JP5820889B2 - 極低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

極低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、ＬＮＧなどの極低温用貯蔵容器の構造材として用いられるマンガン及びニッケル含有鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には、高価なＮｉの代わりに安価なＭｎなどを最適の比率で添加し、制御圧延及び冷却を通じて組織を微細化させ、焼戻しによって残留オーステナイトを析出させることで、極低温靭性に優れるとともに、高強度を有する鋼材及びその製造方法に関する。
鋼材の極低温靭性を向上させる方法としては、結晶粒微細化やＮｉなどの合金添加などの方法がよく知られている。
結晶粒微細化方法は、既知の多様な金属の加工方法の中で唯一、強度及び靭性をともに増加させることができる加工方法である。これは、結晶粒が微細化されると、結晶粒界に蓄積される転位の密度が低くなって隣接した結晶への応力集中が小さくなり破壊強度に達しないことから、靭性が優れるようになるためである。
しかし、一般的な炭素鋼からＴＭＣＰなどの熱間制御圧延及び冷却によって得られる結晶粒微細化は約５μｍで、最大約−６０℃以下において靭性が急激に減少するという限界がある。また、繰り返し熱処理などで結晶粒サイズを１μｍ以下に減少させた場合にも、約−１００℃以下において靭性が急激に減少し、ＬＮＧ貯蔵タンクのような約−１６５℃の極低温においては脆性が発生するようになる。よって、これまで、ＬＮＧ貯蔵タンクのような−１６５℃の極低温において用いられている鋼材には、結晶粒微細化とともにＮｉなどを添加して極低温靭性を確保してきた。
一般に、鉄鋼に置換型合金元素を添加すると、殆どの場合において強度は増加し、靭性は低下する。しかし、文献上では、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ及びＲｅを添加すると、靭性がむしろ向上することが知られていることから、上記のような合金元素を添加することが考えられるが、このうち、商業的に用いることができる元素は唯一、Ｎｉのみである。
数十年間にわたって極低温用鋼として用いられた鋼材は、９％のＮｉを含有した鋼（以下、９％Ｎｉ鋼）である。９％Ｎｉ鋼は、一般的に再加熱＋焼入れ（Ｑ）後、微細なマルテンサイトを形成し、焼戻し（Ｔ）によってマルテンサイトを軟化させるとともに、残留オーステナイトを約１５％析出させる。これにより、マルテンサイトの微細なラスは焼戻しによって回復して数百ｎｍの微細な構造を有するようになる。また、ラス間に数十ｎｍのオーステナイトが生成されて全体的に数百ｎｍの微細な構造を有するようになる。なお、９％Ｎｉの添加により、極低温においても靭性が向上するという特徴を有するようになる。しかし、９％Ｎｉ鋼は、高強度及び優れた極低温靭性にもかかわらず、高価なＮｉの多量添加によってその使用が制限されてきた。
これを克服すべく、Ｎｉの代わりにＭｎを用いることで、類似した微細組織を得る技術が開発された。ＵＳ ４２５７８０８は、９％Ｎｉの代わりに５％Ｍｎを添加し、これをオーステナイト＋フェライトの二相域温度区間における４回の繰り返し熱処理を通じて結晶粒を微細化した後、焼戻しを行って極低温靭性を向上させた技術であり、公開特許１９９７−００４３１３９も、１３％Ｍｎを添加して同様にオーステナイト＋フェライトの二相域温度区間における４回の繰り返し熱処理を通じて結晶粒を微細化した後、焼戻しを行って極低温靭性を向上させた技術である。
さらに他の技術としては、従来の９％Ｎｉの製造工程は維持しながら、従来の９％ＮｉからＮｉを低減させ、その代わりにＭｎ、Ｃｒなどを添加した技術が挙げられる。日本公開特許公報 ＪＰ ２００７／０８０６４６は、Ｎｉを含量５．５％以上で添加し、その代わりにＭｎ、Ｃｒをそれぞれ２．０％、１．５％以下添加した特許である。
しかし、上記特許は、極低温靭性を得るために、４回以上の繰り返し熱処理及び焼戻しを行わなければ、微細な組織が得られず、極低温靭性に優れた鋼材を製造することができない。これにより、従来の２回の熱処理に比べて熱処理回数が増加するため、熱処理費用及び熱処理設備に負荷が生じるという問題点がある。
本発明は、上記のような問題点を解決するためのもので、極低温靭性を有する９％Ｎｉ鋼の微細組織と同一の微細組織を維持し、Ｎｉの代わりにＭｎ、Ｃｒを主に利用してＮｉとＭｎ、Ｃｒとの相関性を最適にするとともに、Ｎｉを大きく減らすことで、従来の９％Ｎｉ鋼と同一水準の高強度及び優れた極低温靭性を有する鋼材及びその製造方法を提供する。
これを実現するための手段として、本発明による鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含むことを特徴とする。
また、チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜５．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜３．０％で構成される群から選択される少なくとも１種以上がさらに含まれることが好ましい。
また、上記Ｍｎ及びＮｉは、８≦１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ≦１２を満たすことが好ましい。
