JP6852806B2 - 低温用ニッケル含有鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、主に−２５３℃付近の低温で使用される、液体水素を貯蔵するタンクなどの用途に好適な、ニッケル（Ｎｉ）を含有する鋼（低温用ニッケル含有鋼）に関する。
近年、クリーンエネルギーとしての液体水素の利用に対する期待が高まっている。液体水素などの液化ガスを貯蔵、運搬するタンクに使用される鋼板には、優れた低温靭性が求められるので、脆性破壊しにくいオーステナイト系ステンレス鋼が用いられている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は十分な低温靭性を有するものの、汎用材の室温での降伏応力は２００ＭＰａ程度である。
降伏応力が低いオーステナイト系ステンレス鋼を液体水素タンクに適用する場合、タンクの大型化には限界がある。また、鋼材の降伏応力が２００ＭＰａ程度であると、タンクの大型化に際して板厚を４０ｍｍ超にする必要があるので、タンク重量の増大や製造コストの増加が問題となる。
このような課題に対し、例えば特許文献１には、室温での０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上である板厚５ｍｍのオーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼が提案されている。
しかしながら、特許文献１に開示されたオーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼は、熱膨張係数が大きい。大型の液体水素タンクには、疲労等の問題から、熱膨張係数が小さいことが望ましいので、オーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼は大型の液体水素タンクへの適用は好ましくない。
また、液化ガス貯蔵タンクとして代表的な液化天然ガス（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｎａｔｕｒａｌ Ｇａｓ：ＬＮＧ）用のタンク（ＬＮＧタンクと称する場合がある。）には、フェライト系の９％Ｎｉ鋼や７％Ｎｉ鋼が使用されている。ＬＮＧは液体水素に比べて液化温度が高温であるとはいえ、９％Ｎｉ鋼及び７％Ｎｉ鋼は優れた低温靭性を有している。また、このような９％Ｎｉ鋼及び７％Ｎｉ鋼は、室温での降伏応力を５９０ＭＰａ以上にすることも可能である。そのため、９％Ｎｉ鋼及び７％Ｎｉ鋼は大型のＬＮＧタンクにも適用できる。
例えば、特許文献２には、５〜７．５％のＮｉを含有し、室温での降伏応力が５９０ＭＰａより高く、−２３３℃でのシャルピー試験での脆性破面率が５０％以下である、板厚２５ｍｍの低温用鋼が開示されている。特許文献２では、−１９６℃で安定な残留オーステナイトの体積分率を２〜１２％とすることによって低温靭性を確保している。
また、特許文献３には、５〜１０％のＮｉを含有し、室温での降伏応力が５９０ＭＰａ以上である、歪時効後の−１９６℃での低温靭性に優れた板厚６〜５０ｍｍの低温用鋼が開示されている。特許文献３では、残留オーステナイトの体積分率を３％以上、有効結晶粒径を５．５μｍ以下とし、粒内の組織に適度な欠陥を導入することによって、歪時効後の低温靭性を確保している。
更に、特許文献４には、７．５〜１２％のＮｉを含有し、母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性にも優れる、板厚６ｍｍの低温用ニッケル鋼板が開示されている。特許文献４では、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成しないように、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低減させて、−１９６℃での低温靭性を確保している。
特許文献２〜４に開示された９％Ｎｉ鋼や７％Ｎｉ鋼は、−１９６℃または−２３３℃では、一定以上の靭性が確保できる。しかしながら、本発明者らによる検討の結果、特許文献２〜４に開示された９％Ｎｉ鋼や７％Ｎｉ鋼は、液体水素の液化温度である−２５３℃では十分な靭性が得られないことが分かった。
日本国特許第５７０９８８１号公報 日本国特開２０１４−２１０９４８号公報 日本国特開２０１１−２１９８４９号公報 日本国特開平３−２２３４４２号公報
本発明は、このような実情に鑑みてなされた。本発明は、−２５３℃において十分な靭性を有すると共に、室温での降伏応力が４６０ＭＰａ以上である、低温用ニッケル含有鋼の提供を課題とする。
本発明者らは、低温靭性の向上効果を有する元素であるＮｉの含有量を、従来の９％Ｎｉ鋼よりも高めて１３〜１７％程度とした鋼を種々作成し、これらの鋼の−２５３℃における靭性と室温での降伏応力とについて数多くの検討を実施した。その結果、単にＮｉ含有量を高めるだけでは、−２５３℃付近の極低温での靭性の確保は困難であることを見出した。
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り、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る低温用ニッケル含有鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：１２．５〜１７．４％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、Ｏ：０．０００７〜０．００３０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．６０％、Ｎｂ：０〜０．０２０％、Ｖ：０〜０．０８０％、Ｔｉ：０〜０．０２０％、Ｂ：０〜０．００２０％、Ｃａ：０〜０．００４０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００４０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、金属組織が、体積分率％で、２．０〜３０．０％のオーステナイト相を含み、圧延方向及び板厚方向に平行な面の板厚中心部において、旧オーステナイト粒の平均粒径が３．０〜２０．０μｍであり、前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．０〜２．９であり、室温での降伏応力が４６０〜７１０ＭＰａ、かつ、室温での引張強さが５６０〜８１０ＭＰａである。
（２）上記（１）に記載の低温用ニッケル含有鋼は、前記化学組成が、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の低温用ニッケル含有鋼は、前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が３．０〜１５．０μｍであってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の低温用ニッケル含有鋼は、平均有効結晶粒径が２．０〜１２．０μｍであってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の低温用ニッケル含有鋼は、板厚が、４．５〜４０ｍｍであってもよい。
本発明の上記態様によれば、液体水素タンク用途などとして十分な、−２５３℃付近での優れた靭性を有すると共に、室温において高い降伏応力を有する低温用ニッケル含有鋼を提供することが可能になる。
