JP7078203B1 - 鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
ここで、タンクの容積が比較的小さい船舶用途では、厚鋼板の中でも比較的板厚が小さい鋼材が要求され、タンクの容積が比較的大きい陸上用途では、板厚がより大きい鋼材が要求される。この要求に対して、従来から、7%Ni、又は9%Ni鋼板が使用されてきた。
特許文献1では、Ni:5.0超~10.0%未満と、所定量のC、Si、Mn、Alとを含有する極低温用厚鋼板が開示されている。そして、特許文献1の厚鋼板では、板厚6~50mmに亘り、単位面積当たりの吸収エネルギーvE-196の平均値が1.25J/mm2以上である。
また、特許文献2では、Ni:7.0~10.5%と、所定量のC、Si、Mn、Alとを含有する低温用Ni含有鋼が開示されている。そして、特許文献2の鋼では、板厚30~60mmに亘り、吸収エネルギーvE-196℃の平均値が150J以上である。
なお、本明細書において、残留γが安定であるとは、残留オーステナイトが-196℃下でマルテンサイト組織に変態され難い傾向をいう。逆に、残留γが不安定であるとは、残留オーステナイトが-196℃下でマルテンサイト組織に変態され易い傾向をいう。
(1)鋼板内での極低温靭性のばらつきを抑制するには、-196℃での深冷処理を行った場合に、この深冷処理前後での残留γ量の減少率が低く、極低温下において残留γが安定していること、また、このように安定した残留γ量が深冷処理後にも所定以上存在する特性を与えることが重要である。極低温下でも安定した残留γが所定以上存在するということは、製造過程における加熱条件の影響を鋼板内で均一にできていることを意味する。
(2)高い極低温靭性を得つつ高い強度を確保して、極低温貯蔵用構造物としての安全性を維持するには、所定量のMo量を添加することが重要である。
(3)鋼板中のγ組織において、Mnの平均濃度が2質量%未満と比較的低いことが有効であり、Niの平均濃度が12質量%以上と比較的高いことが有効である。γ組織中のMn濃度が高いと、γ組織中のNi濃度が低くなり易く、不安定γの生成を招き易い。
(4)鋼板を製造するための鋼素材において、Mnの平均濃度が0.60質量%以下と比較的低いことが有効である。鋼素材におけるMn含有量が低ければ、Mnのγ組織中への濃化を抑え、γ組織におけるMnの平均濃度を低下させ易い。
(5)鋼板の製造過程において、γ+αの2相域加熱を行い、この2相域加熱時の500℃以上の温度での昇温速度を1℃/s未満に低めることが有効である。2相域加熱時の高温域での昇温速度を低めれば、Niのγ組織中への濃化を促進し、γ組織におけるNiの平均濃度を高め易い。
C :0.01~0.15%、
Si:0.01~0.50%、
Mn:0.05~0.60%、
Ni:6.0~7.5%、
Cr:0.01~1.00%、
Mo:0.05~0.50%、
P :0.03%以下、
S :0.005%以下、および
N :0.0010~0.0080%を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に1/4深さの位置(以降、「1/4t」または「(1/4)t」と記すことがある。)における、-196℃での深冷処理の前後での残留γ量の減少率が体積率で5%未満、かつ、前記深冷処理後の残留γ量が体積率で0.5%以上である、鋼板。
Al:0.008~0.10%、
Cu:0.40%以下、
Nb:0.05%以下、
V :0.05%以下、
Ti:0.03%以下、および
B :0.0030%以下
からなる群より選択される1または2以上を含有する、上記1に記載の鋼板。
Ca:0.007%以下、
REM:0.010%以下、および
Mg:0.070%以下
からなる群より選択される1または2以上を含有する、上記1または2に記載の鋼板。
本発明の鋼板は、所定の成分組成を有する。また、本発明の鋼板の製造に用いる鋼素材も、上記所定の成分組成を有することが好ましい。以下、この成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「%」は「質量%」を意味する。
Cは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、C含有量を0.01%以上、好ましくは0.03%以上とする。一方、C含有量が0.15%を超えると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、C含有量は0.15%以下、好ましくは0.12%以下とする。
Siは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させるために、Si含有量は0.01%以上とする。一方、Si含有量が過剰に高くなると、靭性が低下する。そのため、Si含有量は0.50%以下、好ましくは0.30%以下とする。
Mnは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Mnは0.05%以上添加する。一方、0.60%を超えてMnを含有する場合、焼き戻し脆化感受性が高まり、かつ、靭性のばらつきが出始めるので、0.60%以下に制限する。具体的には、Mn量が0.60%を超えると、γ組織中のMn濃度が高くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理前に対する深冷処理後の残留γ量の減少率を5体積%未満とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。Mn量は、好ましくは0.40%未満、より好ましくは0.30%以下、更に好ましくは0.20%未満、一層好ましくは、0.17%未満とする。
Niは、鋼板の極低温靭性の向上に極めて有効な元素である。具体的には、Ni量が6.0%に満たないと、γ組織中のNi濃度が低くなり不安定γが生成しやすくなるので、深冷処理後の安定な残留γ量を0.5体積%以上とすることができない。つまり、鋼板中に存在する不安定な残留γに起因して、靭性のばらつきを抑制できない。また、Ni含有量が6.0%未満になると、鋼板強度も低下する。したがって、Ni含有量を6.0%以上とする。一方で、Niは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、本発明においては、Ni含有量を7.5%以下とする。
