JP7076311B2 - Ni含有鋼板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、Ni含有鋼板の製造方法に関する。
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いる。そのため、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。この天然ガス(LNG)の需要増大に伴い、最近、LNG貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されている。このような状況から、LNG貯蔵用タンクの本体に使用される低温靭性に優れた高Ni鋼板(以下、単に「鋼板」という場合がある)の需要が増大している。
高Ni鋼板は、比較的安価であり、Niの添加によるマトリックスの靱性向上、熱処理による組織の微細化、極低温の条件下でも安定な残留オーステナイト(以下、「残留γ」という場合がある)の存在による靱性の向上、等の作用効果によって優れた低温靱性を有することが知られている。高Ni鋼板の中でもNi含有量が約9質量%の鋼板(9%Ni鋼)は、1963年にLNG貯蔵用のタンクに使用されて以来、タンク用材料として多くの実績を上げており、今後も使用量の増大が期待されている。
前述したように、高Ni鋼板では、残留γの存在によって低温靱性が大きく向上する。しかし、鋼板に加工が施され、大きな塑性歪みが付与された場合、残留γはマルテンサイトに加工誘起変態を起こす場合がある。加工誘起変態が発生した場合、残留γ量が減少して、低温靱性が劣化する可能性がある。
このような状況の中で、高Ni鋼板において、大きな塑性歪みが付与された場合であっても、低温靱性を劣化させない種々技術が検討されている。
例えば、特許文献1には、板厚が40mmを超える極厚材であっても十分な低温靱性を有する含Ni鋼の鋼板を製造する方法が開示されている。特許文献1では、素材のNi含有鋼として、C、NiおよびMnを所定の範囲で含有し、かつ不純物中のPおよびSをそれぞれ0.001重量(質量)%以下と極めて低く抑えたものを使用する。そして、この鋼を熱間圧延した後に、特定の条件で二回焼入れと焼戻しの処理を施す。これによって、低温靱性を向上させている。
また、特許文献1では、図2において、上記の熱処理後に更に引張予歪を5%与えてから250℃×1時間の時効処理を施したものについて、-196℃での圧延方向(L方向)およびこれに直角の方向(C方向)のシャルピー衝撃エネルギーを調査した結果が示されている。特許文献1には、図2によれば、Pを0.001重量(質量)%以下にすることにより、鋼板自体および溶接継手の低温靱性が飛躍的に向上したと記載されている。
特開平6-179909号公報
特許文献1では、P含有量の上限を0.001質量%に規制する必要がある。しかしながら、P含有量の上限を0.001質量%にするために清浄度を高めると、生産性が悪化する問題がある。
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、P含有量が0.001質量%を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性に優れるNi含有鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明の態様1は、
C:0.040質量%以上0.060質量%以下、
Si:0.10質量%以上0.30質量%以下、
Mn:0.50質量%以上0.70質量%以下、
P:0.0010質量%以上0.0025質量%以下、
S:0.0010質量%以下、
Ni:9.10質量%以上9.40質量%以下、
Al:0.020質量%以上0.050質量%以下、および
N:0.0050質量%以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延した後、
800℃以上820℃以下の焼入れ温度から焼入れする焼入れ工程、
690℃以上710℃以下の加熱温度で保持後に、200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却する中間熱処理工程、および
570℃以上600℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程、
をこの順で含み、
前記中間熱処理工程および前記焼戻し工程において、下記式(1)で表されるパラメータHを、1.73×10-6以上1.96×10-6以下とする、Ni含有鋼板の製造方法である。

H={(DNi,L×t0.5+(DNi,T×t0.5}×[Ni]+{(DC,L×t0.5+(DC,T×t0.5}×[C]・・・(1)

ここで、
:中間熱処理工程における加熱保持時間(秒)
