JP6947331B2 - 鋼およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、例えば液体水素を貯槽するタンクをはじめ、液体ヘリウム、液化ガス等の、極めて低温の環境で使用される構造用鋼に供して好適な、鋼およびその製造方法に関する。
液体水素、液体ヘリウム、液化ガス貯槽用構造物に熱間圧延鋼板を用いる場合、鋼板は高強度であることに加えて、使用環境が極めて低温となるため、極低温での靱性に優れることも要求される。例えば、液体ヘリウムの貯槽に熱間圧延鋼板を使用する場合は、ヘリウムの沸点である−２６９℃以下の温度において優れた靱性が確保されている必要がある。鋼材の極低温靱性が劣ると、極低温貯槽用構造物としての安全性を維持できなくなる可能性があるため、この用途に供する鋼材の極低温靱性の向上に対する要求は強い。
この要求に対して、従来、極低温で脆性を示さないオーステナイトを鋼板の組織とするオーステナイト系ステンレス鋼が使用されてきた。しかしながら、合金コストや製造コストが高いことから、安価で極低温靱性に優れる鋼材に対する要望がある。
そこで、従来の低温用鋼に代わる新たな鋼材として、オーステナイト安定化元素であるＮｉを多量に添加した高Ｎｉ鋼を−２５３℃環境の構造用鋼として使用することが、例えば特許文献１に提案されている。この特許文献１では、旧オーステナイトの粒径及び形態を制御する等で極低温靱性を確保する技術が提案されている。
特開２０１８−１０４７９２号公報
特許文献１に記載の技術によって、極低温靭性に優れた高Ｎｉ鋼の提供が可能になるが、ここに記載の高Ｎｉ鋼は極低温靭性を確保する観点からＮｉを１２．５％以上含有しなければならず、素材コストの低減が求められていた。さらに、オーステナイト相の確保等のため、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しの熱処理を行う必要があるため、製造コストが高いことも問題であった。
そこで、本発明は、素材や製造に要するコストを抑えることのできる、高強度かつ極低温靱性に優れた鋼を提供することを目的とする。さらに、本発明は、かような鋼を製造するための有利な方法について提案することを目的とする。ここで、前記「高強度」とは、室温において４００ＭＰａ以上の降伏強さを有することをいい、前記「極低温靭性に優れた」とは、−１９６℃、さらに、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験後の脆性破面率が５．０％未満であることをいう。
発明者らは、上記課題を達成するため、２０．０％以上とＭｎ含有量が比較的多い鋼を対象に、鋼板の成分組成および組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下のａ〜ｃの知見を得た。
ａ．上記のオーステナイト鋼は、Ｍｎを多量に含有することから、硫化物系介在物が炭素鋼に比べ多く存在する。ここでいう硫化物系介在物とは主にＭｎＳのことである。硫化物系介在物は破壊の起点要因となるため、熱間圧延および冷却処理後の硫化物系介在物の清浄度が１．０％以上の場合、極低温靱性の劣化を招く。このことから上記の鋼の極低温靱性向上には、硫化物系介在物を減らすことが有効である。
ｂ．適切な条件で熱間圧延を行えば、硫化物系介在物の清浄度を１．０％未満に抑えることができ、圧延後に再度の熱処理工程を設けることなく、鋼の極低温靭性の向上を実現でき、製造コストを抑えることができる。
ｃ．また、適切な条件で熱間圧延を施して、高い転位密度を与え、また適切な結晶粒径に制御することにより、鋼の降伏強さを上昇させることができる。
本発明は、以上の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
１． 質量％で、
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下、
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以下および
Ｎｂ：０．００５％以下
を含み、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、
該ミクロ組織は、平均結晶粒径が５０μｍ以下かつ硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満であり、
降伏強さが４００ＭＰａ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験後の脆性破面率が５％未満である、鋼。
２ 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：２．０％以下および
Ｗ：２．０％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、前記（１）に記載の鋼。
３． 前記（１）または前記（２）に記載の成分組成を有する鋼素材を、
１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、
熱間圧延を行い、
前記熱間圧延において、９００℃以上の温度域では、次の圧延パスを実施するまでのパス間時間が２００秒以内、かつ、前記次の圧延パスにおけるパス圧下率（％）／前記パス間時間（秒）≧０．０１５（％／秒）を満たし、
仕上温度が７００℃以上９００℃未満となる仕上圧延を行い、
その後、（仕上温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行う鋼の製造方法。
