてもよい。
Tiは、必要に応じて含有させることができる。Tiは主に脱酸元素として利用するが、さらにAl、Ti、Mnを含む酸化物相を形成して組織を微細化する効果がある。しかしながら、Tiの含有量が0.10%を超えると、形成される酸化物がTi酸化物、あるいはTi−Al酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部の組織を微細化する能力が失われる場合があるので、Tiの含有量の上限を0.10%とする。好ましいTiの含有量の上限は0.07%又は0.05%である。Tiの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Tiによる組織を微細化する効果を得たい場合には、Tiの含有量の下限を0.02%又は0.03%としてもよい。
Sn:0〜0.50%
Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn2+となって鋼材表面付着物に溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Fe3+を速やかに還元し、酸化剤としてのFe3+濃度を低減させる作用を有することにより、Fe3+の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。しかしながら、Snの含有量が0.50%を超えると、これらの効果は飽和するので、Snの含有量の上限は0.50%とする。好ましいSn含有量の上限は、0.20%である。合金コスト削減のために、Snの含有量の上限を0.10%、0.05%又は0.01%に制限してもよい。Snの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Snによる耐食性および耐候性効果を得たい場合には、Snの下限を0.03%又は0.05%としてもよい。
Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn2+となって鋼材表面付着物に溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Fe3+を速やかに還元し、酸化剤としてのFe3+濃度を低減させる作用を有することにより、Fe3+の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。しかしながら、Snの含有量が0.50%を超えると、これらの効果は飽和するので、Snの含有量の上限は0.50%とする。好ましいSn含有量の上限は、0.20%である。合金コスト削減のために、Snの含有量の上限を0.10%、0.05%又は0.01%に制限してもよい。Snの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Snによる耐食性および耐候性効果を得たい場合には、Snの下限を0.03%又は0.05%としてもよい。
Ca:0〜0.004%
Caは、必要に応じて含有させることができる。Caを含有させると、鋼中のSと反応して溶鋼中で酸硫化物(オキシサルファイド)を形成する。この酸硫化物は、MnSなどと異なって圧延加工によって圧延方向に伸びることがないので、圧延後も球状である。この球状の酸硫化物は、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする、溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果がある。しかしながら、Caの含有量が0.004%を超えると、靭性の劣化を招くことがあるので、Caの含有量の上限は0.004%とする。靭性の低下を確実に避けるために、Caの含有量の上限を0.003%としてもよい。Caの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Caによる溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果を得たい場合には、Caの含有量の下限を0.0003%又は0.0005%としてもよい。
Caは、必要に応じて含有させることができる。Caを含有させると、鋼中のSと反応して溶鋼中で酸硫化物(オキシサルファイド)を形成する。この酸硫化物は、MnSなどと異なって圧延加工によって圧延方向に伸びることがないので、圧延後も球状である。この球状の酸硫化物は、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする、溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果がある。しかしながら、Caの含有量が0.004%を超えると、靭性の劣化を招くことがあるので、Caの含有量の上限は0.004%とする。靭性の低下を確実に避けるために、Caの含有量の上限を0.003%としてもよい。Caの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Caによる溶接割れ又は水素誘起割れを抑制する効果を得たい場合には、Caの含有量の下限を0.0003%又は0.0005%としてもよい。
Mg:0〜0.0020%
Mgは、必要に応じて含有させることができる。Mgを含有させると、微細なMg含有酸化物が生成されるので、γ粒径の微細化に効果がある。しかしながら、Mgの含有量が0.0020%を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらすことがあるので、Mgの含有量の上限は0.0020%とする。好ましいMgの含有量の上限は0.0010%である。Mgの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Mgによるγ粒径の微細化効果を得たい場合には、Mgの下限を0.0002%とすることが好ましい。より好ましいMg含有量の下限は0.0004%である。
Mgは、必要に応じて含有させることができる。Mgを含有させると、微細なMg含有酸化物が生成されるので、γ粒径の微細化に効果がある。しかしながら、Mgの含有量が0.0020%を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらすことがあるので、Mgの含有量の上限は0.0020%とする。好ましいMgの含有量の上限は0.0010%である。Mgの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、Mgによるγ粒径の微細化効果を得たい場合には、Mgの下限を0.0002%とすることが好ましい。より好ましいMg含有量の下限は0.0004%である。