１３〜１７％程度のＮｉを含有する鋼は、９％Ｎｉ鋼に比較し、低温靭性を向上させる効果を有する元素であるＮｉを４〜８％多く含有する。そのため、より低温での靭性確保が期待できる。しかしながら、本発明が狙いとする靭性の評価温度である−２５３℃は、９％Ｎｉ鋼の従来の評価温度である−１６５℃や−１９６℃より大幅に低温である。
本発明者らは、１３〜１７％程度のＮｉを含有する鋼の−２５３℃における靭性に及ぼす成分含有量や金属組織の影響を明らかにするために数多くの検討を実施した。その結果、９％Ｎｉ鋼に対して、単にＮｉ含有量を４〜８％増加しても、−２５３℃での靭性は必ずしも十分ではないことがわかった。
−１６５℃や−１９６℃などの温度と区別して簡潔に説明するため、以下では、−２５３℃付近の温度を、便宜的に「極低温」ということとする。すなわち、極低温靭性とは、−２５３℃での靭性を示す。
更に、本発明者らは、１３〜１７％程度のＮｉを含有する鋼の極低温における靭性（極低温靭性）を高める方法を検討した。その結果、特に、（ａ）Ｃ含有量を０．０２０〜０．０７０％にすること、（ｂ）Ｓｉ含有量を０．０３〜０．３０％にすること、（ｃ）Ｍｎ含有量を０．２０〜０．８０％にすること、（ｄ）旧オーステナイト粒径を制御すること、（ｅ）オーステナイト相の体積分率を制御すること、の５つの条件を同時に満足することが重要であることがわかった。更に、（ｆ）有効結晶粒径を制御することにより、極低温靭性が一層向上するという知見も得られた。
以下、本発明の一実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼（以下、本実施形態に係るニッケル含有鋼と言う場合がある）について説明する。
まず、本実施形態に係るニッケル含有鋼の成分組成の限定理由について説明する。含有量の％は、特に説明がない限り、質量％を意味する。
（Ｃ：０．０２０〜０．０７０％）
Ｃは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、マルテンサイトやオーステナイトの生成にも寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満では強度が確保できず、粗大なベイナイトなどの生成によって極低温靭性が低下することがある。そのためＣ含有量を０．０２０％以上とする。好ましいＣ含有量は０．０２５％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えると、旧オーステナイト粒界にセメンタイトが析出しやすくなる。この場合、粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．０７０％以下とする。好ましいＣ含有量は０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下であり、更に好ましくは０．０４５％以下である。
（Ｓｉ：０．０３〜０．３０％）
Ｓｉは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満では室温での降伏応力の向上効果が小さい。そのため、Ｓｉ含有量を０．０３％以上とする。好ましいＳｉ含有量は０．０５％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、旧オーステナイト粒界のセメンタイトが粗大化しやすくなり、粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．３０％以下に制限することは、極低温靭性を確保するために、極めて重要である。好ましいＳｉ含有量は０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
（Ｍｎ：０．２０〜０．８０％）
Ｍｎは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｍｎ含有量が０．２０％未満では十分な降伏応力が確保できないだけでなく、粗大なベイナイトなどの生成によって極低温靭性が低下することがある。そのためＭｎ含有量を０．２０％以上とする。好ましいＭｎ含有量は０．２５％以上、０．３０％以上又は０．３５％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析したＭｎや粗大に析出したＭｎＳにより、粒界での破壊が起こり、極低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を０．８０％以下に制限することも、極低温靭性を確保するために、極めて重要である。好ましいＭｎ含有量は０．６０％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４５％以下又は０．４０％以下である。
（Ｎｉ：１２．５〜１７．４％）
Ｎｉは、極低温靭性を確保するために必須の元素である。Ｎｉ含有量が１２．５％未満であると、製造の負荷が高くなる。そのため、Ｎｉ含有量を１２．５％以上とする。好ましいＮｉ含有量は１２．８％以上又は１３．１％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、１７．４％超含有させると経済性を損なう。そのため、Ｎｉ含有量を１７．４％以下に制限する。合金コスト低減のため、その上限を１６．５％、１５．５％、１５．０％又は１４．５％としてもよい。
（Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％）
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは、ＡｌＮを形成し、金属組織の微細化や、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では脱酸の効果や金属組織の微細化効果及び固溶Ｎ低減効果が小さい。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上が好ましく、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、極低温靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．０６０％以下とする。より好ましいＡｌ含有量は０．０４０％以下である。
（Ｎ：０．００１５〜０．００６０％）
Ｎは、ＡｌＮ等の窒化物を形成する元素である。Ｎ含有量が０．００１５％未満であると、熱処理時にオーステナイト粒径の粗大化を抑制する微細なＡｌＮが十分に形成されず、オーステナイト粒が粗大化して極低温靭性が低下する場合がある。このため、Ｎ含有量を０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上とする。
一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると固溶Ｎが増加したり、ＡｌＮが粗大化して、極低温靭性が低下する。このため、Ｎ含有量を０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下とする。
（Ｏ：０．０００７〜０．００３０％）
Ｏは、不純物である。そのため、Ｏ含有量は少ないほうが望ましい。しかしながら、０．０００７％未満へのＯ含有量の低減はコスト上昇を伴うのでＯ含有量を０．０００７％以上とする。
一方、Ｏ含有量が０．００３０％を超えるとＡｌ２Ｏ３のクラスターが増加し、極低温靭性が低下する場合がある。そのため、Ｏ含有量を０．００３０％以下とする。好ましいＯ含有量は０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１５％以下である。
（Ｐ：０．００８％以下）