ここで、前記の各温度は、それぞれ鋼素材または鋼板の、表面温度である。
本発明によれば、高強度でかつ極低温靭性に優れた鋼を提供できる。したがって、本発明の鋼は、液体水素、液体ヘリウム、液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の製造方法では、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことがないため、経済性に優れた方法を提供することができる。
本発明の成分組成を満たす鋼の平均結晶粒径（平均粒径）と降伏強さとの関係を示すグラフである。 本発明の製造条件を満たす鋼における、硫化物系介在物の清浄度と−２６９℃での脆性破面率との関係を示すグラフである。
以下、本発明の鋼について詳しく説明する。
［成分組成］
まず、本発明の鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下
Ｃは、安価なオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを得るために重要な元素である。その効果を得るために、Ｃは０．１００％以上の含有を必要とする。一方、０．７００％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、極低温靱性が低下する。このため、Ｃ量は０．１００％以上０．７００％以下とする。Ｃ量は、０．２００％以上が好ましく、０．６００％以下が好ましく、より好ましくは、０．２００％以上０．６００％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上必要であるだけでなく、固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると、非熱的応力（内部応力）が過度に上昇するため、極低温靱性が劣化する。このため、Ｓｉ量は０．０５％以上１．００％以下とする。Ｓｉ量は、０．０７％以上が好ましく、０．８０％以下が好ましく、より好ましくは、０．０７％以上０．８０％以下とする。
Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下
Ｍｎは、比較的安価なオーステナイト安定化元素である。本発明においてＭｎは、組織をオーステナイト化することによって強度と低温靱性とを両立するために重要な元素である。その効果を得るために、Ｍｎは２０．０％以上の含有を必要とする。一方、４０．０％を超えて含有した場合、粒界強度が低下し、極低温靱性が劣化する。このため、Ｍｎ量は２０．０％以上４０．０％以下とする。Ｍｎ量は、２３．０％以上が好ましく、３８．０％以下が好ましく、より好ましくは、２３．０％以上３８．０％以下とする。Ｍｎ量は、３６．０％以下が更に好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、過度に粒界に偏析するため、極低温靱性が低下する。このため、０．０３０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｐは０．０３０％以下とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。Ｐ量は、０．００５％以上がより好ましく、０．０２８％以下が好ましく、更に好ましくは、０．００５％以上０．０２８％以下、一層好ましくは０．０２４％以下とする。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼板の極低温靭性や延性を劣化させるため、０．００５０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。したがって、Ｓは０．００５０％以下とする。Ｓ量は、好ましくは、０．００４５％以下とする。尚、過度のＳの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｓ量を０．００１０％以上とすることが望ましい。
Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、引張試験時の降伏強さおよび局部伸びの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ａｌは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、５．００％を超えて含有すると、介在物が多量に存在し、極低温靭性を劣化させるため、５．００％以下とする。このため、Ａｌ量は０．０１％以上５．００％以下とする。Ａｌ量は、０．０２％以上が好ましく、４．００％以下が好ましく、より好ましくは０．０２％以上４．００％以下とする。
Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下
Ｃｒは、粒界強度を向上させるため、極低温靱性の向上に有効な元素である。Ｃｒは、強度向上にも有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒは０．５％以上の含有を必要とする。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物の生成により、極低温靭性が低下する。このため、Ｃｒ量は０．５％以上７．０％以下とする。Ｃｒ量は、１．０％以上が好ましく、１．２％以上がより好ましく、６．７％以下が好ましく、６．５％以下がより好ましく、より好ましくは１．０％以上６．７％以下、更に好ましくは１．２％以上６．５％以下とする。
Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、極低温靱性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎは０．００５０％以上の含有を必要とする。一方、０．０５００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎ量は０．００５０％以上０．０５００％以下とする。Ｎ量は、０．００６０％以上が好ましく、０．０４００％以下が好ましく、より好ましくは０．００６０％以上０．０４００％以下とする。
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは、酸化物の形成により極低温靱性を劣化させる。このため、Ｏは０．００５０％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．００４５％以下である。尚、過度のＯの低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｏ量を０．００１０％以上とすることが望ましい。
ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制
ＴｉおよびＮｂは、鋼中で高融点の炭窒化物を形成するため、過度の含有は極低温靭性を低下させる。ＴｉおよびＮｂは、原材料などから不可避的に混入する成分であり、ほとんどの場合、Ｔｉ：０．００５％超０．０１０％以下およびＮｂ：０．００５％超０．０１０％以下の範囲で混入する。そこで、後述する手法に従って、ＴｉおよびＮｂの混入量を意図的に制限し、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制する必要がある。ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００５％以下に抑制することによって、上記した炭窒化物の悪影響を排除し、優れた極低温靭性並びに延性を確保することができる。好ましくは、ＴｉおよびＮｂの含有量を各々０．００３％以下とする。勿論、ＴｉおよびＮｂの含有量は各々０％であってもよいが、過度の低減は製鋼コストの観点から好ましくないため、それぞれ０．００１％以上とすることが望ましい。
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる１種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形態制御に有用な元素である。介在物の形態制御とは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とすることをいう。この介在物の形態制御を介して、延性、靭性を向上させる。このような効果を得るためには、ＣａおよびＭｇは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、いずれの元素も多く含有させると、非金属介在物量が増加し、かえって延性、靭性、が低下する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。
このため、ＣａおよびＭｇを含有する場合には、それぞれ０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１０％以上０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃａ量は、０．００１０％以上がより好ましく、０．００８０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｍｇ量は、０．００１０％以上がより好ましく、０．００８０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００１０％以上０．００８０％以下とする。ＲＥＭ量は、０．００２０％以上がより好ましく、０．０１５０％以下がより好ましく、更に好ましくは０．００２０％以上０．０１５０％以下とする。
なお、ＲＥＭとは、希土類金属のことを指し、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の含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
本発明では、強度および極低温靱性をさらに向上させることを目的として、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下のうちから選ばれる１種以上
Ｃｕ、Ｎｉ：各々１．０％以下
ＣｕおよびＮｉは、固溶強化により鋼板を高強度化するだけでなく、転位の易動度を向上させ、低温靱性も向上させる元素である。このような効果を得るためには、ＣｕおよびＮｉは０．０１％以上で含有することが好ましく、０．０３％以上で含有することがより好ましい。一方、１．０％を超えて含有すると、圧延時に表面性状が劣化する他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、各々の含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．７０％以下がより好ましい。Ｃｕ量およびＮｉ量は、好ましくは０．０３％以上０．７０％以下、更に好ましくは０．５０％以下とする。
Ｍｏ、Ｖ、Ｗ：各々２．０％以下