REM:0〜0.0020%
REM(希土類元素)は、必要に応じて含有させることができる。REMは、鋼中に含有させることにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、さらにSと結合してSを固定する効果がある。REMを過剰に含有させると、介在物が形成されて溶接部の清浄度が低下する場合があるが、REMの含有によって形成される介在物は比較的靭性劣化への影響が小さいので、REMの含有量が0.0020%以下であれば、REM含有による母材の靭性の低下は許容できる。したがって、REMの含有量の上限を0.0020%とする。好ましいREMの含有量の上限は0.0010%である。REMの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、REMによる溶接熱影響部の組織の微細化効果とSの固定効果とを得たい場合には、REMの含有量の下限を0.0002%とすることが好ましい。より好ましいREM含有量の下限は0.0003%である。
REM(希土類元素)は、必要に応じて含有させることができる。REMは、鋼中に含有させることにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、さらにSと結合してSを固定する効果がある。REMを過剰に含有させると、介在物が形成されて溶接部の清浄度が低下する場合があるが、REMの含有によって形成される介在物は比較的靭性劣化への影響が小さいので、REMの含有量が0.0020%以下であれば、REM含有による母材の靭性の低下は許容できる。したがって、REMの含有量の上限を0.0020%とする。好ましいREMの含有量の上限は0.0010%である。REMの含有量の下限を規定する必要はなく、その下限は0%である。なお、REMによる溶接熱影響部の組織の微細化効果とSの固定効果とを得たい場合には、REMの含有量の下限を0.0002%とすることが好ましい。より好ましいREM含有量の下限は0.0003%である。
ここで、REMとは、ランタノイドの15元素にYおよびScを合わせた17元素の総称であり、これらの元素のうちの1種または2種以上を含有させることができる。なお、REMの含有量との用語は、これらの元素の合計含有量を意味する。
本実施形態に係る鋼材は、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接鋼材には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。
SbはHAZの靭性を損なうので、Sbの含有量の上限を0.03%としてもよい。HAZ靭性を向上させるために、Sbの含有量の上限を、0.01%、0.005%、0.003%又は0.001%としてもよい。
AsはHAZの靭性を損なうので、Asの含有量の上限を0.02%としてもよい。必要に応じて、Asの含有量の上限を、0.005%、0.003%又は0.001%としてもよい。
また、強度及び靭性の向上のために、Pb,Zr、Zn及びW含有量それぞれの上限を、0.1%、0.01%又は0.005%としてもよい。これら元素の含有量の下限を特に決める必要はなく、0%である。
Coは、Niの中に不純物として含まれる場合がある。CoはHAZ靭性を損なうので、Coの含有量の上限を、0.5%、0.3%、0.1%又は0.05%としてもよい。Co含有量の下限を特に決める必要はなく、その下限は0%である。
本実施形態に係る鋼材は、上記成分を含有し、残部が鉄および不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接鋼材には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。
SbはHAZの靭性を損なうので、Sbの含有量の上限を0.03%としてもよい。HAZ靭性を向上させるために、Sbの含有量の上限を、0.01%、0.005%、0.003%又は0.001%としてもよい。
AsはHAZの靭性を損なうので、Asの含有量の上限を0.02%としてもよい。必要に応じて、Asの含有量の上限を、0.005%、0.003%又は0.001%としてもよい。
また、強度及び靭性の向上のために、Pb,Zr、Zn及びW含有量それぞれの上限を、0.1%、0.01%又は0.005%としてもよい。これら元素の含有量の下限を特に決める必要はなく、0%である。
Coは、Niの中に不純物として含まれる場合がある。CoはHAZ靭性を損なうので、Coの含有量の上限を、0.5%、0.3%、0.1%又は0.05%としてもよい。Co含有量の下限を特に決める必要はなく、その下限は0%である。
(B)金属組織に関して
(B−1)板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限が4.0体積%であること
鋼材中の残留γは、鋼材の脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する。この結果、低温環境下での靭性の向上効果が期待できる。この効果を得るには、鋼材の板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限が4.0体積%であることが必要である。靭性向上のために、残留γ量の下限を4.5%体積%、5.0体積%、5.5%体積%、6.0%体積%又は6.5体積%としてもよい。残留γ量の上限は特に規定するものではないが、残留γが多く存在しすぎると降伏強さが低下するおそれがあるので、残留γ量の上限は20.0体積%又は15.0体積%としてもよい。ここで、板厚tの(1/4)t位置で残留γ量を評価するのは、板厚全域の平均的な位置での評価をするためである。
ここで、焼戻し温度T(℃)が以下の式(3)を満足すると、板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限を4.0体積%とすることができる。
3.8×Ni−33+Ac1≦T≦6.3×Ni−0.4+Ac1 ・・・(3)
ここで、Ac1は次の式(4)によって定義される。
Ac1=712+20.1×Si−17.8×Mn−19.1×Ni+11.9×Cr−9.8×Mo ・・・(4)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量(質量%)を表す。