Ｐは、旧オーステナイト粒界での粒界脆化の原因となる、極低温靭性に有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。Ｐ含有量が０．００８％を超えると極低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量を０．００８％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは、０．００６％以下、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。Ｐは溶鋼製造時に不純物として混入する。その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｐ含有量を０．０００３％以下へ低減するには溶製コストが非常に高くなるので、Ｐ含有量の下限を０．０００３％としてもよい。必要に応じて、その下限を０．０００５％または０．００１０％としてもよい。
（Ｓ：０．００４０％以下）
Ｓは、脆性破壊の発生起点となるＭｎＳを形成する、極低温靭性に有害な元素である。Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、Ｓ含有量が０．００４０％を超えると極低温靭性が著しく低下する。そのため、Ｓ含有量を０．００４０％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１０％以下である。Ｓは溶鋼製造時に不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００２％以下へ低減するには溶製コストが非常に高くなるので、Ｓ含有量の下限を０．０００２％としてもよい。必要に応じて、その下限を０．０００４％または０．０００６％としてもよい。
本実施形態に係るニッケル含有鋼は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物を含むことを基本とするが、降伏応力や極低温靭性をさらに向上させることを目的として、以下に説明するＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上を含有させてもよい。
（Ｃｕ：０〜１．００％）
Ｃｕは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。そのため、含有させてもよい。ただし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｕは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃｕ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｃｒ：０〜１．００％）
Ｃｒは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。そのため、含有させてもよい。ただし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃｒ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｍｏ：０〜０．６０％）
Ｍｏは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、粒界脆化を抑制する効果も有する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｏを含有させてもよい。ただし、Ｍｏは高価な元素であり、Ｍｏ含有量が０．６０％を超えると経済性を損なう。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．６０％以下に制限する。経済性の向上のため、その上限を０．５０％、０．４０％、０．３０％又は０．２５％としてもよい。
Ｍｏは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｍｏ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。必要に応じて、降伏応力の向上のため、その下限を０．０５％、０．１０％又は０．１５％としてもよい。
（Ｎｂ：０〜０．０２０％）
Ｎｂは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、また、金属組織の微細化による極低温靭性の向上効果も有する元素である。これらの効果を得るため、Ｎｂを含有させてもよい。ただし、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０２０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｎｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｎｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｖ：０〜０．０８０％）
Ｖは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。そのため、含有させてもよい。ただし、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．０８０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｖは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｖ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｔｉ：０〜０．０２０％）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、金属組織の微細化や、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与する元素である。これらの効果を得るためＴｉを含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下とする。好ましいＴｉ含有量は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｔｉは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｔｉ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｂ：０〜０．００２０％）
Ｂは、室温での降伏応力を上昇させる元素である。また、Ｂは、ＢＮを形成し、極低温靭性を低下させる固溶Ｎの低減にも寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％超となると極低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１２％以下、更に好ましくは０．００１０％以下又は０．０００３％以下である。
Ｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｂ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（Ｃａ：０〜０．００４０％）