また、上記鋼材は、主相であるマルテンサイト、１０ｖｏｌ％以下のベイナイト及び３〜１５ｖｏｌ％の残留オーステナイト組織を有することが好ましい。
また、本発明による鋼材の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で加熱する加熱段階と、上記加熱されたスラブを９５０℃以下の温度において４０％以上の圧下率で仕上げ圧延する圧延段階と、上記圧延された鋼材を２℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する冷却段階と、上記冷却段階後、５５０〜６５０℃温度区間において上記鋼材を０．５〜４時間焼戻しする焼戻し段階とを含むことを特徴とする。
本発明によると、合金組成、圧延、冷却及び熱処理方法を最適に制御することで、高価なＮｉの含量を減らすとともに、降伏強度が５００ＭＰａ以上で、−１９６℃以下の極低温における衝撃エネルギー値が７０Ｊ以上である極低温靭性に優れた高強度構造用鋼材を製造することができる。
図１は、本発明に適した発明鋼の透過電子顕微鏡写真で、発明鋼の組織写真を示したものである。
本発明は、９％Ｎｉ鋼の合金成分において、高価なＮｉの含量を減らし、その代わりに安価なＭｎ、Ｃｒなどを用いることで、９％Ｎｉ鋼と同一の高強度及び優れた極低温靭性を有するようにするために、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含み、降伏強度が５００ＭＰａ以上で、約−１９６℃の極低温における衝撃エネルギー値が７０Ｊ以上である鋼材及びその製造方法を提供する。
以下では、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼材の成分系及び組成範囲について詳細に説明する（以下、各成分の含量は重量％を意味する）。
炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％
本発明において、Ｃは旧オーステナイトの粒界、マルテンサイトのラス間、ベイナイト内の炭化物などからオーステナイトとして析出される最も重要な元素であるため、適切な含量が鋼中に含有されなければならない。
Ｃの含量が０．０１％未満の場合は、制御圧延後の冷却時に、硬化能が不足することから、粗大なベイナイトが生成されたり、または焼戻し時に生成される残留オーステナイトの分率が３％以下で過度に少なく生成されるため、極低温靭性を低下させるという問題点がある。
また、Ｃが０．０６％を超過する場合は、鋼材の強度が過度に高くなって再び極低温靭性が低下するという現象が発生するため、上記Ｃの含量は０．０１〜０．０６％に制限することが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％
Ｓｉは主に脱酸剤として用いられ、強度向上の効果があるため、有用な元素である。また、Ｓｉは残留オーステナイトの安定性を高めることで、少ないＣ含量によっても多くの残留オーステナイトを形成させることができる。
しかし、０．５％を超過する場合は、極低温靭性を大きく低下させるとともに、溶接性も悪化させ、０．０３％未満が含有される場合は、脱酸効果が不十分になるため、上記Ｓｉの含量は０．０３〜０．５％に制限することが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％
Ｎｉは母材の強度及び靭性をともに向上させることができるほぼ唯一の元素である。このような効果を奏するためには、０．０１％以上添加されなければならないが、６．０％以上添加される場合は、経済性が低下するため、本発明においてはＮｉの含量を６．０％以下に制限した。これにより、上記Ｎｉの含量は０．０１〜６．０％に制限することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％
ＭｎはＮｉのようにオーステナイトを安定化させる効果がある。Ｎｉの代わりに添加してその効果を奏するためには、２．０％以上添加されなければならないが、８．０％を超過する場合は、過度な硬化能によって極低温靭性を大きく低下させるため、上記Ｍｎの含量は２．０〜８．０％に制限することが好ましい。
また、上記Ｍｎ及びＮｉは、８≦１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ≦１２の関係を満たすことが好ましい。１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ値が８未満の場合は、十分な硬化能が確保されないため、残留オーステナイトが不安定になって極低温靭性が劣化し、１２を超過する場合は、過度な強度上昇によって再び極低温靭性が劣化する。なお、Ｎｉ１％の代わりにＭｎが０．７３３％の比率で添加される場合は、極低温靭性の向上効果が最大限になるため、１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ＝１０の関係を満たすことがさらに好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％