図1は、表1に記載された鋼No.1の化学成分を有するスラブを950℃に加熱した後、850℃以下で70%の累積圧下率を達成する圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き種々の焼戻し温度にて焼戻しを行い、その後水冷することにより製造された種々の鋼材における、焼戻し温度と残留γ量との関係を示すグラフである。ここで、累積圧下率とは、圧延開始時の板厚t1と圧延終了時の板厚t2との差を圧延開始時の板厚t1で除した値の百分率((t1−t2)/t1×100)である。図1に示されるように、焼戻し温度が低すぎると、γに逆変態する領域が少なすぎるので残留γ量が少なく、逆に焼戻し温度が高すぎると、生成したγが不安定化し冷却中にマルテンサイト変態するので残留γ量は少なくなる。従って、式(3)を満足することにより残留γを多く確保できることがわかる。
(B−1)板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限が4.0体積%であること
鋼材中の残留γは、鋼材の脆性き裂伝ぱ停止特性の向上に寄与する。この結果、低温環境下での靭性の向上効果が期待できる。この効果を得るには、鋼材の板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限が4.0体積%であることが必要である。靭性向上のために、残留γ量の下限を4.5%体積%、5.0体積%、5.5%体積%、6.0%体積%又は6.5体積%としてもよい。残留γ量の上限は特に規定するものではないが、残留γが多く存在しすぎると降伏強さが低下するおそれがあるので、残留γ量の上限は20.0体積%又は15.0体積%としてもよい。ここで、板厚tの(1/4)t位置で残留γ量を評価するのは、板厚全域の平均的な位置での評価をするためである。
ここで、焼戻し温度T(℃)が以下の式(3)を満足すると、板厚tの(1/4)t位置での残留γ量の下限を4.0体積%とすることができる。
3.8×Ni−33+Ac1≦T≦6.3×Ni−0.4+Ac1 ・・・(3)
ここで、Ac1は次の式(4)によって定義される。
Ac1=712+20.1×Si−17.8×Mn−19.1×Ni+11.9×Cr−9.8×Mo ・・・(4)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量(質量%)を表す。
図1は、表1に記載された鋼No.1の化学成分を有するスラブを950℃に加熱した後、850℃以下で70%の累積圧下率を達成する圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き種々の焼戻し温度にて焼戻しを行い、その後水冷することにより製造された種々の鋼材における、焼戻し温度と残留γ量との関係を示すグラフである。ここで、累積圧下率とは、圧延開始時の板厚t1と圧延終了時の板厚t2との差を圧延開始時の板厚t1で除した値の百分率((t1−t2)/t1×100)である。図1に示されるように、焼戻し温度が低すぎると、γに逆変態する領域が少なすぎるので残留γ量が少なく、逆に焼戻し温度が高すぎると、生成したγが不安定化し冷却中にマルテンサイト変態するので残留γ量は少なくなる。従って、式(3)を満足することにより残留γを多く確保できることがわかる。
(B−2)残留γのアスペクト比の平均値の上限が2.5かつその長径の平均値の上限が0.85μmであること
一般にα組織(フェライト組織)中の残留γは、準安定状態にあり、塑性変形を受けることでマルテンサイト変態しやすい。残留γは、脆性破壊発生特性又は伝ぱ停止特性の向上のためには分散している必要があり、地震を受けた後に消失する場合、所望の耐破壊特性が発揮されない。マクロな塑性変形付加量が一定であっても、残留γ粒子に付加される歪は残留γの分布形態によって大いに変化し、残留γ粒子がより微細で球形に近い形状であるほど、歪の分配率は低下する。したがって、断面観察により得られる残留γ粒子のアスペクト比の平均値の上限を2.5、かつ断面観察により得られる残留γ粒子の長径の平均値の上限を0.85μmとすることが必要である。残留γ粒子の平均アスペクト比が小さいほど靭性が向上するので、アスペクト比の平均値の上限を2.3又は2.0としてもよい。また、長径の平均値が小さいほど靭性が向上するので、長径の平均値の上限を0.80μm又は0.75μmとしてもよい。長径の平均値の下限は、規定する必要はないが、通常0.05μmとなる。
一般にα組織(フェライト組織)中の残留γは、準安定状態にあり、塑性変形を受けることでマルテンサイト変態しやすい。残留γは、脆性破壊発生特性又は伝ぱ停止特性の向上のためには分散している必要があり、地震を受けた後に消失する場合、所望の耐破壊特性が発揮されない。マクロな塑性変形付加量が一定であっても、残留γ粒子に付加される歪は残留γの分布形態によって大いに変化し、残留γ粒子がより微細で球形に近い形状であるほど、歪の分配率は低下する。したがって、断面観察により得られる残留γ粒子のアスペクト比の平均値の上限を2.5、かつ断面観察により得られる残留γ粒子の長径の平均値の上限を0.85μmとすることが必要である。残留γ粒子の平均アスペクト比が小さいほど靭性が向上するので、アスペクト比の平均値の上限を2.3又は2.0としてもよい。また、長径の平均値が小さいほど靭性が向上するので、長径の平均値の上限を0.80μm又は0.75μmとしてもよい。長径の平均値の下限は、規定する必要はないが、通常0.05μmとなる。
(B−3)残留γ中の平均Mn濃度および平均Ni濃度がそれぞれ、次の式(1)および式(2)を満足すること
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(1)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(2)
ここで、[Mn]retained γ:残留γ中の平均Mn濃度、[Mn]α:鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度、[Ni]retained γ:残留γ中の平均Ni濃度、[Ni]α:鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
オーステナイトフォーマーであるNiおよびMnは、γ→α変態点を下げる元素であり、残留γを安定化させる作用を有することが知られている。塑性歪を受けた後に残留γ量を多く確保するためには、個々の残留γ中のMn濃度の下限およびNi濃度の下限を、それぞれ、フェライト相中におけるMn濃度およびNi濃度に対して1.4倍にすることが極めて重要である。