:焼戻し工程における加熱保持時間(秒)
[Ni]:Ni含有量(質量%)
[C]:C含有量(質量%)
Ni,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
Ni,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
C,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
C,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
なお、
:中間熱処理工程における加熱温度(K)
:焼戻し温度(K)
本発明の態様2は、
上記鋼は、以下の(a)~(d)のいずれか1つ以上である態様1に記載の製造方法である。
(a)上記Cの含有量が、0.045質量%以上0.060質量%以下、
(b)上記Siの含有量が、0.15質量%以上0.30質量%以下、
(c)上記Mnの含有量が、0.60質量%以上0.70質量%以下、および
(d)上記Alの含有量が、0.020質量%以上0.045質量%以下
本発明の態様3は、
上記鋼は、さらに、Cu:0.01質量%以上0.20質量%以下、Cr:0.01質量%以上0.20質量%以下、Mo:0.01質量%以上0.20質量%以下、V:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下およびB:0.005質量%以下のうち1種以上を含む、態様1または2に記載の製造方法である。
本発明によれば、P含有量が0.001質量%を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性に優れるNi含有鋼板を製造することができる。
図1は、本発明の実施の形態において、パラメータHと、塑性歪付与後の脆性破面率と、の関係を示した図である。
本発明者は鋭意検討した結果、中間熱処理時の加熱温度および保持時間、ならびに焼戻し時の加熱温度および保持時間によって規定されたパラメータHを所定範囲に制御することによって、P含有量が0.001質量%を超える場合であっても、塑性歪付与後の低温靱性(以下、「歪時効特性」という場合がある)に優れた鋼板を製造できることを見出したのである。
図1は、パラメータHと、歪時効特性の指標となる、塑性歪付与後の脆性破面率と、の関係を示した図である。図1に示したように、本発明者は、パラメータHを1.73×10-6以上1.96×10-6以下とすることによって、塑性歪み付与後の脆性破面率を5%以下にすることができ、歪時効特性に優れた鋼板を製造できることを見出したのである。
パラメータHを制御することによって、P含有量が0.001質量%を超える場合であっても歪時効特性が向上するメカニズムの詳細は不明である。しかし、現時点で、本発明者は、そのメカニズムを次のように考えている。
P含有量が多くなると、Pがオーステナイト粒界に多く偏析して、一般的に粒界を脆化させる。このため、P含有量が多くなると、歪時効特性が悪化しうる。
本発明では、パラメータHを制御する(すなわち、中間熱処理時の加熱温度および保持時間、ならびに焼戻し時の加熱温度および保持時間を制御する)ことによって、金属組織中のCおよびNiの拡散を制御する。具体的には、パラメータHを大きくすると、中間熱処理時および焼戻し時におけるCおよびNiの拡散が促進され、パラメータHを小さくすると、中間熱処理時および焼戻し時におけるCおよびNiの拡散が抑制される。本発明では、パラメータHを所定範囲に制御して、中間熱処理時および焼戻し時におけるCおよびNiの拡散を制御して、その結果、CおよびNiの残留γへの濃縮を制御する。
ここで、鋼板に塑性歪みが付与されても残留γが加工誘起変態しないで残存する、残留γの安定性は、CおよびNiの残留γへの濃縮が大きく寄与している。そのため、CおよびNiの残留γへの濃縮を制御して適切にした本発明では、P含有量が多くなることによる歪時効特性の悪化を補償して、優れた歪時効特性を有する鋼板を製造できると考えられる。
1.化学成分組成
以下に本発明で製造される鋼板の化学成分組成について説明する。
下記の説明では、基本となる元素、C、Si、Mn、P、S、Ni、AlおよびNについてまず説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
[C:0.040質量%以上0.060質量%以下]
Cは、鋼板の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、0.040質量%以上の含有を必要とする。一方、0.060質量%を越える含有は、低温靭性の低下を招く。このため、C含有量は、0.040質量%以上0.060質量%以下とする。C含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは0.045質量%である。