Ｍｏは少量の添加のみでも硬化能を大きく向上させてマルテンサイトの組織を微細化することができ、残留オーステナイトの安定性を大きく向上させることで、極低温靭性を向上させる。また、Ｐなどが粒界に偏析することを抑制して粒界破壊を防止する。上記のような効果を奏するためには、０．０２％以上添加される必要があるが、０．６％を超過する場合は、鋼材の強度を過度に増加させ、その結果、極低温靭性を阻害するため、上記Ｍｏの含量は０．０２〜０．６％に制限することが好ましい。
極低温靭性のためのＭｏの含量は、上記０．０２〜０．６％の範囲を満たすとともに、添加されたＭｎ含量の５〜１０％であることがより好ましい。これは、Ｍｎ含量が増加すると、結晶粒界の結合エネルギーが減少するようになるが、上記のようにＭｎ含量に比例してＭｏを添加すると、結晶粒界の結合エネルギーを高めて靭性の劣化を防止する効果があるためである。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
Ｐは強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、その含量をできる限り低く維持することが有利であるため、その含量を０．０２％以下に制限することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
ＳはＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であることから、できる限り低く維持することが有利であるため、その含量を０．０１％以下に制限することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％
Ａｌは溶鋼を安価に脱酸することができる元素であるため、０．００３％以上添加することが好ましいが、０．０５％を超過して添加する場合は、連続鋳造時にノズル詰まりをもたらし、溶接時に島状マルテンサイトの形成を助長することから、溶接部の破壊靭性に害を及ぼすため、上記Ａｌの含量は０．００３〜０．０５％に制限することが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％
Ｎを添加すると、残留オーステナイトの分率及び安定性を増加させて極低温靭性を向上させるが、溶接熱影響部において再び固溶されて極低温靭性を大きく減少させるため、その含量を０．０１％以下に制限する必要がある。但し、Ｎ含量を０．００１５％未満に制御すると、製鋼工程への負荷を増加させるため、本発明においては上記Ｎの含量を０．００１５％以上に制限した。
上述した本発明における有利な鋼組成を有する鋼材は、上記含量範囲の合金元素を含むのみで十分な効果を得ることができるが、鋼材の強度及び靭性、溶接熱影響部の靭性及び溶接性などのような特性をより向上させるためには、チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜５．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜３．０％で構成される群から選択される少なくとも１種以上がさらに含まれることが好ましい。
チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０５％
Ｔｉを添加すると、加熱時に結晶粒の成長を抑制して低温靭性を大きく向上させることができる。上記のような効果を奏するためには、０．００３％以上を添加しなければならないが、０．０５％を超過して添加する場合は、連鋳ノズル詰まりまたは中心部の晶出によって低温靭性が減少するという問題点があるため、上記Ｔｉの含量は０．００３〜０．０５％に制限することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．１〜５．０％
ＣｒはＮｉ及びＭｎのように硬化能を増加させる効果があり、制御冷却後の組織をマルテンサイトに形成するためには、０．１％以上添加される必要がある。しかし、５．０％以上を添加する場合は、溶接性を大きく低下させるため、上記Ｃｒの含量は０．１〜５．０％に制限することが好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．１〜３．０％
Ｃｕは母材の靭性低下を最少化するとともに、強度を高めることができる元素である。このような効果を奏するためには、０．１％以上を添加することが好ましいが、３．０％を超過して過度に添加する場合は、製品の表面品質を大きく阻害するため、上記Ｃｕの含量は０．１〜３．０％に制限することが好ましい。
また、本発明におけるＭｎのような役割をするために、Ｍｎに代替してＣｒまたはＣｕを添加する場合は、８≦１．５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）＋Ｎｉ≦１２を満たすことが好ましく、極低温靭性の向上効果を最大限にするためには、１．５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）＋Ｎｉ＝１０の関係を満たすことが好ましい。
本発明による鋼材の微細組織は、主相がマルテンサイトからなるか、マルテンサイト及び１０％以下のベイナイトが混在された相に３〜１５％の残留オーステナイトを有することが好ましい。また、主相がラス構造のマルテンサイトからなるか、マルテンサイト及び１０％以下のベイナイトが混在された相に３〜１５％の残留オーステナイトを有することがより好ましい。