上述の式(1)及び式(2)を満足するためには、熱間圧延工程にて850℃以下の累積圧下率の下限を50%とし、焼戻し後の冷却速度を0.5℃/sより大きくすることが必要である。図2は、表1に記載された鋼No.1の化学成分を有するスラブを960℃に加熱した後、種々の累積圧下率にて圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き570℃にて焼戻し(焼戻し後の水冷あり)を行うことにより製造された種々の鋼材における、850℃以下の累積圧下率とNi及びMnの濃化率([M]γ/[M]α)との関係を示すグラフである。ここで、Ni及びMnの濃化率とは、[Mn]retained γおよび[Ni]retained γを[Mn]αおよび[Ni]αでそれぞれ除することにより得られる値である。図2から、特に累積圧下率の下限を50%とすることにより、1.4以上の濃度比が得られ、式(1)及び式(2)を満足できることがわかる。
Ni及びMnの濃化率と、代表的な破壊特性評価パラメータであるDT(Dynamic Tear)エネルギーとの関係を図3に示す。DTエネルギーが高い場合、アレスト特性が良いと判断される。LPG又はLNGなどの液化ガスを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼材では、DTエネルギーが1500Jを上回ることが好ましい。図3から、Ni及びMnの濃化率の下限をいずれも1.4とすることにより、DTエネルギーが1500Jを上回ることがわかる。これらの濃化率の下限を1.5又は1.6とすると、更に高いDTエネルギーを得ることができ、好ましい。
Ni及びMnの濃化率の上限を特に規定する必要はない。しかし、Ni及びMnの濃化率が10又は5を超えることは殆どないので、それらの上限を10又は5としてもよい。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(1)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(2)
ここで、[Mn]retained γ:残留γ中の平均Mn濃度、[Mn]α:鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度、[Ni]retained γ:残留γ中の平均Ni濃度、[Ni]α:鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
オーステナイトフォーマーであるNiおよびMnは、γ→α変態点を下げる元素であり、残留γを安定化させる作用を有することが知られている。塑性歪を受けた後に残留γ量を多く確保するためには、個々の残留γ中のMn濃度の下限およびNi濃度の下限を、それぞれ、フェライト相中におけるMn濃度およびNi濃度に対して1.4倍にすることが極めて重要である。
上述の式(1)及び式(2)を満足するためには、熱間圧延工程にて850℃以下の累積圧下率の下限を50%とし、焼戻し後の冷却速度を0.5℃/sより大きくすることが必要である。図2は、表1に記載された鋼No.1の化学成分を有するスラブを960℃に加熱した後、種々の累積圧下率にて圧延を行い、圧延後直ちに常温まで水冷し、引き続き570℃にて焼戻し(焼戻し後の水冷あり)を行うことにより製造された種々の鋼材における、850℃以下の累積圧下率とNi及びMnの濃化率([M]γ/[M]α)との関係を示すグラフである。ここで、Ni及びMnの濃化率とは、[Mn]retained γおよび[Ni]retained γを[Mn]αおよび[Ni]αでそれぞれ除することにより得られる値である。図2から、特に累積圧下率の下限を50%とすることにより、1.4以上の濃度比が得られ、式(1)及び式(2)を満足できることがわかる。
Ni及びMnの濃化率と、代表的な破壊特性評価パラメータであるDT(Dynamic Tear)エネルギーとの関係を図3に示す。DTエネルギーが高い場合、アレスト特性が良いと判断される。LPG又はLNGなどの液化ガスを貯蔵する極低温貯槽タンクを製造するための鋼材では、DTエネルギーが1500Jを上回ることが好ましい。図3から、Ni及びMnの濃化率の下限をいずれも1.4とすることにより、DTエネルギーが1500Jを上回ることがわかる。これらの濃化率の下限を1.5又は1.6とすると、更に高いDTエネルギーを得ることができ、好ましい。
Ni及びMnの濃化率の上限を特に規定する必要はない。しかし、Ni及びMnの濃化率が10又は5を超えることは殆どないので、それらの上限を10又は5としてもよい。
(C)製造方法に関して
本実施形態に係る鋼材は、以下に示す工程を経て製造することができる。ただし、以下の製造方法に限定されるものではない。
本実施形態に係る鋼材は、以下に示す工程を経て製造することができる。ただし、以下の製造方法に限定されるものではない。
スラブについては、格別にその鋳造条件を規定するものではない。造塊−分塊スラブを用いてもよいし、連続鋳造スラブを用いてもよい。製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点からは、連続鋳造スラブを用いることが好ましい。また、製造される鋼材の板厚は、3mm〜100mm、主に6mm〜50mmとする。製造される鋼材を鋼板としてもよい。
(C−1)スラブの加熱工程
加熱工程は、スラブの加熱温度を920℃〜980℃にコントロールする。AlNの固溶を進め、後続の熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制し所望の耐破壊特性を得るためには、スラブの加熱温度の下限を920℃とするのがよい。また、γ粒が粗大化しすぎず、耐破壊特性が損なわれないようにするためには、スラブの加熱温度の上限を970℃とする。
加熱工程は、スラブの加熱温度を920℃〜980℃にコントロールする。AlNの固溶を進め、後続の熱処理時に結晶粒の粗大化を抑制し所望の耐破壊特性を得るためには、スラブの加熱温度の下限を920℃とするのがよい。また、γ粒が粗大化しすぎず、耐破壊特性が損なわれないようにするためには、スラブの加熱温度の上限を970℃とする。
(C−2)圧延工程
熱間圧延工程では、加熱したスラブの圧延を行う。具体的には、粗圧延と仕上圧延とに分けて圧延すればよい。
熱間圧延工程では、加熱したスラブの圧延を行う。具体的には、粗圧延と仕上圧延とに分けて圧延すればよい。
加熱したスラブに対する粗圧延では、粗圧延終了時のスラブ厚さが成品厚さ(鋼材厚さ)の3倍〜8倍になるまで圧下するのが好ましい。粗圧延終了後のスラブ厚さが製品の板厚の3倍以上となるように圧下すると、つづく仕上圧延にて十分な圧下をすることができ、成品鋼材の靭性を向上させることができる。一方、粗圧延終了後のスラブ厚さが製品の板厚の8倍以下となるように圧下すると、つづく仕上圧延における仕上圧延温度(仕上圧延が終了する温度)を700℃以上に制御しやすくなる。