Ｃａは、Ｓと結合して球状の硫化物または酸硫化物を形成し、熱間圧延によって延伸して極低温靭性を低下させる原因となるＭｎＳの形成を低減することによって、極低温靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｃａを含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａを含有する硫化物、酸硫化物が粗大化して、極低温靭性が低下する。このため、含有させる場合でも、Ｃａ含有量を０．００４０％以下に制限する。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下又は０．００１０％以下とする。
Ｃａは、溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、Ｃａ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
（ＲＥＭ：０〜０．００５０％）
ＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｃａと同様に、Ｓと結合して球状の硫化物または酸硫化物を形成し、熱間圧延によって延伸して極低温靭性を低下させる原因となるＭｎＳを低減することによって、極低温靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、ＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えるとＲＥＭを含有する硫化物、酸硫化物が粗大化して、極低温靭性が低下する。このため、含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量を０．００５０％以下に制限する。好ましくは０．００４０％以下又は０．００１０％以下に制限する。
ＲＥＭは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、ＲＥＭ含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
本実施形態に係るニッケル含有鋼は、上記成分を含有又は制限し、残部が鉄及び不純物を含む。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、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。ただし、本発明においては、不純物のうち、Ｐ及びＳについては、上述のように個別に上限を規定する必要がある。
また、本実施形態に係るニッケル含有鋼には、上記成分の他に、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する可能性がある。これらの元素は、鋼材自体の強度、極低温靭性等を一段と改善する目的で、含有量を後述する範囲に制限することが好ましい。
Ｓｂは、極低温靭性を損なう元素である。そのため、Ｓｂ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｎは、極低温靭性を損なう元素である。そのため、Ｓｎ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ａｓは、極低温靭性を損なう元素である。そのため、Ａｓ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
また、本実施形態に係るニッケル含有鋼の効果を十分に発揮させるために、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷ含有量を、それぞれ０．０１０％以下、又は０．００５％以下に制限することが好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷの下限を制限する必要はなく、各元素の下限は０％である。また、下限の規定がない合金元素（例えば、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、及びＲＥＭ）が意図的に添加されたとしても、又は不純物としての混入であっても、その含有量が上述した範囲内にあれば、その鋼材は本実施形態の範囲内と解釈する。
次に、本実施形態に係るニッケル含有鋼の金属組織について説明する。
本発明者らは、極低温では、旧オーステナイト粒界で破壊が発生しやすく、旧オーステナイト粒界での破壊が靭性低下の原因となることを新たに見出した。
本実施形態に係るニッケル含有鋼は、熱間圧延を施し、水冷又は空冷した後、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しという複数の熱処理を経て製造される。本実施形態において旧オーステナイト粒界とは、主に再加熱焼入れの加熱の時に存在していたオーステナイトの粒界である。再加熱焼入れの加熱時に存在していた旧オーステナイト粒には、粗大なものが多い。粗大な旧オーステナイト粒界にはＭｎ、Ｐ、Ｓｉが偏析し、これらの元素が旧オーステナイト粒界の結合力を低下させ、極低温において旧オーステナイト粒界での破壊の発生を助長すると考えられる。
中間熱処理時にも新たにオーステナイト粒界が生成し、この中間熱処理時に生成したオーステナイト粒界も、焼戻し後には旧オーステナイト粒界となる。しかしながら、本実施形態に係るニッケル含有鋼の製造における中間熱処理の温度は５７０〜６３０℃と低く、中間熱処理時に生成した新たなオーステナイト粒には粗大なものが、非常に少ない。粗大でない旧オーステナイト粒界へ偏析するＭｎ、Ｐ、Ｓｉの量は比較的少ない。そのため、旧オーステナイト粒界のうち、粗大ではない旧オーステナイト粒界（その多くは、中間熱処理時に生成した旧オーステナイト粒界である。）からの破壊は比較的起こりにくいと考えられる。
このため、極低温靭性の確保には、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉが多く偏析した旧オーステナイト粒の粒径が実質的に重要である。したがって、旧オーステナイト粒の粒径やアスペクト比を測定する場合には、粗大な旧オーステナイト粒のみを測定する。
本実施形態では、旧オーステナイト粒が粗大であるか否かの判断は、その旧オーステナイト粒の粒径が２．０μｍ以上であるかどうかによって行う。すなわち、粒径が２．０μｍ未満の旧オーステナイト粒は、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉの偏析が少なく極低温靭性を損なわない旧オーステナイト粒であると判断し、粒径が２．０μｍ未満の旧オーステナイト粒を除外して（すなわち粒径が２．０μｍ以上の旧オーステナイト粒を対象として）、旧オーステナイト粒の平均粒径や平均アスペクト比を測定することによって、旧オーステナイト粒の平均粒径および平均アスペクト比を求める。
本発明者らは、極低温で、旧オーステナイト粒界での破壊を抑制する手段について数多くの検討を実施した。その結果、Ｃ含有量を０．０７０％以下とすること、Ｍｎ含有量を０．８０％以下とすること、Ｐ含有量を０．００８％以下とすること、Ｓｉ含有量を０．３０％以下とすること、旧オーステナイト粒の平均粒径を２０．０μｍ以下とすること、残留オーステナイトの体積分率を２．０〜３０．０％にすること、が旧オーステナイト粒界での破壊を抑制し、極低温靭性を確保するために重要であることを見出した。
このように、極低温では、粗大な旧オーステナイト粒の粒界のような、結合力が比較的弱い部分で選択的に破壊が発生しやすくなっていると推定される。したがって、粗大な旧オーステナイト粒界の結合力を弱めるようなセメンタイトや、Ｍｎ及びＰの偏析を抑制することで、旧オーステナイト粒界の結合力の低下を抑制できると考えられる。また、Ｃ含有量及びＳｉ含有量の増加、並びに、旧オーステナイト粒の粗大化は、粒界セメンタイトの粗大化を促進する。したがって、Ｃ含有量及びＳｉ含有量の抑制と旧オーステナイト粒径の細粒化とが、極低温における旧オーステナイト粒界での破壊の抑制に有効である。