図１には、本発明による鋼材の微細組織が示されているが、写真において白色で示された部分は残留オーステナイトで、黒色で示された部分は焼戻しマルテンサイトのラスである。図１から分かるように、本発明による鋼材の微細組織は、５０μｍ以下のオーステナイトから変態した微細なマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス及びベイナイト内に数百ナノサイズの残留オーステナイトが約３〜１５％分布する組織を有することが好ましい。これにより、微細なマルテンサイトのラス構造及びこれをさらに微細に分節する残留オーステナイトは極低温における靭性を向上させる。
以下では、上記のような本発明による鋼材の製造方法について説明する。
本発明では、上記組成を有する鋼スラブを加熱してから圧延してオーステナイトを十分に延伸させた後、これを冷却することで、微細なマルテンサイト、または微細なマルテンサイト及び１０％以下の体積分率で微細なベイナイトを形成し、その後、焼戻しをして３％以上の残留オーステナイトをマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス間及びベイナイト内に微細に分散析出させることで、優れた極低温靭性を有する鋼材を製造する。
上記スラブ加熱は、１０５０〜１２５０℃の温度において行われることが好ましい。スラブ加熱温度は、鋳造中に形成されたＴｉ炭窒化物を固溶させ、炭素などを均質化するために、１０５０℃以上で加熱する必要があるが、１２５０℃を超過して過度に高い温度で加熱する場合は、オーステナイトが粗大化するおそれがあるため、上記加熱温度は１０５０〜１２５０℃において行われることが好ましい。
加熱されたスラブは、その形状を調整するために、加熱後に１０００〜１２５０℃において粗圧延を行うことが好ましい。圧延によって鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、オーステナイトのサイズを小さくする効果も得ることができる。しかし、粗圧延温度が１０００℃以下に過度に低くなると、鋼材の強度が大きく増加して圧延性が低下するようになり、生産性が大きく低下する。また、粗圧延温度が１２５０℃以上に高くなると、圧延工程において材料内のオーステナイト結晶粒が粗大になって低温靭性が低下するため、上記粗圧延は１０００〜１２５０℃の温度において行われることが好ましい。
粗圧延された鋼材のオーステナイト組織を微細にするとともに、再結晶を抑制してオーステナイト結晶粒内に高いエネルギーを蓄積するために、９５０℃以下の温度において仕上げ圧延を行う。これにより、オーステナイト結晶粒は、パンケーキ状に長く延伸されるため、オーステナイト結晶粒が微細化される効果を得ることができる。しかし、圧延温度が７００℃以下になると、高温強度が急激に増加して圧延工程が困難になる。これにより、上記仕上げ圧延の温度は７００〜９５０℃において行われることが好ましい。また、上記仕上げ圧延時における圧下量は、オーステナイトが十分に延伸されるように４０％以上にする。
上記仕上げ圧延後、２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、延伸されたオーステナイトが粗大なベイナイトに変態することを防止することで、大部分マルテンサイトに、またはマルテンサイト及び一部が微細なベイナイトに変態させることができる。また、鋼材のＭｓ温度以下で冷却を行わなければ、粗大なベイナイトの生成を抑制することができないため、冷却終了温度は４００℃以下に制限することが好ましい。
上記冷却後、５５０〜６５０℃の温度において０．５〜４時間焼戻しすることが好ましい。
冷却された鋼材を５５０℃以上で０．５時間以上維持すると、微細なマルテンサイトのラス間またはベイナイト内のセメンタイトから微細なオーステナイトが生成され、その後の冷却中にも変態せず、残るようになる。即ち、微細なマルテンサイトのラス間、またはマルテンサイトのラス間及びベイナイト内にオーステナイトが存在するようになる。しかし、焼戻し温度が６５０℃以上になったり、４時間以上になると、析出されたオーステナイトの分率は増加するが、機械的及び熱的安定性が低下して冷却中に再びマルテンサイトに逆変態するため、強度が大きく増加するとともに、極低温靭性が劣化する。これにより、上記冷却後には、５５０〜６５０℃の温度において０．５〜４時間焼戻しすることが好ましい。
以下では、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。但し、下記実施例は、例示を通じて本発明を説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１の条件で組成されたスラブを下記表２の条件で圧延、冷却及び熱処理した鋼材の物性試験結果を下記表３に示した。下記表３において、降伏強度、引張強度及び延伸率は一軸引張試験によるもので、極低温衝撃エネルギー値は−１９６℃においてシャルピーＶ−ノッチ衝撃試験を用いて測定された結果である。
Figure 0005820889
上記表１における各元素の含量は重量％を示す。また、上記の通り、表１には、本発明が対象とする鋼の組成を満たす鋼材、即ち、発明鋼１〜６及び本発明の組成範囲を外れる鋼材、即ち、比較鋼１〜６が記載されている。
Figure 0005820889