仕上圧延では、このようにして粗圧延が行われたスラブに対し、冷却することなく引き続き、圧下を行って所定の板厚の成品とする。この仕上圧延では、850℃以下における累積圧下率の下限を50%とする。この比較的低温における圧下量を大きくすることは、変形帯の導入が積極的になされ、最終的に生成する残留γを多く残し、さらに残留γの平均アスペクト比を小さくするのに効果的である。これは、圧下量が大きい場合、延伸された残留γが分断されるからである。また、変形帯の積極的な導入のために、仕上圧延時の最終圧延温度(仕上圧延温度)が700℃〜730℃となるように、仕上圧延開始温度を出来るだけ低くすることが望ましい。
(C−3)冷却工程
冷却工程では、仕上圧延をした圧延後の鋼材を加速冷却することが望ましい。特に、板厚が大きくなるほど鋼材の靭性確保が困難となるので、板厚が厚い鋼材では、圧延工程後の加速冷却の冷却速度は速い方がよい。具体的には、板厚15mm以下の場合、鋼材の板厚tの中心部、すなわち、板厚tの(1/2)t位置での冷却速度の下限を3℃/sとする。板厚15mm超の場合、冷却速度の下限を10℃/sとする。これは圧延工程後の加速冷却時の冷却速度が遅くなることにより、最終組織の有効結晶粒径が粗大化することを防ぐためである。板厚tの(1/2)t位置での冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、50℃/sとしてもよい。加速冷却を行う場合、鋼材の金属組織を十分な焼入れ組織とし、その後の焼戻し処理等により微細な残留γと1.4以上の濃化比とを得るために、冷却開始温度の下限を660℃とする。
冷却工程では、仕上圧延をした圧延後の鋼材を加速冷却することが望ましい。特に、板厚が大きくなるほど鋼材の靭性確保が困難となるので、板厚が厚い鋼材では、圧延工程後の加速冷却の冷却速度は速い方がよい。具体的には、板厚15mm以下の場合、鋼材の板厚tの中心部、すなわち、板厚tの(1/2)t位置での冷却速度の下限を3℃/sとする。板厚15mm超の場合、冷却速度の下限を10℃/sとする。これは圧延工程後の加速冷却時の冷却速度が遅くなることにより、最終組織の有効結晶粒径が粗大化することを防ぐためである。板厚tの(1/2)t位置での冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、50℃/sとしてもよい。加速冷却を行う場合、鋼材の金属組織を十分な焼入れ組織とし、その後の焼戻し処理等により微細な残留γと1.4以上の濃化比とを得るために、冷却開始温度の下限を660℃とする。
仕上圧延後の鋼材を、加速冷却せず放冷によって冷却することは、結晶粒径が粗大化するので好ましくない。
加速冷却は、鋼材の表面温度が250℃以下になるまで行うのがよい。この冷却停止温度が250℃を超える場合には、マルテンサイト組織への変態が不完全になる、またはオートテンパー効果によりマルテンサイト組織中の転位が回復してしまう現象が起こり、その結果、後続の熱処理にて微細な残留γが効果的に生成せず、強度不足に陥る可能性が増大する。この冷却停止温度の上限は200℃又は150℃とするのが好ましい。冷却停止温度の下限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、50℃又は室温としてもよい。
残留γを微細かつ多量に形成するためには、DQT(Direct−Quenching and Tempering)処理あるいはDQLT(Direct−Quenching, Lamellarizing, and Tempering)処理を行うことが好ましい。従来技術であるオフラインQT処理あるいはオフラインQLT処理では、鋼材を焼き入れ前にAc3点を超える加熱温度に加熱するので、圧延時に導入された格子欠陥は、基本的に鋼材に残らない。従って、焼き入れ前のγは格子欠陥密度が低い状態である。その状態で焼き入れを行った場合、マルテンサイトのパケット・ブロック・ラスサイズは大きくなり、引き続いて行うγ量増加熱処理にてγの生成サイトが乏しくなるので、γ量は十分増加しない。一方、DQT処理又はDQLT処理を行うと、圧延の際にγに導入された加工歪が焼き入れ前に保持されているので、焼き入れ後のマルテンサイト組織を極めて微細に調整することができる。微細なマルテンサイト組織から後続の熱処理中に生成するγは、微細かつ量が多い。
(C−4)L処理工程
十分な焼入れ組織が得られた場合には、従来から9%Ni鋼で多く用いられてきたL処理(鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域の温度範囲に加熱した後に水冷処理すること)は、本実施形態にて必ずしも実施する必要はなく、焼戻し処理のみを行うことで、充分な特性を示す鋼材を得ることができる。ただし、鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域温度に加熱すると、金属組織の微細化、および安定なオーステナイト相の生成により靭性を改善できるので、必要に応じて、620℃〜720℃の温度範囲に加熱した後に水冷処理をするL処理工程を実施してもよい。加熱温度の下限を620℃とすることによって残留γの増加を見込むことができ、加熱温度の上限を720℃とすることによって組織の粗大化を防止できる。L処理工程における加熱の温度範囲は、好ましくは640℃〜700℃である。
十分な焼入れ組織が得られた場合には、従来から9%Ni鋼で多く用いられてきたL処理(鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域の温度範囲に加熱した後に水冷処理すること)は、本実施形態にて必ずしも実施する必要はなく、焼戻し処理のみを行うことで、充分な特性を示す鋼材を得ることができる。ただし、鋼材をフェライト及びオーステナイトの二相域温度に加熱すると、金属組織の微細化、および安定なオーステナイト相の生成により靭性を改善できるので、必要に応じて、620℃〜720℃の温度範囲に加熱した後に水冷処理をするL処理工程を実施してもよい。加熱温度の下限を620℃とすることによって残留γの増加を見込むことができ、加熱温度の上限を720℃とすることによって組織の粗大化を防止できる。L処理工程における加熱の温度範囲は、好ましくは640℃〜700℃である。
(C−5)焼戻し工程