[Si:0.10質量%以上0.30質量%以下]
Siは脱酸材として作用するとともに、鋼の強度を向上する元素であり、このような効果を得るためには0.10質量%以上の含有を必要とする。一方、0.30質量%を越えて多量に含有すると、焼戻し脆化感受性が高まる。このため、Si含有量は、0.10質量%以上0.30質量%以下とした。Si含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは0.15質量%である。
[Mn:0.50質量%以上0.70質量%以下]
Mnは、強度上昇に寄与させるために、0.50質量%以上の添加を必要とする。一方、0.70質量%を超えてMnを添加した場合、焼戻し脆化感受性の増大を招き、靭性を低下させる。このため、Mn含有量は、0.50質量%以上0.70質量%以下とする。Mn含有量の下限は、より強度上昇に寄与させるために、好ましくは0.60質量%である。
[P:0.0010質量%以上0.0025質量%以下、S:0.0010質量%以下]
P,Sはいずれも靭性を低下させる元素であるので極力低減することが望ましいが、それぞれ0.0025質量%以下、0.0010質量%以下(0質量%を含まない)の範囲で許容できる。
Pに関しては、経済的な観点から0.0010質量%以上0.0025質量%以下添加する。経済性を考慮して、さらに好ましくは、0.0015質量%以上0.0025質量%以下である。
[Ni:9.10質量%以上9.40質量%以下]
Niは、本発明において必須の元素であり、低温において高靭性を鋼板に与える効果を有するが、9.10質量%未満ではその効果は乏しい。一方、9.40質量%を越えて多量に添加してもその効果は飽和に達し、また不経済でもある。このため、Ni含有量は、9.10質量%以上9.40質量%以下とした。
[Al:0.020質量%以上0.050質量%以下]
Alは脱酸剤として0.0020質量%以上の添加を必要とするが、0.050質量%を越えて添加すると清浄度が低下する。そのため、Al含有量は、0.020質量%以上0.050質量%以下とした。Al含有量の上限は、より清浄度を高めるため、好ましくは0.045質量%である。
[N:0.0050質量%以下]
Nは固溶状態では靭性を低下させるが、AlNとなり結晶粒を微細化する効果もある。したがって、Nは結晶粒が粗大化しない範囲で出来るだけ低減する。このため、Nを0.0050質量%以下(0質量%を含まない)とした。
[残部]
好ましい1つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、As、Sb、Snなど)の混入が許容される。なお、例えば、PおよびSのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の製造方法によって製造される鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
[Cu:0.01質量%以上0.20質量%以下、Cr:0.01質量%以上0.20質量%以下、Mo:0.01質量%以上0.20質量%以下、V:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下およびB:0.005質量%以下のうち1種以上]
Cu、Cr、Mo、V、Nb、TiおよびBは、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して1種以上含有してもよい。強度向上に寄与させるため、Cuは0.01質量%以上、Crは0.01質量%以上、およびMoは0.01質量%以上添加することが好ましい。一方、母材の靭性低下の原因となるため、Cuは0.20質量%以下、Crは0.20質量%以下、Moは0.20質量%以下、Vは0.1質量%以下、Nbは0.1質量%以下、Tiは0.1質量%以下、およびBは0.005質量%以下添加することが好ましい。
2.製造方法
次に本発明に係る製造方法について説明する。
以下の製造方法の説明では、そのような製造方法により所望の金属組織を得られ、各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者が現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
本発明者は、所定の化学成分組成を有する圧延材を所定の焼入れ温度から焼入れし、詳細は後述するパラメータHが所定範囲となるように加熱時間および保持時間を厳格に制御して中間熱処理および焼戻しを行うことにより、P含有量が0.001質量%を超える場合であっても、優れた歪時効特性を有した鋼板を製造できることを見出したのである。
以下にその詳細を説明する。