Crは、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。上記の効果を得るには、Cr含有量を0.01%以上とし、より好ましくは0.30以上%とする。しかし、Cr含有量が1.00%を超えると鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Cr含有量は1.00%以下とする。
Moは、Crと同様に、極低温靭性を大きく損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。Mo量が0.05%に満たない場合、所望の強度および靭性を確保するのが難しく、特に強度を得ることができない。特に本発明では、Mn量を抑えて極低温靭性のばらつきを抑制することに起因して強度が低下し易い場合であっても、所定量のMoを併用することにより所望の強度を確保することができる。したがって、Mo含有量は0.05%以上とし、好ましくは0.10%超とする。一方、Mo含有量が0.50%を超えると極低温靭性がかえって低下する。そのため、Mo含有量は0.50%以下とし、好ましくは0.30%以下、より好ましくは0.25%以下とする。
Pは、不可避的不純物であり、鋼板の極低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Pの含有量を可能な限り低減することが好ましい。そのため、P含有量は0.03%以下に抑制する。また、極低温靭性の観点からは、P含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、0%であってもよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。一方、過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、P含有量の下限は0.001%とすることが好ましい。
Sは、鋼中でMnSを形成し極低温靭性を著しく劣化させるため、0.005%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。S含有量は、好ましくは0.002%以下とする。一方、S含有量は低ければ低いほどよいため、下限は特に限定されず、0%であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。
Nは、鋼中で析出物を形成し、その含有量が0.0080%を超えると、母材の靭性低下の原因となる。但し、Nは、AlNを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はN含有量を0.0010%以上とすることにより得られる。したがって、N含有量は0.0010%以上0.0080%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0020%以上とし、好ましくは0.0060%以下とする。
Alは、脱酸剤に含まれる元素である。Al含有量が0.008%未満では脱酸剤としての効果が乏しい。また、Alは、AlNを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもある。そのため、Alを含有させる場合は、Al含有量を0.008%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.02%以上とする。一方、Al含有量が0.10%を超えると鋼の清浄性が損なわれる。そのため、Al含有量は0.10%以下が好ましく、より好ましくは0.05%以下とする。
Cuは、焼入れ性向上により鋼板の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Cu含有量が0.40%を超えると、鋼板の極低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼素材(スラブ)表面の性状が悪化する。したがって、Cuを添加する場合、Cu含有量を0.40%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.30%以下とする。一方、Cu含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Cu含有量を0.10%以上とすることが好ましい。
Nbは、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、Nb含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Nbを添加する場合、Nb含有量を0.05%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.03%以下とする。一方、Nb含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、Nb含有量を0.010%以上とすることが好ましい。
Vは、Nb同様、析出強化により鋼板の強度を高める有効な元素である。しかし、V含有量が過剰に高くなると、鋼板の極低温靭性が低下する。そのため、Vを添加する場合、V含有量を0.05%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.04%以下とする。一方、V含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、V含有量を0.010%以上とすることが好ましい。
Tiは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。したがって、任意に、Tiを0.03%以下の範囲で含有させることができる。