焼戻し工程は、本発明を実現するために極めて重要であり、詳細な制御が必要な必須プロセスである。焼戻し温度が低すぎる場合には、生成するγの量が不足するので、残留γ量自体が少なくなる。また、焼戻し温度が低すぎる場合には、焼戻し脆化が起こる可能性があり、これにより耐破壊特性を損なう結果となってしまう。逆に焼戻し温度が高すぎる場合には、加熱時のγ量は多くなるものの、残留γ中のNiおよびMn濃度が低下する。この場合残留γは、その後の冷却時に多くが変態してしまうか、あるいは冷却時に変態が生じなかったとしても極低温にさらされるだけで変態し、消失してしまうことになる。焼戻し温度の範囲は、熱力学的な平衡挙動が支配するものであり、鋼材の化学成分によって変動する性質を持つ。具体的には、焼戻し温度Tの下限を3.8×Ni−33+Ac1とし、そして、上限を6.3×Ni−0.4+Ac1とすることが必要である。すなわち、次の式(3)を満足する必要がある。ここで、式(3)に記載されている係数は、実験結果の重回帰により求められた。焼戻し温度は、Ac1超とすることが好ましい。
また、焼戻し工程の加熱後の冷却速度が遅い場合には、炭素の拡散移動による一部ベイナイト変態が進行してしまうなどの理由によって、耐破壊特性が損なわれる。加えて、焼戻し工程の冷却速度が遅い場合には、焼戻し中に生成したγからセメンタイトとして一部の炭素を吐き出す反応が進むことによりγが不安定化し、室温に冷却した後に、総量としての残留γが減少する傾向を示すと考えられる。さらに、焼き戻し中に生成したγの一部は、焼き戻し後の冷却の間にマルテンサイト変態を起こす。冷却速度の下限を0.5℃/sにすることにより、このマルテンサイト変態により生じたマルテンサイト内の転位密度を増加させることができ、さらに、このマルテンサイトに隣接した残留γに力学的拘束作用を加えて残留γの安定性を向上させることができると推定できる。したがって、焼戻し工程の加熱の実施後、表面温度が300℃以下になるまでの板厚中心部における冷却速度の下限を0.5℃/sとする必要がある。焼戻し工程の加熱後の冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力の上限を考慮すると、50℃/sとしてもよい。冷却停止温度の下限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、50℃又は室温としてもよい。
3.8×Ni−33+Ac1≦T≦6.3×Ni−0.4+Ac1 ・・・(3)
ここで、Ac1は次の式(4)によって定義される。
Ac1=712+20.1×Si−17.8×Mn−19.1×Ni+11.9×Cr−9.8×Mo ・・・(4)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量(質量%)を表す。
なお、特許文献1においてVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196が良好な鋼板など(特に、Test No.1−a〜1−h、4〜12、22〜35)のDT試験およびプレクラックシャルピー試験が低下した原因は、いずれも焼戻し後に加速冷却を行わなかったから、又は冷却速度を0.5℃/s未満としたからである。
焼戻し工程は、本発明を実現するために極めて重要であり、詳細な制御が必要な必須プロセスである。焼戻し温度が低すぎる場合には、生成するγの量が不足するので、残留γ量自体が少なくなる。また、焼戻し温度が低すぎる場合には、焼戻し脆化が起こる可能性があり、これにより耐破壊特性を損なう結果となってしまう。逆に焼戻し温度が高すぎる場合には、加熱時のγ量は多くなるものの、残留γ中のNiおよびMn濃度が低下する。この場合残留γは、その後の冷却時に多くが変態してしまうか、あるいは冷却時に変態が生じなかったとしても極低温にさらされるだけで変態し、消失してしまうことになる。焼戻し温度の範囲は、熱力学的な平衡挙動が支配するものであり、鋼材の化学成分によって変動する性質を持つ。具体的には、焼戻し温度Tの下限を3.8×Ni−33+Ac1とし、そして、上限を6.3×Ni−0.4+Ac1とすることが必要である。すなわち、次の式(3)を満足する必要がある。ここで、式(3)に記載されている係数は、実験結果の重回帰により求められた。焼戻し温度は、Ac1超とすることが好ましい。
また、焼戻し工程の加熱後の冷却速度が遅い場合には、炭素の拡散移動による一部ベイナイト変態が進行してしまうなどの理由によって、耐破壊特性が損なわれる。加えて、焼戻し工程の冷却速度が遅い場合には、焼戻し中に生成したγからセメンタイトとして一部の炭素を吐き出す反応が進むことによりγが不安定化し、室温に冷却した後に、総量としての残留γが減少する傾向を示すと考えられる。さらに、焼き戻し中に生成したγの一部は、焼き戻し後の冷却の間にマルテンサイト変態を起こす。冷却速度の下限を0.5℃/sにすることにより、このマルテンサイト変態により生じたマルテンサイト内の転位密度を増加させることができ、さらに、このマルテンサイトに隣接した残留γに力学的拘束作用を加えて残留γの安定性を向上させることができると推定できる。したがって、焼戻し工程の加熱の実施後、表面温度が300℃以下になるまでの板厚中心部における冷却速度の下限を0.5℃/sとする必要がある。焼戻し工程の加熱後の冷却速度の上限は特に規定されないが、設備能力の上限を考慮すると、50℃/sとしてもよい。冷却停止温度の下限は特に規定されないが、設備能力を考慮して、50℃又は室温としてもよい。
3.8×Ni−33+Ac1≦T≦6.3×Ni−0.4+Ac1 ・・・(3)
ここで、Ac1は次の式(4)によって定義される。
Ac1=712+20.1×Si−17.8×Mn−19.1×Ni+11.9×Cr−9.8×Mo ・・・(4)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各元素の含有量(質量%)を表す。
なお、特許文献1においてVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196が良好な鋼板など(特に、Test No.1−a〜1−h、4〜12、22〜35)のDT試験およびプレクラックシャルピー試験が低下した原因は、いずれも焼戻し後に加速冷却を行わなかったから、又は冷却速度を0.5℃/s未満としたからである。
表1に示す化学組成を有する56種類の鋼種からなる板厚300mmのスラブを準備し、表2に示す条件にて、加熱・圧延・加速冷却などをおこなって仕上げ、その後、場合により熱処理を実施した。得られた各鋼材の板厚は6mm〜50mm以下である。得られた各鋼材からは、常温強度を評価するために、JISZ2241に規定される、10号引張試験片、5号引張試験片、または4号引張試験片を採取した。4号引張試験片は板厚tの(1/4)tの位置より採取した。採取方向は、圧延直角方向である。また、JISZ2242に規定されるVノッチ試験片(フルサイズ試験片)を圧延方向に沿って採取した。板厚が10mm未満の鋼種については、板厚及び幅が10mmと規定されているVノッチ試験片を採取することができないので、サブサイズ試験片を採取した。