上記表２に記載された条件のうち、発明材１〜６は発明鋼１〜６を上述した本発明の圧延及び熱処理方式と一致する条件で製造したものを示し、比較材１〜１５は本発明の条件と一致しない条件で製造したものを示す。また、比較材７〜１５は上述した本発明の組成範囲を満たす鋼材（発明鋼１、２、３及び６）を本発明の圧延及び熱処理方式と一致しない条件で製造したものを示し、比較材１〜６は本発明の組成範囲を満たさない鋼材（比較鋼１〜６）を本発明の圧延及び熱処理方式と一致する条件で製造したものである。
Figure 0005820889
上記表３から分かるように、本発明によって組成される発明鋼を本発明の圧延、冷却及び熱処理方法で製造した鋼材は、１８％以上の延伸率、７０Ｊ以上の極低温衝撃エネルギー値、５８５ＭＰａ以上の降伏強度、及び６８０ＭＰａ以上の引張強度で、極低温タンク用鋼材として用いるのに極めて良好な結果を示している。
しかし、比較材１及び２は、それぞれ比較鋼１及び２の組成で製造されたもので、Ｃの含量が未達だったり、超過したりする場合を示す。比較材１の場合は、Ｃの含量が本発明の含量に未達の場合で、圧延後、冷却時に微細なラス型のマルテンサイトが生成されず、炭化物がない粗大なベイナイトに変態するため、降伏強度及び引張強度が低くなって構造材として用いるには不十分である。また、比較材２の場合は、Ｃの含量が本発明の含量を超過する場合で、炭素含量が増加するにつれ、強度が大きく増加するのに対し、衝撃エネルギー値が発明範囲に達せず、極低温靭性が劣化することが確認できる。
比較材３、５及び６は、それぞれ比較鋼３、５及び６の組成で製造されたもので、１．５×Ｍｎ＋Ｎｉの含量が本発明の範囲を外れる場合を示す。比較材３の場合は、１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ値が８より小さく、鋼種の硬化能が低下して冷却時にマルテンサイトが微細化できず、粗大なベイナイトに変態して強度が低くなるにもかかわらず、極低温靭性が劣化する。また、比較材５及び６の場合は、１．５×Ｍｎ＋Ｎｉ値が１２を超過し、固溶強化効果が大きく増加して強度が大きくなるにつれ、延伸率及び極低温靭性が目標値に達しないことが確認できる。
比較材４は、比較鋼４の組成を有し、Ｍｏの含量が発明の範囲より低く添加された鋼材で、製造時に避けられない不純物であるＰの偏析による脆性を抑制するには不十分であるため、極低温靭性が基準に未達であった。
比較材７及び８は、それぞれ発明鋼２及び３の組成を有するため、組成は発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延温度の開始及び終了温度が本発明の範囲を外れる場合である。比較材７は、仕上げ圧延温度が本発明の範囲より高い場合で、オーステナイトの結晶粒が粗大化し、極低温靭性が基準に未達であった。仕上げ圧延温度が低い比較材８の場合は、圧延荷重が急激に増加して製造が困難になり、製造された鋼材も強度が大きく増加するため、極低温靭性が劣化する。
比較材９は、発明鋼６の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延における総残余圧下量が本発明の範囲より少ない場合である。仕上げ圧延における圧下量が少なくなると、オーステナイトの変形が少なくなり、これによって、オーステナイトの結晶粒が粗大化するという結果を示す。従って、最終熱処理後の鋼材の極低温靭性は劣化する。
比較材１０は、発明鋼２の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、仕上げ圧延後の冷却速度が本発明の範囲より低い場合である。圧延後、変形されたオーステナイトは、加速冷却によって微細なマルテンサイトまたは微細なベイナイトに変態すると、微細な組織を有するようになり、極低温靭性に優れるようになる。しかし、冷却速度が遅くなると、粗大なセメンタイトを有する粗大なベイナイトのみに変態し、その結果、粗大な微細組織を有するようになり、極低温靭性が劣化する。
比較材１１は、発明鋼３の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、冷却終了温度が本発明の範囲を外れる場合である。冷却終了温度が発明の範囲より低い比較材１１の場合は、加速冷却中にオーステナイトがマルテンサイトに十分に変態できず、フェライトまたは粗大なベイナイトに変態するようになって、最終組織が粗大化するようになる。これにより、粗大なセメンタイトを有する粗大なベイナイトのみに変態し、その結果、粗大な微細組織を有するようになり、極低温靭性は劣化する。
比較材１２及び１３は、それぞれ発明鋼６及び２の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、焼戻し熱処理温度が発明の範囲を外れる場合である。焼戻し温度が発明の範囲より低い比較材１２の場合は、加速冷却中に変態したマルテンサイト及びベイナイト内の残留オーステナイトの生成が遅くなり、マルテンサイト及びベイナイトそのものの軟化が不十分である。これにより、強度は大きく増加するが、軟性が減少して極低温靭性が劣化する。また、比較材１３のように、焼戻し温度が高い場合は、残留オーステナイトが過度に生成され、再び常温または極低温で冷却する際に一部のオーステナイトが再びマルテンサイトに逆変態するようになり、引張または衝撃変形時にマルテンサイトに変形有機変態しやすくなる。その結果、引張強度及び延伸率は、大きく増加するが、極低温靭性は劣化する。