Bは微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発揮させるために、Bを0.0003%以上含有することができる。一方、Bの含有量が0.0030%を超えると靭性が劣化する。このため、Bを含有させる場合は、その含有量を0.0030%以下とすることが好ましい。
Caは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Caが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、Caを添加する場合、Ca含有量を0.007%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.004%以下とする。一方、Ca含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、0.001%以上とすることが好ましい。
REM(希土類金属)は、Ca同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の極低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、REMが過剰になると鋼の清浄性を損なう。そのため、REMを添加する場合、REM含有量を0.010%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.008%以下とする。一方、REM含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るには、REM含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
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、これらの元素を単独でまたは組み合わせて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。
Mgは、CaやREM同様、鋼中の介在物の形態を制御することで、鋼板の極低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Mgが過剰になると、鋼の清浄性を損なう。そのため、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.070%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.004%以下とする。一方、Mg含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るにはMg含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、1/4tにおける、深冷処理前後での残留γ量の減少率が5体積%未満、かつ、深冷処理後での残留γ量が0.5体積%以上であることを特徴とする。鋼板中に上記所定の安定した残留γが所定量存在することにより、板厚によらず、鋼板内でのばらつきがなく安定し、かつ高い極低温靱性を実現することができる。
そして、上記所定の残留γの特性を得るためには、深冷処理前の鋼板のミクロ組織について、γ中のMnの平均濃度が2質量%未満であることが望ましく、γ中のNiの平均濃度が12質量%以上であることが望ましい。鋼板におけるγ中のMn濃度が上記好適範囲内に低ければ、Ni濃度が低い不安定γが生成し難くなるので、極低温下における残留γを安定化させ易い。鋼板におけるγ中のNi濃度が上記好適範囲内であれば、極低温下における残留γを安定化し易い。
ここで、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした組織とは、マルテンサイトとベイナイトとの合計が、面積率で、50%超であることを指す。
鋼板中に存在する残留γ(オーステナイト)の安定度は、鋼板中においてばらつきやすい。そして、不安定な残留γは極低温下においてマルテンサイトに変態して靭性を低めるため、結果として、残留γの安定度のばらつきが鋼板における極低温靭性のばらつきの原因となる。ここで、本発明者らは、この残留γの安定度を確認する指標として、以下の(1)式で表される、残留γ量の減少率に着目した。
残留γ量の減少率(体積%)=
{(深冷処理前の鋼板における1/4tでの残留γ量-深冷処理後の鋼板における1/4tでの残留γ量)/深冷処理前の鋼板における1/4tでの残留γ量}×100 ・・・(1)
上記の深冷処理前後での残留γ量の減少率が5%未満と低ければ、-196℃の極低温環境下であっても、残留γが安定している。つまり、残留γ量の減少率が低いほど、鋼板中の残留γの安定度が高く、鋼板全体に亘って優れた極低温靭性が発揮される。また、極低温靭性のばらつきは、鋼板の板厚が小さいほど顕著であるところ、本願の所定の成分およびミクロ組織を満たせば、板厚によらず、優れた極低温靭性を鋼板内で一様に発揮することができる。残留γ量の減少率は、5体積%未満である必要があり、1体積%以下が好ましく、0体積%、つまり、深冷処理後でも残留γ量が全く減少しないことが最も好ましい。
上述の減少率を満たす残留γは極低温下にて安定したオーステナイトである。そして、安定したオーステナイトであれば、極少量であっても、高い極低温靭性を安定して確保することができる。以上の観点から、上述の減少率を満たす限り、深冷処理後の残留γ量は、0.5体積%以上あれば十分であり、5.0体積%以下とすることができ、4.0体積%以下とすることができ、3.0体積%未満とすることができ、2.0体積%以下とすることができる。
(引張強さ)
鋼板の引張強さの下限は、特に限定されず任意の値とすることができるが、700MPaとすることが好ましく、720MPaとすることがより好ましい。一方、引張強さの上限についても特に限定されず任意の値とすることができるが、930MPaとすることが好ましく、900MPaとすることがより好ましい。
なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