常温での引張試験と−196℃におけるシャルピー衝撃試験とを行い、引張強さTS(MPa)、降伏強さYS(MPa)およびVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196(J)(3本の平均値)を調べた。吸収エネルギーについては、サブサイズ試験片とフルサイズ試験片との比較を容易にするために、1cm2あたりの吸収エネルギーに換算した。さらに、脆性き裂伝ぱ特性を評価するために、ASTM E604に規定されているDT試験(Dynamic Tear Test:動的引裂試験)を−196℃にて実施し、その吸収エネルギーDT−196(J)を評価した。なお、特性良否の判断基準は、YS:585MPa以上、TS:690MPa以上、単位面積あたりのVノッチシャルピー吸収エネルギー値vE−196:150J/cm2以上、DT試験の吸収エネルギーDT−196(J):1500J以上のものを合格とするものである。なお、DT試験は板厚が15mm未満の材料に対する評価が行えないので、板厚15mm未満の試験片についてはプレクラックシャルピー試験を行った。プレクラックシャルピー試験用の試験片は、通常のVノッチシャルピーと同様に、10mmの試験片幅に対し2mmのき裂深さを持つものであるが、このき裂深さのうちVノッチ深さは1mmに限定され、残りの1mmとして疲労き裂が導入されている。これにより、プレクラックシャルピー試験用の試験片では、き裂が容易に発生する。このことにより、プレクラックシャルピー試験結果と脆性き裂伝ぱ停止特性との相関は良好である。プレクラックシャルピー試験による脆性き裂伝ぱ特性良否の判定基準は、Vノッチシャルピー同様−196℃における吸収エネルギーであり、1cm2あたりの吸収エネルギーが100J/cm2以上の試験片を合格とした。
残留γ量の評価方法は以下の通りである。鋼材の板厚tの(1/4)t位置から残留γ測定用の試験片を採取し、X線回折により残留γ量(体積%)を測定した。測定した断面は、L断面(圧延方向に平行であり、鋼板表面に垂直な面)とした。さらに、残留γの形状は、透過型電子顕微鏡による薄膜観察によって評価した。残留γ粒子を20個以上観察して、これら粒子サンプルの平均アスペクト比、及び長径の平均寸法を測定し、そのサンプル内における平均値を算出した。さらに、残留γ中へのMn及びNiの濃化度を以下の方法にて評価した。EDX(Energy Dispersive X−ray spectrometry)定量分析により残留γ中の平均Mn濃度および平均Ni濃度を測定し、それぞれ、フェライト相中平均Mn濃度および平均Ni濃度と比較することで、次の式(1)および式(2)を満足しているか否かの評価をした。なお、フェライト相中平均Mn濃度および平均Ni濃度は、その鋼材のバルク値(化学分析結果)とした。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(1)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(2)
ここで、[Mn]retained γ:残留γ中の平均Mn濃度、[Mn]α:鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度、[Ni]retained γ:残留γ中の平均Ni濃度、[Ni]α:鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(1)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(2)
ここで、[Mn]retained γ:残留γ中の平均Mn濃度、[Mn]α:鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度、[Ni]retained γ:残留γ中の平均Ni濃度、[Ni]α:鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。
以上の試験結果を表4に示す。
表4に示す特性評価結果からわかるように、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼No.1、No.3〜6、No.9〜28、及びNo.30〜33の鋼に、適切な方法で圧延・熱処理を行うことにより、残留γの量およびその形態を本発明で規定する範囲に調整したTest No.1−a、No.1−g、No.3〜6、No.9〜28、及びNo.30〜33の鋼材は、いずれも、強度(降伏強さYS、引張強さTS)、脆性き裂発生特性(単位面積当たりのVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196)およびアレスト特性(DTの吸収エネルギーDT−196)が、目標の合格範囲に到達した。なお、鋼No.2及びNo.29の鋼は、Ni含有量が本発明で規定する範囲を上回っているが、Niは鋼の耐破壊特性に悪影響を与えるものではないので、本発明鋼と同じく合格範囲に到達した。
これらに対して、圧延後の冷却速度が規定範囲を下回るTest No.1−cの鋼材、圧延後の水冷停止温度が規定範囲を上回るTest No.1−dの鋼材、焼戻し後の冷却速度が規定範囲を下回るTest No.1−eの鋼材、加熱温度が規定範囲を下回るTest No.1−jの鋼材、および成品厚さ製品の板厚に対する粗圧延終了後のスラブ厚さが規定範囲を上回ることにより仕上げ圧延温度が低くなったTest No.1−lの鋼材は、強度(降伏強さYS、引張強さTS)が不足した。
Test No.1−cの鋼材、Test No.1−dの鋼材、Test No.1−eの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を下回るTest No.1−fの鋼材、L処理温度が規定範囲を上回るTest No.1−hの鋼材、加熱温度が規定範囲を上回るTest No.1−iの鋼材、Test No.1−jの鋼材、成品厚さ製品の板厚に対する粗圧延終了後のスラブ厚さが規定範囲を下回るTest No.1−kの鋼材、Test No.1−lの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を上回るTest No.1−mの鋼材、L処理温度が規定範囲を下回るTest No.1−nの鋼材、オフラインQTを行ったTest No.1−oの鋼材、オフラインQLTを行ったTest No.1−pの鋼材は、脆性き裂発生特性(単位面積当たりのVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196)が不足した。