以下、本実施形態に係るニッケル含有鋼の金属組織の限定理由について説明する。
（旧オーステナイト粒の平均粒径：３．０〜２０．０μｍ）
旧オーステナイト粒の平均粒径（ただし、粒径が２．０μｍ未満の旧オーステナイトを除外して測定）は３．０〜２０．０μｍとする必要がある。旧オーステナイト粒の平均粒径を３．０μｍ未満に細粒化するには熱処理の回数を増加させるなど、製造コストの上昇を伴う。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を３．０μｍ以上とする。
一方、旧オーステナイト粒の平均粒径が２０．０μｍを超えると、旧オーステナイト粒界に析出するセメンタイトが粗大となったり、ＭｎやＰの粒界での濃度が上昇したりする。粗大なセメンタイトの析出や、Ｍｎ、Ｐの濃化は、旧オーステナイト粒界の結合力を弱めて旧オーステナイト粒界での破壊を招いたり、脆性破壊の発生の起点となって、極低温靭性を低下させる。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を２０．０μｍ以下とする。好ましくは、１５．０μｍ以下又は１３．０μｍ以下、より好ましくは１１．０μｍ以下、１０．０μｍ以下又は８．８μｍ以下である。
上述したように、旧オーステナイト粒の平均粒径とは、再加熱焼入れの加熱の時に存在していたオーステナイトの粒界に相当する旧オーステナイト粒の平均粒径である。
（旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：１．０〜２．９）
旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）での旧オーステナイト粒の長さと厚さとの比、すなわち、（旧オーステナイト粒の圧延方向長さ）／（旧オーステナイト粒の板厚方向の厚さ）である。
本実施形態に係るニッケル含有鋼では、上述の化学組成を有する鋼に、その他の特徴を含むように後述する好ましい製造方法を適用した場合、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．９以下になる。必要に応じて、その上限を２．５、２．２、２．０、１．９又は１．７としてもよい。
旧オーステナイト粒の長さと厚さとが同一である場合がアスペクト比の下限であり、平均アスペクト比は１．０以上である。必要に応じて、その下限を１．２、１．３又は１．４としてもよい。
旧オーステナイト粒の平均粒径及び平均アスペクト比の測定は、板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として行う。旧オーステナイト粒の平均粒径は、観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍又は２０００倍で５視野以上の写真を撮影して測定する。
ＳＥＭ写真を用いて、旧オーステナイト粒界を同定した後に、少なくとも２０個の円相当粒径（直径）２．０μｍ以上の旧オーステナイト粒の円相当粒径（直径）を画像処理により求め、これらの平均値を旧オーステナイト粒の平均粒径とする。
また、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、粒径の測定と同様にＳＥＭ写真を用いて、少なくとも２０個の円相当粒径（直径）２．０μｍ以上の旧オーステナイト粒の、圧延方向の長さと板厚方向の厚さとの比（アスペクト比）を測定し、これらの平均値を旧オーステナイトの平均アスペクト比とする。
（オーステナイト相の体積分率：２．０〜３０．０％）
極低温靭性を確保するためには、オーステナイト相を体積分率で２．０％以上含有する必要がある。そのため、オーステナイト相の体積分率を２．０％以上とする。このオーステナイト相は旧オーステナイト粒とは異なり、熱処理後のニッケル含有鋼に存在するオーステナイト相である。極低温でも安定なオーステナイト相が存在する場合、負荷される応力や歪がオーステナイトの塑性変形によって緩和されるので、靭性が向上すると考えられる。
オーステナイト相は旧オーステナイト粒界や焼戻しマルテンサイトのブロック境界やラス境界などに、比較的、均一かつ微細に生成する。
すなわち、オーステナイト相は脆性破壊の発生の起点となる可能性が高い硬質相の近傍に存在し、硬質相の周囲への応力や歪の集中を緩和し、脆性破壊の発生の抑制に寄与すると考えられる。更に、体積分率で２．０％以上のオーステナイト相を生成させると、脆性破壊の発生の起点となる粗大なセメンタイトを大幅に減少させることができると考えられる。オーステナイト相の体積分率は、必要に応じて、その下限を３．５％、５．０％、６．０％又は７．０％としてもよい。
一方、オーステナイト相の体積分率が増加すると、オーステナイト相へのＣなどの濃化が不十分になり、極低温ではマルテンサイトに変態する可能性が高くなる。極低温でマルテンサイトに変態する不安定なオーステナイトは、極低温靭性を低下させる。そのため、オーステナイト相の体積分率は３０．０％以下とする。必要に応じて、その上限を２５．０％、２０．０％、１７．０％、１４．０％又は１２．０％としてもよい。
オーステナイト相の体積分率は、焼戻し後の鋼の板厚中心部から試料を採取して、Ｘ線回折法で測定すればよい。具体的には、採取した試料のＸ線回析を行い、ＢＣＣ構造α相の（１１１）面、（２００）面及び（２１１）面の積分強度と、ＦＣＣ構造のオーステナイト相の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面の積分強度の比から、オーステナイト相の体積分率を測定すればよい。オーステナイト相の体積分率の測定の前に、試験片を極低温に冷却する処理（いわゆる深冷処理）は、不要である。しかしながら、深冷処理後の試験片しかないなどの場合、深冷処理後の試験片でオーステナイト相の体積分率を測定してもよい。
本実施形態に係るニッケル含有鋼の金属組織におけるオーステナイト相以外の残部は、主に焼戻しマルテンサイトである。旧オーステナイト粒の平均粒径及び平均アスペクト比が上述の範囲内であるニッケル含有鋼を製造するためには、熱間圧延後に再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しを施すことが必要である。このような製造方法を上述の化学組成を有する鋼に適用した場合、得られる金属組織の残部（即ち母相）は焼戻しマルテンサイトとなる。ただし、本実施形態に係るニッケル含有鋼は、金属組織の残部がオーステナイト及び焼戻しマルテンサイトのいずれにも分類されない相（例えば粗大介在物など）を含有する場合がある。板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相及び焼戻しマルテンサイト相の合計体積分率が９９％以上である場合、これら以外の相の含有は許容される。
焼戻しマルテンサイト相の体積分率を測定する場合、腐食液としてナイタールを用いた組織観察で測定した面積分率を、そのまま体積分率とする（面積分率は基本的に体積分率と同じであるため）。
（平均有効結晶粒径：２．０〜１２．０μｍ）
極低温靭性をさらに向上させる場合、平均有効結晶粒径は２．０μｍ以上、１２．０μｍ以下とすることが好ましい。有効結晶粒とは、結晶方位がほぼ同一の領域であり、その領域の大きさが有効結晶粒径である。有効結晶粒径を微細化すると破壊亀裂の伝播の抵抗が大きくなり、靭性が一層向上する。ただし、平均有効結晶粒径を２．０μｍ未満にまで細粒化するには熱処理の回数を増加させるなど、製造コストの上昇を伴う。そのため、平均有効結晶粒径を２．０μｍ以上とする。必要に応じて、その下限を２．５μｍ、３．０μｍ又は３．５μｍとしてもよい。