まず、従来の方法により、上記化学成分組成の要件を満たす製鋼原料を、転炉等の通常の溶製炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ(素材鋼)とすることが好ましい。得られた素材鋼を、従来の方法により熱間圧延可能な温度に加熱したのち、熱間圧延(AR:As-Roll)を施し所望の板厚(例えば、32mm)の鋼板とする。
[焼入れ工程(焼入れ温度:800℃以上820℃以下)]
続いて、均一なマルテンサイト組織を得るため、800℃以上820℃以下の焼入れ温度まで再加熱してから急冷し、焼入れ処理を施す。急冷は、200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で行うことが好ましい。急冷は、例えば水冷等により行う。例えば水冷であれば、平均冷却速度は、十分に200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上になる。焼入れ温度が820℃を超えると、オーステナイト粒が再結晶により粗大化し、その結果、鋼板の低温靱性が悪化しうる。一方、焼入れ温度が800℃未満では、焼入れが不十分となり、歪時効特性の劣化を招くと共に、鋼板の強度が不足する可能性がある。
[中間熱処理工程(690℃以上710℃以下の加熱温度で保持後に、200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却)]
続いて、フェライトとオーステナイトが共存する二相域である690℃以上710℃以下の加熱温度(中間熱処理温度)に再加熱し、当該加熱温度に到達してから所定時間保持した後に冷却する。冷却は、200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で行う。冷却は、例えば水冷等により行う。例えば水冷であれば、平均冷却速度は、十分に200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上になる。
前述した焼入れ工程によって得られた均一なマルテンサイト組織は、二相域の加熱温度まで加熱されると、フェライト組織とオーステナイト組織に変態する。そして、加熱保持される工程を経て、CおよびNiがオーステナイト組織へ拡散し、その結果、オーステナイト組織にCおよびNiが濃縮する。その後、急冷されることによって、オーステナイト組織はマルテンサイト組織に変態し、清浄なフェライト組織と、CおよびNiが濃縮されたマルテンサイト組織との混合組織が生成される。
中間熱処理温度が690℃未満であると、次工程の焼戻し工程で生成されるオーステナイト量が不足し、歪時効特性の劣化を招く。一方、中間熱処理温度が710℃を超えると、単相域温度範囲となり、フェライト組織が生成されないため、CおよびNiが濃縮されたオーステナイト組織を得られない。その結果、次工程の焼戻し工程でオーステナイトが生成されず、歪時効特性の劣化を招く。
冷却終了温度が200℃超あるいは平均冷却速度が5℃/秒未満であると、マルテンサイト組織が得られない。
[焼戻し工程(焼戻し温度:570℃以上600℃以下)]
続いて、570℃以上600℃以下の焼戻し温度に再加熱し、当該温度に到達してから所定時間保持する焼戻し処理を施す。冷却方法は、特に限定されないが、例えば空冷等とすることが好ましい。
前述した中間熱処理工程によって得られた、フェライト組織と、CおよびNiが濃縮されたマルテンサイト組織とを焼戻すと、マルテンサイト組織の一部がオーステナイト組織に逆変態する。この逆変態したオーステナイト組織が残留オーステナイトとなる。より詳細に説明すると、中間熱処理工程によって得られたマルテンサイト組織内においても、CおよびNiが濃く濃縮されている部分と、CおよびNiがあまり濃縮されていない部分とが存在する。このマルテンサイト組織が焼戻しされると、CおよびNiが濃く濃縮されている部分は、A点(逆変態開始温度)が低下しているため、焼戻し温度程度の温度でもオーステナイト組織に逆変態する。この逆変態したオーステナイト組織には、CおよびNiが濃く濃縮されている。一方、CおよびNiがあまり濃縮されていない部分は、A点がそれほど低下していないため、逆変態は起こらずに、硬さ等の調整をする通常の焼戻し処理が行われる。
以上説明したように、焼戻し工程後の最終的な金属組織は、フェライト組織、マルテンサイト組織および残留γ組織を含む。なお、焼戻し温度に加熱されて逆変態したオーステナイト組織には、加熱保持を経ることで、さらにCおよびNiが濃縮されるものと考えられる。このように、本発明で得られる残留γには、CおよびNiが濃く濃縮されている。このため、本発明の製造方法によって得られる鋼板は、歪時効特性が向上する。