比較材１４及び１５は、それぞれ発明鋼１及び２の組成を有するため、組成が発明の範囲内にあるが、焼戻し時間が発明の範囲を外れる場合である。比較材１４の場合は、焼戻し時間が発明の範囲より短くて加速冷却中に変態したマルテンサイト及びベイナイト内の残留オーステナイトの生成が不十分で、マルテンサイト及びベイナイトそのものの軟化が不十分である。これにより、強度は遥かに高くなるが、軟性が減少するため、極低温靭性は劣化する。また、比較材１５のように、焼戻し時間が長い場合は、比較材１３と同様に残留オーステナイトのが過度に生成されるため、再び常温または極低温で冷却する際に一部のオーステナイトが再びマルテンサイトに逆変態するようになり、引張または衝撃変形時にマルテンサイトに変形有機変態しやすくなる。その結果、引張強度及び延伸率は大きく増加するが、極低温靭性は劣化する。
上記の通り、本発明によって組成される鋼を本発明の製造方法で製造する場合、高価なＮｉの含量を減らしても、一般的に用いられている９％Ｎｉと同等の、極低温用鋼における優れた効果があることが確認できる。
このように、本発明によると、合金組成、圧延、冷却及び熱処理方法を最適に制御することで、高価なＮｉの含量を減らすとともに、極低温溶鋼の重要な特性である極低温靭性に優れた高強度構造用鋼材を効果的に製造できるようになる。

Claims (2)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、
    チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜５．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜３．０％からなる群より選択される少なくとも１種以上、ならびに
    残部Ｆｅ及びその他の不純物
    からなり、
    前記Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣｕは、８≦１．５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）＋Ｎｉ≦１２を満たし、
    主相であるラス構造のマルテンサイト、１０ｖｏｌ％以下のベイナイト及び３〜１５ｖｏｌ％の残留オーステナイト組織を有し、
    降伏強度は５００ＭＰａ以上で、−１９６℃以下の極低温における衝撃エネルギー値が７０Ｊ以上である、
    極低温靭性に優れた高強度鋼材。
  2. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０１〜０．０６％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜８．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１〜６．０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２〜０．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００３〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１５〜０．０１％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下、
    チタニウム（Ｔｉ）：０．００３〜０．０５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜５．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜３．０％からなる群より選択される少なくとも１種以上、ならびに
    残部Ｆｅ及びその他の不純物
    からなり、
    前記Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣｕは、８≦１．５×（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）＋Ｎｉ≦１２を満たす、
    鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲で加熱する加熱段階と、
    前記加熱されたスラブを７００〜９５０℃の温度において４０％以上の圧下率で仕上げ圧延する圧延段階と、
    前記圧延された鋼材を２℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する冷却段階と、
    前記冷却段階後、５５０〜６５０℃の温度区間において前記鋼材を０．５〜４時間焼戻しする焼戻し段階
    とを含み、
    前記焼戻し後の鋼材は、主相であるラス構造のマルテンサイト、１０ｖｏｌ％以下のベイナイト及び３〜１５ｖｏｌ％の残留オーステナイト組織を有し、
    前記焼戻し後の鋼材の降伏強度は５００ＭＰａ以上で、−１９６℃以下の極低温における衝撃エネルギー値が７０Ｊ以上である、
    極低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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