一方、平均有効結晶粒径が１２．０μｍを超えると、脆性破壊の発生の起点となる硬質相、すなわち、旧オーステナイト粒界や焼戻しマルテンサイト中の粗大なセメンタイトや、粗大なＡｌＮ、ＭｎＳ、アルミナなどの介在物に作用する応力が高まり、極低温靭性が低下する場合がある。そのため、平均有効結晶粒径を１２．０μｍ以下とすることが好ましい。必要に応じて、その上限を１０．０μｍ、８．５μｍ又は７．５μｍとしてもよい。
平均有効結晶粒径は、焼戻し後の鋼から試料を採取して、板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として、走査型電子顕微鏡に付属の後方散乱電子線回折パターン法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）解析装置を用いて測定する。倍率２０００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界を粒界と見なす。この粒界で囲まれた結晶粒を有効結晶粒として、それらの有効結晶粒の面積から円相当粒径（直径）を画像処理により求め、それらの円相当粒径の平均値を平均有効結晶粒径とする。
本実施形態に係るニッケル含有鋼は主に鋼板であり、液体水素などを貯蔵する低温タンクなどへの適用を考慮し、室温での降伏応力は４６０〜７１０ＭＰａ、引張強さは５６０〜８１０ＭＰａとする。降伏応力の下限を４７０ＭＰａ、５００ＭＰａ、又は５２０ＭＰａとしてもよい。降伏応力の上限を６９０ＭＰａ、６７０ＭＰａ、又は６５０ＭＰａとしてもよい。引張強さの下限を５８０ＭＰａ、６００ＭＰａ、又は６２０ＭＰａとしてもよい。引張強さの上限を７８０ＭＰａ、７６０ＭＰａ、又は７５０ＭＰａとしてもよい。本実施形態において室温とは、２０℃である。
板厚は４．５〜４０ｍｍであることが好ましい。板厚が４．５ｍｍ未満であるニッケル含有鋼は、例えば液体水素タンクのような巨大構造物の材料として用いられることは殆どないため、４．５ｍｍを板厚の下限とした。板厚が４０ｍｍ超である場合、再加熱焼入れ時の冷却速度が極めて遅くなるので、本願の成分範囲（特に、Ｎｉ含有量）では低温靱性の確保が非常に難しくなる。必要に応じて、板厚の下限を６ｍｍ、８ｍｍ、１０ｍｍ、又は１２ｍｍとしてもよく、板厚の上限を３６ｍｍ、３２ｍｍ、又は２８ｍｍとしてもよい。
次に、本実施形態に係るニッケル含有鋼の製造方法について説明する。本実施形態に係るニッケル含有鋼は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果が得られる。しかしながら、例えば以下のような製造方法によれば、本実施形態に係るニッケル含有鋼が安定して得られる。
本実施形態に係るニッケル含有鋼は、所定の化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によって鋼片を製造する。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延後、水冷又は空冷した後、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しを順次施す熱処理を行う。
以下では、各工程について説明する。以下に示す条件は製造条件の一例を示すものである。本発明の範囲内である鋼材が得られるのであれば、以下に説明する条件から外れても特に支障はない。
＜溶製及び鋳造＞
本実施形態に係るニッケル含有鋼の溶製に際しては、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、元素の含有量の調整を行う。
溶製後、溶鋼を連続鋳造に供し、鋼片を製造する。
＜熱間圧延＞
鋼片に対し、熱間圧延を行う。
熱間圧延の加熱温度は９５０℃以上、１１８０℃以下である。加熱温度が９５０℃を下回ると、所定の熱間圧延の終了温度を下回る場合がある。一方、加熱温度が１１８０℃を上回ると加熱時にオーステナイト粒径が粗大となり極低温靭性が低下することがある。加熱の保持時間は３０分〜１８０分である。
熱間圧延時の９５０℃以下での累積圧下率は８０％以上である。累積圧下率を８０％以上とすることで、オーステナイトの再結晶によってオーステナイト粒を微細化することができる。また、累積圧下率を８０％以上とすることによって、鋼片において存在するＮｉの偏析帯の間隔を小さくすることができる。中間熱処理時に形成されるオーステナイト粒は、偏析帯から優先的に形成されるので、圧延によって偏析間隔を小さくすることで、焼戻し後の有効結晶粒径を微細化することができる。
一方で、９５０℃以下での累積圧下率が９５％を上回ると、圧延時間が長時間となり、生産性に課題が生じる場合があるので、９５０℃以下での累積圧下率の上限は９５％以下である。
圧延時の再結晶による旧オーステナイト粒の均質な細粒化は本発明の極低温靭性を確保する上で特に重要であり、圧延温度と累積圧下率との厳格な規制が必要である。
熱間圧延の終了温度が６５０℃を下回ると変形抵抗が大きくなり、圧延機への負荷が増大する。よって、熱間圧延の終了温度は６５０℃以上である。
一方で、熱間圧延の終了温度が９２０℃を上回ると、圧延により導入された転位が回復により減少し、旧オーステナイト粒が粗大化する場合がある。そのため、熱間圧延の終了温度は９２０℃以下である。好ましい熱間圧延の終了温度は８８０℃以下である。
熱間圧延後の鋼板に対しておこなう冷却は水冷又は空冷の何れでもよいが、室温付近まで水冷することが好ましい。具体的には、熱間圧延の終了後、直ちに水冷を開始し、２００℃以下にまで冷却することが好ましい。
＜再加熱焼入れ＞
熱間圧延後、室温付近まで冷却した鋼板に対して、再加熱焼入れを行う。
再加熱焼入れは、旧オーステナイト粒の微細化に有効であり、加熱温度は７００℃以上、８８０℃以下とする。再加熱焼入れの加熱温度（再加熱焼入れ温度）が７００℃を下回るとオーステナイトに変態しない部分が一部残り、室温での降伏応力又は引張強さが低下する場合がある。
一方で、再加熱焼入れ温度が８８０℃を上回ると旧オーステナイト粒径が粗大化する。
再加熱焼入れの時の保持時間は２０分〜１８０分とする。保持時間が２０分未満であると、オーステナイト変態が不十分となる場合がある。また、保持時間が１８０分超であると、オーステナイト粒が粗大化することが懸念される。
再加熱焼入れ時の冷却は、１０℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで水冷を行う。
＜中間熱処理＞
再加熱焼入れ後の鋼板に対して、中間熱処理を行う。
中間熱処理は、極低温靭性の向上に寄与する所定の体積分率のオーステナイト相の確保に有効である。また、有効結晶粒径の細粒化にも有効である。
中間熱処理の加熱温度は５７０〜６３０℃とする。中間熱処理の加熱温度（中間熱処理温度）が５７０℃を下回ると、オーステナイト変態が不十分となり、オーステナイト相の体積分率が低下する場合がある。
一方で、中間熱処理の温度が６３０℃を上回ると、過剰にオーステナイト変態が進行する。その結果、オーステナイトが十分に安定せず、体積分率で２．０％以上のオーステナイト相を確保することができなくなることがある。
中間熱処理の保持時間は２０分〜１８０分とする。保持時間が２０分未満であると、オーステナイト変態が不十分となる場合がある。また、保持時間が１８０分超であると、炭化物が析出することが懸念される。