Ｍｏ、ＶおよびＷは、オーステナイトの安定化に寄与するとともに鋼材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ、ＶおよびＷは０．００１％以上で含有することが好ましく、０．００３％以上で含有することがより好ましい。一方、２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が生成し、破壊の起点となることがある他、製造コストを圧迫する。このため、これらの合金元素を含有する場合は、その含有量は２．０％以下とすることが好ましく、１．７％以下とすることがより好ましい。Ｍｏ、Ｖ、Ｗ各々の量は、更に好ましくは０．００３％以上１．７％以下、一層好ましくは１．５％以下とする。
上記した成分以外の残部は鉄および不可避的不純物を有する成分組成である。ここでの不可避的不純物としては、Ｈ、Ｂなどが挙げられ、合計で０．０１％以下であれば許容できる。
［組織］
オーステナイトを基地相とするミクロ組織
鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、該鋼材は極低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、極低温環境下での使用には適していない。よって、極低温環境下での使用を想定したとき、鋼材の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイト組織であることが好ましい。なお、「オーステナイトを基地相とする」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを意味し、さらに好ましくは９５％以上である。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相である。
ミクロ組織における平均結晶粒径が５０μｍ以下
平均結晶粒径と引張試験の降伏応力との関係を検証した結果、図１に示すように、本発明の成分組成を有する鋼において前述の平均結晶粒径を５０μｍ以下とすれば、前記降伏応力を４００ＭＰａ以上とできることが判明した。
ここで、本明細書における結晶粒は主としてオーステナイト粒を指し、その平均結晶粒径は光学顕微鏡を用いて２００倍で撮影した画像から無作為に１００個の結晶粒を選び、円相当径で算出し、その平均値により求めることができる。
ミクロ組織における硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満
硫化物系介在物の清浄度とシャルピー衝撃試験での脆性破面率との関係を検証した結果、図２に示すように、本発明の製造条件を満たす鋼において硫化物系介在物の清浄度を１．０％未満とすれば、前記脆性破面率を５％未満とすることができることが判明した。
ここで、本明細書における清浄度は、後述する実施例に従って求めることができる。
以上の平均結晶粒径：５０μｍ以下と、硫化物系介在物の清浄度：１．０％未満とは、上記した成分組成の下、後述する条件に従う熱間圧延を行うことによって実現することができる。
本発明に係る鋼は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その際、好適な組織制御の妨げとなるＴｉおよびＮｂを上述の範囲に制限するために、原料などから不可避的に混入することを回避し、これらの含有量を低減する措置を取ることが好ましい。例えば、精錬段階におけるスラグの塩基度を下げることによって、これらの合金をスラグへ濃化させて排出し最終的なスラブ製品におけるＴｉおよびＮｂの濃度を低減することができる。また、酸素を吹き込んで酸化させ、還流時にＴｉおよびＮｂの合金を浮上分離させるなどの方法でもよい。その後、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
さらに、上記鋼素材を極低温靭性に優れた鋼材へと造りこむための製造条件について規定する。
上記した物性を有する鋼を得るためには、鋼スラブ（鋼素材）を１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱すること、その後、９００℃以上の温度域での熱間圧延において、パス圧下率（％）／パス間時間（ｓ）≧０．０１５％／ｓを満たすように、２００秒以内に次の圧延パスを実施すること、更には、仕上げ圧延として７００℃以上９００℃未満の仕上温度での熱間圧延を行うことが重要である。ここでの温度とは、鋼材の表面温度のことをいう。
［鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下］
上述したＭｎの効能を発現させるには、鋼中にＭｎを拡散させることが重要である。すなわち、熱間圧延にてＭｎを拡散させるために、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は１１００℃以上とする。一方、１３００℃を超えると鋼の溶解が始まってしまう懸念があるため、加熱温度の上限は１３００℃とする。鋼素材の加熱温度は１１３０℃以上が好ましく、１２７０℃以下が好ましく、より好ましくは１１３０℃以上１２７０℃以下である。
［９００℃以上での熱間圧延：パス間時間が２００秒以内、かつ、パス圧下率（％）／パス間時間（ｓ）≧０．０１５（％／ｓ）］