鋼板の靱性は、-196℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE-196℃)が、フルサイズシャルピー衝撃試験において、200J以上であることが好ましく、220J以上であることがより好ましく、230J以上であることが更により好ましく、240J以上であることが一層好ましく、250J以上であることが特に好ましく、350J以下であってもよく、280J以下であってもよい。また、ハーフサイズシャルピー衝撃試験においては、100J以上であることが好ましく、120J以上であることがより好ましく、200J未満であってもよく、150J以下であってもよい。
なお、シャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。
次に、本発明の鋼板を好適に製造可能な製造方法の一例について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
(1)鋼素材の加熱
(2)熱間圧延
(3)第1の加速冷却
(4)2相域加熱
(5)第2の加速冷却
(6)焼き戻し
(7)空冷
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を、900℃以上1200℃以下の温度に加熱することが好ましい。鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊-分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
ここで、鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供してもよい。
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とすることができる。熱延鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、6mm以上とすることが好ましく、50mm以下とすることが好ましい。
上記熱間圧延後の熱延鋼板に、加速冷却(第1の加速冷却)をすることができる。第1の加速冷却では、鋼板の板厚(1/4)tの位置における温度で550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度が1℃/s以上であることが好ましく、冷却停止温度が(1/4)tにおける温度で300℃以下であることが好ましい。このような条件で第1の加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされ、マルテンサイトとベイナイトとを主体とした所望の組織を得やすい。
次いで、熱間圧延後に冷却された熱延鋼板に対し、2相域加熱を施すことができる。具体的には、冷却された熱延鋼板を、板厚(1/4)tの位置における温度で500℃以上の平均昇温速度を1℃/s未満、かつ、Ac1点以上Ac3点未満の温度域に加熱することが好ましい。2相域加熱を行うことにより、熱延鋼板の組織の一部をベイナイトおよび/またはマルテンサイトから逆変態させ、C、Ni、Mnが濃化した合金濃化相を有するオーステナイトの混合組織とすることが好ましい。ただし、上述のとおり、このオーステナイトの混合組織においては、Mnの濃化を2質量%未満に抑えることが好ましく、Niの濃化を12質量%以上に高めることが好ましい。
ここで前記平均昇温速度は、500℃から2相域加熱温度に達するまでの間における平均速度を指すものとする。
Ac1点(℃)=750.8 - 26.6×C + 17.6×Si - 11.6×Mn - 22.9×Cu - 23×Ni + 24.1×Cr + 22.5×Mo- 39.7×V - 5.7×Ti + 232.4×Nb - 169.4×Al ・・・(2)
Ac3点(℃)=937.2 - 436.5×C + 56×Si - 19.7×Mn - 16.3×Cu - 26.6×Ni - 4.9×Cr + 38.1×Mo+ 124.8×V + 136.3×Ti - 19.1×Nb + 198.4×Al ・・・(3)
ただし、上記(2)、(3)式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が含有されていない場合は0とする。
次いで、上記2相域加熱後の熱延鋼板に、加速冷却(第2の加速冷却)をすることができる。第2の加速冷却では、鋼板の板厚(1/4)tの位置における平均冷却速度が1℃/s以上であることが好ましく、冷却停止温度が(1/4)tにおける温度で300℃以下であることが好ましい。
なお、ここで、平均冷却速度は、第2の加速冷却工程における加速冷却開始から加速冷却停止までの間における単位時間当たりに低下する温度の平均速度を指すものとする。
(6)焼き戻し
次いで、2相域加熱後に冷却された熱延鋼板に対し、焼き戻しを施すことができる。焼き戻し温度は、500℃以上が好ましく、650℃以下が好ましく、500~650℃の範囲がより好ましい。焼き戻し温度が500℃未満では、焼き戻しが不十分で靭性が低下しやすい。また、焼き戻し温度が650℃を超えると、強度が低下し、不安定なγが残留することで、深冷処理前後での残留γ量の減少率を低減し難い。その結果、靭性も低下しやすい。
焼き戻し後の鋼板は、上述のとおり任意の冷却を施すことができる。冷却方法は特に限定されないが、製造時の作業容易性及びコストの観点からは、空冷を施すことが好ましい。
上述した成分組成を有する鋼素材を、900℃以上1200℃以下の温度に加熱する、鋼素材の加熱工程と、
加熱された鋼素材を圧延して、最終板厚が6mm以上50mm以下の熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚(1/4)tの位置における温度で、550℃以下300℃以上の温度域における平均冷却速度が1℃/s以上、かつ、冷却停止温度が300℃以下である冷却を施す、第1の加速冷却工程と、
第1の加速冷却後の熱延鋼板を、該鋼板の板厚(1/4)tの位置における温度で500℃以上の平均昇温速度が1℃/s未満、かつ、Ac1点以上Ac3点未満の温度域に加熱する、2相域加熱工程と、