保持後は、焼戻し脆化を避けるために、８℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで水冷を行う。
＜焼戻し＞
中間熱処理後の鋼板に対し、焼戻しを行う。焼戻しも、所定の体積分率のオーステナイト相の確保に有効である。焼戻しの加熱温度（焼戻し温度）は５２０〜５７０℃とする。焼戻しの加熱温度が５２０℃を下回ると、オーステナイト相を体積分率で２．０％以上確保することができなくなり、極低温靭性が不足する場合がある。
一方で、焼戻し温度の上限が５７０℃を上回ると、室温でのオーステナイト相が体積分率で３０．０％を超えることが懸念される。このような鋼板を極低温まで冷却すると一部のオーステナイトが高Ｃマルテンサイトに変態し、極低温靭性が低下する場合がある。このため焼戻し温度の上限は５７０℃である。焼戻しの保持時間は２０分〜１８０分とする。保持時間が２０分未満であると、オーステナイトの安定性が不十分となる場合がある。また、保持時間が１８０分超であると、炭化物が析出したり過剰に強度が低下することが懸念される。
保持後の冷却方法は、焼戻し脆化を避けるために、５℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで水冷を行うことが望ましい。
以上説明した製造方法によれば、液体水素タンク用途として十分な極低温靭性を有すると共に、室温において高い降伏応力を有する低温用ニッケル含有鋼を得ることができる。
以下に本発明の実施例を示す。以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが１５０ｍｍ〜４００ｍｍのスラブを製造した。表１、表２に鋼材Ａ１〜Ａ２５の化学成分を示す。これらのスラブを加熱し、制御圧延を行い、そのまま２００℃以下まで水冷又は空冷し、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しの熱処理を施して鋼板を製造した。再加熱焼入れ後、中間熱処理御、焼戻し後は、それぞれ上述した範囲の冷却速度で２００℃以下まで水冷した。熱間圧延の加熱の保持時間は３０〜１２０分、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しの熱処理の保持時間は２０〜６０分とした。熱処理後の鋼板から試料を採取し、金属組織、引張特性、靭性を評価した。
Figure 0006852806
Figure 0006852806
＜金属組織＞
金属組織として、旧オーステナイト粒の平均粒径、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、オーステナイト相の体積分率、平均有効結晶粒径を求めた。
旧オーステナイト粒の平均粒径は板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）を観察面として測定した。旧オーステナイト粒の平均粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して行った。まず、試料の観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食し、旧オーステナイト粒界を現出させた後、走査型電子顕微鏡で１０００倍あるいは２０００倍で５視野以上の写真を撮影した。撮影した組織写真を用いて、旧オーステナイト粒界を同定した後に、少なくとも２０個の旧オーステナイト粒につき円相当粒径（直径）を画像処理により求め、これらの平均値を旧オーステナイト粒の平均粒径とした。
また、本発明鋼では旧オーステナイトの粒界が破壊しにくいよう、旧オーステナイト粒径を細粒化しＰ含有量を抑制するので、旧オーステナイト粒界を腐食により同定しにくいことがある。このような場合、４３０℃〜４７０℃に加熱後、１時間以上保持する熱処理を施した後、上述の方法で旧オーステナイト粒の平均粒径を測定した。
また、４３０℃〜４７０℃での熱処理を行っても旧オーステナイト粒界の同定が難しい場合は、熱処理後のサンプルからシャルピー試験片を採取し、−１９６℃で衝撃試験を行い、旧オーステナイト粒界で破壊させたサンプルを使用した。この場合は、圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）で破面の断面を作製し、腐食後、走査型電子顕微鏡で板厚中心部の破面断面の旧オーステナイト粒界を同定し、旧オーステナイト粒径を測定した。熱処理によって旧オーステナイト粒界を脆化させると、シャルピー試験時の衝撃荷重で旧オーステナイト粒界に微小なクラックが生じるため、旧オーステナイト粒界が同定しやすくなる。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、上述のようにして同定した旧オーステナイト粒界の長さの最大値（圧延方向の長さ）と、最小値（厚み方向の厚さ）との比として求めた。少なくとも２０個の旧オーステナイト粒のアスペクト比を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とした。旧オーステナイト粒の平均粒径及び平均アスペクト比は、粒径が２．０μｍ未満の旧オーステナイト粒を除外して測定した。
オーステナイト相の体積分率は、板面に平行なサンプルを採取して板厚中心部についてＸ線回折法で測定した。オーステナイト相の体積分率は、Ｘ線ピークのオーステナイト（面心立方構造）と焼戻しマルテンサイト（体心立方構造）との積分強度の比から求めた。
平均有効結晶粒径は板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面（Ｌ面）を観察面とし、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤ解析装置を用いて行った。倍率２０００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界を粒界と見なし、この粒界で囲まれた結晶粒を有効結晶粒とした。また、それらの有効結晶粒面積から円相当粒径（直径）を画像処理により求め、円相当粒径の平均値を平均有効結晶粒径とした。
＜引張特性＞
強度（降伏応力及び引張強さ）は、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の１Ａ号全厚引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で室温にて評価した。降伏応力の目標値は４６０〜７１０ＭＰａであり、引張強さの目標値は５６０〜８１０ＭＰａである。降伏応力は下降伏応力としたが、明瞭な下降伏応力が見られない場合には０．２％耐力を降伏応力とした。
極低温靭性は、鋼板の板厚が３１ｍｍ以下の場合には表裏面を各０．５ｍｍずつ研削した全厚のＣＴ試験片を、鋼板の板厚が３１ｍｍを超える場合は、板厚中心部から厚さ３０ｍｍのＣＴ試験片を、圧延方向に直角の方向（Ｃ方向）に採取し、液体水素中（−２５３℃）にて、ＡＳＴＭ規格Ｅ１８２０−１３に規定の除荷コンプライアンス法に従いＪ−Ｒカーブを作成し、Ｊ値をＫＩＣ値に換算した。極低温靭性の目標値は１５０ＭＰａ・√ｍ以上である。
表３、表４に、表１および表２の鋼材Ａ１〜Ａ２５の化学成分を有するスラブを用いて製造した鋼材（製造Ｎｏ．１〜３７）の板厚、製造方法、母材特性、金属組織を示す。表３において、Ｎｏ．２、４、６およびＮｏ．１４の鋼材は、熱間圧延後の冷却を空冷により行ったため、熱間圧延後の水冷開始温度を「‐」と記載している。
Figure 0006852806
Figure 0006852806
表３、表４から明らかな通り、Ｎｏ．１〜１７の鋼材は室温での降伏応力、室温での引張強さ及び−２５３℃での靭性が、目標値を満足した。