850℃以下の累積圧下率が規定範囲を下回るTest No.1−bの鋼材、並びにTest No.1−c〜1−f、Test No.1−h、Test No.1−i、及びTest No.1−k〜Test No.1−pの鋼材は、アレスト特性(DTの吸収エネルギー:DT−196、またはプレクラックシャルピー試験によって得られる−196℃での吸収エネルギー)が不足した。
Test No.1−cの鋼材、Test No.1−dの鋼材、Test No.1−eの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を下回るTest No.1−fの鋼材、L処理温度が規定範囲を上回るTest No.1−hの鋼材、加熱温度が規定範囲を上回るTest No.1−iの鋼材、Test No.1−jの鋼材、成品厚さ製品の板厚に対する粗圧延終了後のスラブ厚さが規定範囲を下回るTest No.1−kの鋼材、Test No.1−lの鋼材、焼戻し温度が規定範囲を上回るTest No.1−mの鋼材、L処理温度が規定範囲を下回るTest No.1−nの鋼材、オフラインQTを行ったTest No.1−oの鋼材、オフラインQLTを行ったTest No.1−pの鋼材は、脆性き裂発生特性(単位面積当たりのVノッチシャルピー吸収エネルギーvE−196)が不足した。
850℃以下の累積圧下率が規定範囲を下回るTest No.1−bの鋼材、並びにTest No.1−c〜1−f、Test No.1−h、Test No.1−i、及びTest No.1−k〜Test No.1−pの鋼材は、アレスト特性(DTの吸収エネルギー:DT−196、またはプレクラックシャルピー試験によって得られる−196℃での吸収エネルギー)が不足した。
また、鋼No.34の鋼からなるTest No.34の鋼材はC含有量が、鋼No.35の鋼からなるTest No.35の鋼材はSi含有量が、そして、鋼No.36の鋼からなるTest No.36の鋼材はMn含有量が高すぎるので、強度特性(降伏強さおよび引張強さ)は問題ないものの、破壊特性(脆性き裂発生特性およびアレスト特性)が不足した。また、鋼No.37の鋼からなるTest No.37の鋼材はNi含有量が低すぎるので、引張強さが不足し、さらに残留γが充分に確保できず破壊特性が不足した。そして、鋼No.38の鋼からなるTest No.38の鋼材はAl含有量が、鋼No.39の鋼からなるTest No.39の鋼材はN含有量が高すぎるので、引張強さが不足し、さらに残留γが十分ではなく破壊特性が不足した。C含有量が規定値を下回る鋼No.40の鋼からなるTest No.40の鋼材、およびMn含有量が規定値を下回るNo.42の鋼からなるTest No.42の鋼材は、強度特性および破壊特性の両方が不足した。Si含有量が規定値を下回る鋼No.41の鋼からなるTest No.41の鋼材、およびAl含有量が規定値を下回る鋼No.43の鋼からなるTest No.43の鋼材は、破壊特性が不足した。鋼No.44〜No.56は、P,S,Cu,Cr,Mo,V,Nb,Ti、B,Sn,Al,Mg,REMのいずれかが規定値を上回るが、これら鋼からなるTest No.44〜No.56の鋼材は、破壊特性が低下した。
本発明にかかるNi含有量が質量%で6.6%〜8.0%の鋼材は、経済性と耐破壊特性とに優れている。この鋼材はLNGタンクの内槽部材またはアニュラープレートの用途に好適である。
Claims (6)
- 化学成分が、質量%で、
C:0.01〜0.12%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.4〜2.0%、
Ni:6.6〜8.0%、
Al:0.002〜0.08%、
N:0.0050%以下、
P:0.05%以下、
S:0.008%以下、
Cu:0〜1.00%、
Cr:0〜1.00%、
Mo:0〜0.50%、
V:0〜0.10%、
B:0〜0.0050%、
Nb:0〜0.10%、
Ti:0〜0.10%、
Sn:0〜0.50%、
Ca:0〜0.004%、
Mg:0〜0.0020%、
REM:0〜0.0020%、
残部:Feおよび不純物
である鋼板であって、
前記鋼板の板厚tの(1/4)t位置での残留γの量が4.0〜20.0体積%であり、
前記残留γは、そのアスペクト比の平均値の上限が2.5かつその長径の平均値の上限が0.85μmである形態を有するとともに、前記残留γ中の平均Mn濃度および平均Ni濃度がそれぞれ、次の式(1)および式(2)を満足することを特徴とする鋼板。
[Mn]retained γ>[Mn]α×1.4 ・・・(1)
[Ni]retained γ>[Ni]α×1.4 ・・・(2)
ここで、[Mn]retained γは前記残留γ中の平均Mn濃度を、[Mn]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Mn濃度を、[Ni]retained γは前記残留γ中の平均Ni濃度を、[Ni]αは前記鋼板中のフェライト相中の平均Ni濃度を、それぞれ表す。 - さらに、前記化学成分が、質量%で
C:0.02%〜0.07%、
Si:0.01%〜0.10%、
Mn:0.6%〜1.0%、
Ni:7.0〜7.8%、
Cu:0〜0.30%、
Cr:0〜0.80%、
Mo:0〜0.20%、
V:0〜0.05%、
B:0〜0.0005%、
Nb:0〜0.02%、
Ti:0〜0.02%、
Sn:0〜0.01%であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - さらに、前記化学成分が、質量%で
Cr:0.30〜0.60%、
Mo:0.05〜0.15%であることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼板。 - 前記鋼板は、板厚が3mm〜100mmの鋼板であり、降伏強さの下限が585MPaであり、引張強さが690MPa〜885MPaであることを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板が内槽部材に適用されたことを特徴とするLNGタンク。
- 請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板がアニュラープレートに適用されたことを特徴とするLNGタンク。
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