焼戻し温度が570℃未満であると、得られる鋼板中の残留γ量が少ないため、歪時効特性の劣化を招く。一方、焼戻し温度が600℃を超えると、残留γの大きさおよび量が共に増加し、歪時効特性の劣化を招く。また、鋼板の強度確保の観点からも、600℃を超える焼戻し温度は好ましくない。
[パラメータH:1.73×10-6以上1.96×10-6以下]
本発明では、歪時効特性を向上させるため、前述した中間熱処理工程および焼戻し工程において、下記式(1)で表されるパラメータHを、1.73×10-6以上1.96×10-6以下とする。

H={(DNi,L×t0.5+(DNi,T×t0.5}×[Ni]+{(DC,L×t0.5+(DC,T×t0.5}×[C]・・・(1)

ここで、
:中間熱処理工程における加熱保持時間(秒)
:焼戻し工程における加熱保持時間(秒)
[Ni]:Ni含有量(質量%)
[C]:C含有量(質量%)
Ni,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
Ni,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
C,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
C,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
なお、
:中間熱処理工程における加熱温度(K)
:焼戻し温度(K)
歪時効特性を向上させるためには、鋼板中に残留γを生成させて、残留γが加工誘起変態しないように、残留γの安定性を向上させることが重要である。鋼板中に残留γを生成させるためには、中間熱処理時において、オーステナイト組織にCおよびNiを濃縮させることが重要である。また、残留γの安定性を向上させるためには、CおよびNiの残留γへの濃縮を適切に制御することが重要である。後述するように、残留γに過剰にCおよびNiが濃縮した場合、歪時効特性が悪化しうる。このように、残留γの生成および残留γの安定性の何れにおいても、CおよびNiのオーステナイト組織への濃縮が大きく寄与している。そして、CおよびNiのオーステナイトへの濃縮は、CおよびNiの拡散が関係する。そのため、本発明では、CおよびNiの拡散に着目した。
元素の拡散は、基本的に拡散係数と時間の積の平方根に概ね比例する。そのため、この積の平方根をCおよびNiの各元素について求めて、それらを加算する式を、パラメータHとして定義した。また、拡散係数と時間の積の平方根をCおよびNiの各元素について求めるときに、中間熱処理および焼戻しの各熱処理を考慮するように、パラメータHを定義した。このように定義されたパラメータHは、中間熱処理時および焼戻し時におけるCおよびNiの拡散の程度を表す指標となる。パラメータHが1.73×10-6未満であると、中間熱処理時にオーステナイト組織へのCおよびNiの拡散が不足し、鋼板中の残留γ量が不足することで、歪時効特性が劣化する。一方、パラメータHが1.96×10-6を超えると、CおよびNiがオーステナイト組織へ過剰に拡散し、残留γ量が低下することで、歪時効特性が劣化する。
1.サンプル作製
供試鋼板は、表1に示した化学成分組成の鋼を溶製し、鋳造した鋼に熱間圧延を施し、得られた鋼片を表2に示した熱処理を施すことにより製造した。製造される鋼板の板厚は、全て32mmとした。そして、これらの鋼板からサンプルを採取した。なお、焼入れ処理時および中間熱処理時における冷却は、共に水冷で行った。
また、表2において、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。
Figure 0007076311000001
Figure 0007076311000002
2.特性評価
次に、下記に示す条件で各種特性の評価を行った。
[引張試験]
各鋼板のt/4位置(t:板厚)から、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにJIS4号引張試験片を鋼板から採取し、JIS Z2241:2011に規定の方法に従って、降伏強度および引張強度を測定した。その結果を表3に示す。
[塑性歪付与後のシャルピー衝撃試験]
各鋼板に対して5%の塑性歪を付与した後、250℃で1時間の時効処理を施した。次に、各鋼板のt/4位置(t:板厚)から、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにシャルピー衝撃試験片(JIS Z2242:2005のVノッチ試験片)を3本採取した。そして、JIS Z2242:2005に記載の方法で、-196℃での脆性破面率(%)を測定し、3本の試験片ともに脆性破面率が5%以下のサンプルを歪時効特性に優れるとした。なお、表3には、3本の試験片を用いて測定された3つの測定値を示した。
Figure 0007076311000003
表3の結果を考察する。