2相域加熱後の熱延鋼板に対し、該鋼板の板厚(1/4)tの位置における、平均冷却速度が1℃/s以上、かつ、冷却停止温度が300℃以下である冷却を施す、第2の加速冷却工程と、
第2の加速冷却後の熱延鋼板を、500℃以上650℃以下の温度域に加熱する、焼き戻し工程と、
焼き戻し後の熱延鋼板を空冷する冷却工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
次いで、表2に示した条件に従って、得られた熱延鋼板に、第1の加速冷却、2相域加熱および第2の加速冷却を含む熱処理を施した。
そして、表2に示した条件に従って、熱処理後の熱延鋼板に、焼き戻しを施した。全ての例において、焼き戻し後に空冷を行い、6mm~50mmの種々の板厚を有する鋼板を得た。
なお、上記各工程における加熱には、熱処理炉を用いた。
各鋼板から、板厚(1/4)tの位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率2000、10000倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織を同定した。
表2に示すNo.1~36の鋼板のうち、比較例No.6を除き、いずれもラス状のミクロ組織を有しており、焼戻しマルテンサイトのみの組織、または焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの混合組織であった。
各鋼板から、板厚(1/4)tの位置が観察位置となるように、TEM観察用の薄膜試験片を採取し、TEM/EDX測定に供した。電子回折図形からγ組織を特定し、該γ組織のEDXスペクトルを取得し、Mn及びNiの濃度を定量化した。このようにして、Mn、Niそれぞれについて20箇所における濃度を測定し、その測定結果の平均値を、γ中のMn及びNiの平均濃度(質量%)とした。
表2に示すNo.1~36の鋼板のうち、発明例は全て、γ中のMnの平均濃度が2質量%未満であり、かつ、γ中のNiの平均濃度が12質量%以上であった。なお、表2中に「-」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず(γ量=0)、平均濃度が算出不能であったことを示す。
まず、深冷処理前の残留γ量を求めるために、各鋼板の板厚(1/4)tの位置から板面に平行にX線回折用試験片を5枚採取し、(1/4)tの位置が測定面となるよう、試験片に研削および化学研磨を施し、X線回折に供した。対称反射X線回折パターンに現れるα-Feの(200)、(211)面、γ-Feの(200)、(220)、(311)面の回折強度を求め、γ-Feの体積率を算出し、5枚の試験片の平均値を求め、深冷処理前の残留γ量(体積率)とした。
次に、深冷処理後の残留γ量を求めるために、上記各試験片を-196℃の液体窒素中に1時間浸漬した。そして、上述の手法に従ってγ-Feの体積率を算出し、5枚の試験片の平均値を、深冷処理後の残留γ量(体積率)とした。結果を表2に示す。
更に、上述の(1)式に従って、深冷処理前後での残留γ量の減少率(体積率)を求めた。結果を表2に示す。なお、表2中に「-」と表示されているのは、深冷処理前の鋼板自体がγを有しておらず(γ量=0)、減少率が算出不能であったことを示す。
鋼板の板厚(1/4)tの位置から、JIS4号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ(TS)を評価した。結果を表2に示す。
鋼板の板厚(1/4)tの位置から、JIS Z 2202の規定に準拠してVノッチ試験片を採取した。このVノッチ試験片を用い、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-196℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE-196℃)を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の極低温靭性の指標と見なすことができる。シャルピー衝撃試験では、各鋼板について、圧延方向に沿った位置が異なる3本の試験片を採取した。より具体的には、鋼板の圧延方向(長さ方向)の各端から1000mmずつ内側の箇所で各1箇所と、鋼板の圧延方向(長さ方向)の中央部で1箇所との、計3箇所で試験片を採取した。そして、各試験片について1回ずつ、計3回測定を行った。個々の測定結果を表2に示す。
なお、板厚が小さいNo.1、13、16、19、22については、ハーフサイズの試験片(サブサイズ試験片)を用いたハーフサイズシャルピー衝撃試験を実施し、その他の例ではフルサイズの試験片を用いたフルサイズシャルピー衝撃試験を実施した。
Claims (3)
- 質量%で、
C :0.01~0.15%、
Si:0.01~0.50%、
Mn:0.05~0.60%、
Ni:6.0~7.5%、
Cr:0.01~1.00%、
Mo:0.05~0.50%、
P :0.03%以下、
S :0.005%以下、および
N :0.0010~0.0080%を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚方向に1/4深さの位置における、-196℃での深冷処理の前後での残留γ量の減少率が体積率で5%未満、かつ、前記深冷処理後の残留γ量が体積率で0.5%以上である、鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Al:0.008~0.10%、
Cu:0.40%以下、
Nb:0.05%以下、
V :0.05%以下、
Ti:0.03%以下、および
B :0.0030%以下
からなる群より選択される1または2以上を含有する、請求項1に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ca:0.007%以下、
REM:0.010%以下、および
Mg:0.070%以下
からなる群より選択される1または2以上を含有する、請求項1または2に記載の鋼板。
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