前述の手法で鋼素材を加熱した後、熱間圧延を行う。特に、９００℃以上の温度域における圧延では、パス間時間として２００秒以内に次の圧延パスを実施することが重要である。なぜなら、９００℃以上での圧延においては、鋼素材を長時間その温度帯で維持すると、粒成長が始まり、結晶粒が粗大化するからである。圧延パス間隔（パス間時間）は好ましくは１５０秒以内であり、さらに好ましくは１００秒以内である。また、パス間時間の下限は特に設けないが、実工程における取り回しを考慮すると、パス間時間は最低５秒として間隔を空けることが好ましい。また、熱間圧延温度の上限は特に定めないが、１２５０℃以下が好ましい。ここで、９００℃以上の温度域において複数のパス間時間が存在する（つまり、９００℃以上の温度域において少なくとも３回の圧延を行う）場合は、当該複数のパス間時間のうちの最長時間（最大値）が２００秒以内であればよい。
さらに、９００℃以上の温度域における圧延では、２回目以降の各圧延において、パス圧下率（％）／パス間時間（秒）≧０．０１５（％／秒）を満たす必要がある。これにより、オーステナイトが微細に再結晶し、再結晶完了後の粒成長も抑制することができ、粗大粒の生成を確実に抑制することができる。ここで、９００℃以上の温度域において複数のパス圧下率／パス間時間が存在する場合は、当該パス圧下率／パス間時間の最小値が０．０１５（％／秒）以上であればよい。パス圧下率／パス間時間は、好ましくは、０．０２０（％／秒）以上である。
［仕上温度：７００℃以上９００℃未満］
７００℃以上９００℃未満の仕上温度で１パス以上の最終仕上圧延を必要とする。すなわち、９００℃未満にて圧延を１パス以上行うことにより、結晶粒を微細化することができる。また、９００℃以上の温度領域で仕上げると、結晶粒径が過度に粗大となり所望の降伏強さが得られなくなる。そのため９００℃未満で１パス以上の最終仕上圧延を行うことが好ましい。仕上温度は好ましくは８９０℃以下、より好ましくは８８０℃以下である。一方、仕上温度が７００℃未満になると極低温靱性が劣化するため、７００℃以上とする。仕上温度は好ましくは７５０℃以上である。仕上圧延の圧下率は１パスにつき１０％以上とするのが好ましい。
また、仕上圧延終了時の板厚は特に定めないが、極低温貯槽用構造物としての用途を考慮すると、板厚６〜３０ｍｍが好ましい。
［（仕上温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域までの平均冷却速度：１．０℃／ｓ以上］
熱間圧延終了後は高い冷却速度で冷却処理を行う。熱間圧延後の鋼板の冷却速度が遅いと、炭化物の生成が促進され、極低温靭性の劣化を招く。これら炭化物の生成は、（仕上温度−１００℃）以上の温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域において、平均冷却速度１．０℃／ｓ以上で冷却することで抑制できる。冷却温度域をこの温度域とするのは、炭化物の析出を抑制するためであり、特に冷却開始温度を（仕上温度−１００℃）以上とするのは、仕上圧延後、冷却開始温度が（仕上温度−１００℃）未満の温度になると、炭化物の析出が促進されるためである。また、過度な冷却を行うと鋼板が歪んでしまい、生産性を低下させる。そのため、冷却開始温度の上限は９００℃とすることが好ましい。また、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓ以下が好ましい。特に板厚１０ｍｍ未満の鋼材では空冷するのが好ましい。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法にて、表１に示す成分組成の鋼スラブ（鋼素材）を作製した。次いで、得られた鋼スラブを、表２に示す条件で熱間圧延により６〜３０ｍｍ厚の鋼板とした。得られた鋼板について、組織評価と、引張特性および極低温靭性等の機械特性評価とを下記の要領で実施した。
表２において、「９００℃以上の熱間圧延時のパス間時間」は、複数のパス間時間が存在する場合はそのうちの最長時間（最大値）を示し、「パス圧下率／パス間時間」は、複数のパス圧下率／パス間時間が存在する場合はそのうちの最小値を示す。また、「仕上圧延時の仕上温度」は、仕上圧延終了温度を示す。
Figure 0006947331
Figure 0006947331
（１）組織評価
・オーステナイト相の面積率
ミクロ組織の各相の面積率は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）解析のＰｈａｓｅ ｍａｐから求めた。得られた鋼板の板厚１／２位置で、圧延方向に平行な断面から、ＥＢＳＤ解析用試験片を採取し、５００μｍ×２００μｍの視野において、測定ステップ０．３μｍでＥＢＳＤ解析を行い、Ｐｈａｓｅ ｍａｐに記載の値を面積率とした。
オーステナイト相の面積率は発明例および比較例を通じて全て９０％以上であり、基地相がオーステナイトであることを確認した。
・平均結晶粒径
仕上圧延後の冷却処理後の鋼板について、圧延方向断面を研磨し、板厚１／２位置を、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で撮影した画像から無作為に１００個の結晶粒を選び、円相当径により平均結晶粒径を求めた。
・硫化物系介在物の清浄度
ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３年）の規定に準拠して、仕上圧延後の冷却処理を経た鋼板について、圧延方向断面の研磨面の板厚１／２位置を、顕微鏡を用いて倍率４００倍で任意の６０視野にわたって観察し、介在物のうちグループＡであるものを硫化物系介在物として、以下の式を用いて清浄度ｄ（％）を算出した。
ｄ＝（ｎ／ｐ×ｆ）×１００
ｐ：視野内の総格子点数、ｆ：視野数、ｎ：ｆ個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数