表３のＮｏ．４の鋼材は、焼戻し温度が好ましい範囲より高いためオーステナイト相が多く、また、再加熱焼入れ温度が好ましい範囲内ではあるが高めであったため、旧オーステナイト粒径が大きめとなり、有効結晶粒径も大きくなり、結果として極低温靭性がやや低くなった。
Ｎｏ．７の鋼材は、熱間圧延の終了温度が好ましい範囲より高く、有効結晶粒径が大きくなっており、極低温靭性がやや低くなった。
Ｎｏ．１０及び１１の各鋼材は、中間熱処理温度が好ましい範囲外であり、オーステナイト相が本発明範囲内ではあるもののやや少なく、極低温靭性がやや低くなった。
Ｎｏ．１２の鋼材は焼戻し温度が好ましい範囲より高いため、オーステナイト相が本発明範囲内ではあるもののやや多くなり、極低温靭性がやや低くなった。
これに対して、表４のＮｏ．１８の鋼材はＣ含有量が少なく、Ｎｏ．２１の鋼材はＭｎ含有量が少ないため、強度が低く、極低温靭性も低下した。Ｎｏ．１９、２０、２２〜２６の各鋼材は、それぞれ、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ｃｒ含有量、Ａｌ含有量が多く、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．２７の鋼材は、Ｎｂ含有量及びＢ含有量が多く、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．２８の鋼材は、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が多く、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．２９〜３３の鋼材は、好ましい範囲から逸脱する製造条件を採用した結果、旧オーステナイト粒の平均粒径または平均アスペクト比が本発明範囲から外れ、極低温靭性が低下した例である。
Ｎｏ．２９の鋼材は、熱間圧延時の加熱温度が低く、降伏応力、引張強さが高くなりすぎ、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３０の鋼材は、熱間圧延時の加熱温度が高く、旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、また、平均有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３１の鋼材は、９５０℃以下での圧下率が低く、旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、また、平均有効結晶粒径が大きくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３２の鋼材は、熱間圧延の終了温度が高く、旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、また、平均有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３３の鋼材は、再加熱焼入れ温度が高く、旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、また、平均有効結晶粒径も大きくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３４の鋼材は、中間熱処理温度が高く、オーステナイト相の体積分率が小さくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３５の鋼材は、中間熱処理温度が低く、オーステナイト相の体積分率が小さくなり、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３６の鋼材は、焼戻し温度が高く、降伏応力、引張強さが高くなりすぎ、極低温靭性が低下した。
Ｎｏ．３７の鋼材は、焼戻し温度が低く、降伏応力、引張強さが高くなりすぎ、極低温靭性が低下した。
本発明の低温用ニッケル含有鋼を液体水素タンクに使用すれば、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、タンク用鋼板の板厚を薄くすることが可能となる。このため、本発明により、液体水素タンクの大型化や軽量化、体積に対する表面積が小さくなることによる防熱性能の向上、タンクの敷地の有効利用や液体水素運搬船の燃費向上などが可能となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼に比較して、本発明の低温用ニッケル含有鋼は熱膨張係数が小さいため、大型タンクの設計が複雑なものとならずタンク製造コストが低減できる。このように、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (5)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、
    Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
    Ｍｎ：０．２０〜０．８０％、
    Ｎｉ：１２．５〜１７．４％、
    Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、
    Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、
    Ｏ：０．０００７〜０．００３０％、
    Ｃｕ：０〜１．００％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜０．６０％、
    Ｎｂ：０〜０．０２０％、
    Ｖ：０〜０．０８０％、
    Ｔｉ：０〜０．０２０％、
    Ｂ：０〜０．００２０％、
    Ｃａ：０〜０．００４０％、
    ＲＥＭ：０〜０．００５０％、
    Ｐ：０．００８％以下、
    Ｓ：０．００４０％以下、
    残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    金属組織が、体積分率％で、２．０〜３０．０％のオーステナイト相を含み、
    圧延方向及び板厚方向に平行な面の板厚中心部において、旧オーステナイト粒の平均粒径が３．０〜２０．０μｍであり、前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．０〜２．９であり、
    室温での降伏応力が４６０〜７１０ＭＰａ、かつ、室温での引張強さが５６０〜８１０ＭＰａである
    ことを特徴とする低温用ニッケル含有鋼。
  2. 前記化学組成が、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼。
  3. 前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が３．０〜１５．０μｍであることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の低温用ニッケル含有鋼。
  4. 平均有効結晶粒径が２．０〜１２．０μｍであることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の低温用ニッケル含有鋼。
  5. 板厚が、４．５〜４０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の低温用ニッケル含有鋼。
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