サンプルNo.1~5および15は、本発明の要件を満たす製造方法で製造されたサンプルであり、3本の試験片ともに脆性破面率が5%以下であり、歪時効特性が優れていた。
なお、サンプルNo.1~5および15のいずれも降伏強度および引張強度に優れ、高強度であった。
一方、サンプルNo.6~14は、本発明の要件を満たさない製造方法で製造されたサンプルであり、3本の試験片のうち少なくとも1本の試験片の脆性破面率が5%を越えており、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.6は、焼戻し温度およびパラメータHが低かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.7~9は、パラメータHが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.10は、中間熱処理温度およびパラメータHが低かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.11は、パラメータHが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.12は、中間熱処理温度およびパラメータHが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.13は、焼戻し温度およびパラメータHが高かったため、歪時効特性が劣っていた。
サンプルNo.14は、焼入れ温度が低かったため、歪時効特性が劣っていた。

Claims (3)

  1. C:0.040質量%以上0.060質量%以下、
    Si:0.10質量%以上0.30質量%以下、
    Mn:0.50質量%以上0.70質量%以下、
    P:0.0010質量%以上0.0025質量%以下、
    S:0.0010質量%以下、
    Ni:9.10質量%以上9.40質量%以下、
    Al:0.020質量%以上0.050質量%以下、および
    N:0.0050質量%以下
    を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延した後、
    800℃以上820℃以下の焼入れ温度から200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却する焼入れ工程、
    690℃以上710℃以下の加熱温度で保持後に、200℃以下の冷却終了温度まで5℃/秒以上の平均冷却速度で冷却する中間熱処理工程、および
    570℃以上600℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程、
    をこの順で含み、
    前記中間熱処理工程および前記焼戻し工程において、下記式(1)で表されるパラメータHを、1.73×10-6以上1.96×10-6以下とする、Ni含有鋼板の製造方法。

    H={(DNi,L×t0.5+(DNi,T×t0.5}×[Ni]+{(DC,L×t0.5+(DC,T×t0.5}×[C]・・・(1)

    ここで、
    :中間熱処理工程における加熱保持時間(秒)
    :焼戻し工程における加熱保持時間(秒)
    [Ni]:Ni含有量(質量%)
    [C]:C含有量(質量%)
    Ni,L=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
    Ni,T=1.4×10-4×exp(-29.58×1000/T
    C,L=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
    C,T=0.45×10-4×exp(-18.54×1000/T
    なお、
    :中間熱処理工程における加熱温度(K)
    :焼戻し温度(K)
  2. 前記鋼は、以下の(a)~(d)のいずれか1つ以上である請求項1に記載の製造方法。
    (a)前記Cの含有量が、0.045質量%以上0.060質量%以下、
    (b)前記Siの含有量が、0.15質量%以上0.30質量%以下、
    (c)前記Mnの含有量が、0.60質量%以上0.70質量%以下、および
    (d)前記Alの含有量が、0.020質量%以上0.045質量%以下
  3. 前記鋼は、さらに、Cu:0.01質量%以上0.20質量%以下、Cr:0.01質量%以上0.20質量%以下、Mo:0.01質量%以上0.20質量%以下、V:0.1質量%以下、Nb:0.1質量%以下、Ti:0.1質量%以下およびB:0.005質量%以下のうち1種以上を含む、請求項1または2に記載の製造方法。
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