（２）引張特性評価
得られた各鋼板より、板厚１５ｍｍを超える鋼板ではＪＩＳ４号引張試験片を採取し、板厚１５ｍｍ以下の鋼板では、平行部直径６ｍｍ、標点間距離２５ｍｍの丸棒引張試験片を採取して引張試験を実施し、引張試験特性（降伏強さ、引張強さ、全伸び）を調査した。本発明では、降伏強さ４００ＭＰａ以上を引張特性に優れるものと判定した。
（３）極低温靭性評価
板厚１０ｍｍを超える各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を−１９６℃および−２６９℃で実施した。板厚１０ｍｍ未満の各鋼板については、板厚１／２位置の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の規定に準拠して５ｍｍサブサイズのシャルピーＶノッチ試験片を採取し、各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験を−１９６℃および−２６９℃で実施した。脆性破面率は目視で求めた。脆性破面率が５％未満であるものを極低温靭性に優れるものとした。なお、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験は、試験片をカプセルに入れ、液体ヘリウムを流しながら実施した。
参考文献１：T. Ogata, K. Hiraga, K. Nagai, and K.Ishikawa: Tetsu-to-Hagane, 69(1983), 641.
上記の（１）〜（３）の評価により得られた結果を、表３に示す。
Figure 0006947331
本発明に従う鋼は、上述の目標性能（降伏強さが４００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験後の脆性破面率が５％未満）を満足することが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さおよび脆性破面率のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できていない。

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１００％以上０．７００％以下、
    Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｍｎ：２０．０％以上４０．０％以下、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上５．００％以下、
    Ｃｒ：０．５％以上７．０％以下、
    Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％以下、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以下および
    Ｎｂ：０．００５％以下
    を含み、
    さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
    ＲＥＭ：０．００１０％以上０．０２００％以下
    のうちから選ばれる１種以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
    オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、
    該ミクロ組織は、平均結晶粒径が５０μｍ以下かつ硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満であり、
    降伏強さが４００ＭＰａ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験後の脆性破面率が５％未満である、鋼。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｍｏ：２．０％以下、
    Ｖ：２．０％以下および
    Ｗ：２．０％以下
    のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼。
  3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、
    １１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し、
    熱間圧延を行い、
    前記熱間圧延において、９００℃以上の温度域では、次の圧延パスを実施するまでのパス間時間が２００秒以内、かつ、前記次の圧延パスにおけるパス圧下率／前記パス間時間≧０．０１５％／秒を満たし、
    仕上温度が７００℃以上９００℃未満となる仕上圧延を行い、
    その後、（仕上温度−１００℃）以上の冷却開始温度から３００℃以上６５０℃以下の温度域の冷却停止温度までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上の冷却処理を行うことにより、
    オーステナイトを基地相とするミクロ組織を有し、該ミクロ組織は、平均結晶粒径が５０μｍ以下かつ硫化物系介在物の清浄度が１．０％未満であり、降伏強さが４００ＭＰａ以上であり、−２６９℃でのシャルピー衝撃試験後の脆性破面率が５％未満である鋼を得る、鋼の製造方法。
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