JPWO2012005330A1 - Ni添加鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2010年7月9日に、日本に出願された特願2010−156720号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
(1)本発明の一態様に係るNi添加鋼板は、質量%で、C:0.03%以上かつ0.10%以下、Si:0.02%以上かつ0.40%以下、Mn:0.3%以上かつ1.2%以下、Ni:5.0%以上かつ7.5%以下、Cr:0.4%以上かつ1.5%以下、Mo:0.02%以上かつ0.4%以下、Al:0.01%以上かつ0.08%以下、T・O:0.0001%以上かつ0.0050%以下を含有し、P:0.0100%以下、S:0.0035%以下、N:0.0070%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位のNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が2%以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が5.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下である。
本発明を詳細に説明する。
最初に本発明に至った経緯を説明する。本発明者らは、鋼成分中のNiを6%程度に減らした場合に、−160℃程度での耐破壊性能に優れた鋼材を製造する方法を鋭意検討した。この検討の結果、二相域熱処理が重要であることを確認した。しかしながら、二相域熱処理のみでは、鋼材の特性が不十分であり、母材のアレスト性に加え、溶接継手の靭性及びアレスト性と、溶接継手の不安定破壊抑止特性とが劣ることが解った。さらに、本発明者らがこれらの特性を高める検討を鋭意行ったところ、鋼板内部の合金元素の不均一性が、溶接継手の靭性及びアレスト性と、母材のアレスト性とに大きな影響を与えることが明らかになった。合金元素の不均一性が大きい場合、鋼の母材においては、残留オーステナイトの分布が不均一になり、脆性き裂の伝播を停止する性能(アレスト性)が低下する。鋼の溶接継手においては、溶接の熱影響によって二相域温度に加熱された部位の一部に、硬質のマルテンサイトが島状に密集した状態で生成し、脆性き裂の発生を阻止する性能(靭性)および脆性き裂の伝播を停止する性能(アレスト性)が著しく低下する。
そこで、本発明者らは、ミクロ偏析と脆性破壊に対する破壊性能(靭性及びアレスト性)との関係について検討を行った。その結果、ミクロ偏析は、鋼材の板厚全体に生じるため、母材および溶接熱影響部の組織変化を通じて脆性破壊の発生を阻止する性能(靭性)および伝播を停止する性能(アレスト性)に大きな影響を与えるという非常に重要な知見が得られた。このミクロ偏析は、凝固の際、デンドライト二次アーム間の残部溶鋼に合金濃縮部を形成する現象であり、この合金濃縮部は、圧延により引き伸ばされている。本発明者らは、複数回の熱加工処理を所定の条件のもとで実施することにより合金元素の不均一性を低減し、溶接継手の靭性及びアレスト性と、母材のアレスト性とを大幅に向上することに成功した。
図1に、Ni偏析比と−165℃における溶接継手のCTOD値との関係を示す。図1に示すように、Ni偏析比が1.3以下であると、溶接継手のCTOD値が0.3mm以上であり、溶接継手の靭性が優れる。また、図2に、Ni偏析比と板厚に対するき裂突入距離(上述の条件の混成ESSO試験の測定値)の割合との関係を示す。図2に示すように、Ni偏析比が1.3以下であると、亀裂突入距離が板厚の2倍以下になり、溶接継手のアレスト性が優れる。図1のCTOD試験及び図2の混成ESSO試験に使用した溶接継手は、SMAW(Shield Metal Arc Welding)により次のような条件で作製した。すなわち、3.0〜4.0kJ/cmの入熱量、かつ100℃以下の予熱およびパス間温度の条件の立向き溶接でSMAWを行った。なお、ノッチ位置は、ボンド部である。
したがって、本発明の鋼板は、−160℃程度での耐破壊性能に優れ、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができる。特に、本発明の鋼板は、−160℃程度の極低温での耐破壊性能が要求されるLNGタンクとして使用する場合に有効である。
(第一の実施形態)
最初に、第3の熱加工処理(高温二相域処理)について説明する。この熱加工処理は、Ni量を6%程度に低減した鋼において、−160℃程度での母材の靭性およびアレスト性を高めるために必須の工程である。この熱加工処理では、逆変態オーステナイトが、旧オーステナイトの粒界、マルテンサイトのパケット、ブロック、ラスなどの界面に沿って針状、棒状、または板状に生成して組織を微細化する。さらに、この逆変態オーステナイトが旧オーステナイト粒界を覆い尽くすと、焼き戻し脆化感受性が低下するため、母材の靭性およびアレスト性の十分な向上効果を達成できる。さらに、微細な逆変態オーステナイト中に溶質元素が濃化するため、この第3の熱加工処理(高温二相域処理)は、引き続く第4の熱加工処理(低温二相域処理)において極めて熱的に安定なオーステナイトを微細分散させる効果を有する。しかしながら、バンド偏析が低減されていない鋼に対して二相域処理を実施しても、溶質元素の濃度が鋼中でばらついているため、逆変態オーステナイトの分率及び寸法と、逆変態オーステナイト中の溶質濃度とが変動しやすい。そのため、鋼の耐破壊性能の向上効果がばらつき、鋼全体として極めて優れた耐破壊性能を発揮させることができない。したがって、バンド偏析低減処理と高温二相域処理とを組み合わせることにより、6%程度の低いNi量の鋼板に対して−160℃における優れた耐破壊性能(母材の靭性およびアレスト性)を付与することができる。第3の熱加工処理(高温二相域処理)の温度管理は、逆変態オーステナイトの分率やオーステナイト中への溶質の拡散に影響するため極めて重要である。加熱温度が600℃を下回ったり、750℃を超えたりすると、残留オーステナイトの量が2%未満になるため、母材の靭性及びアレスト性が低下する。よって、高温二相域処理における加熱温度は、600℃以上かつ750℃以下である。また、加熱温度が650℃以上かつ700℃以下の場合には、耐破壊性能の向上が一層顕著である。そのため、高温二相域処理の温度は、650℃以上かつ700℃以下であることが好ましい。この第3の熱加工処理では、第2の熱加工処理後の鋼を上記加熱温度に加熱後、水冷あるいは空冷を行う。ここでは、水冷は、鋼板の1/4t部での冷却速度が3℃/s超の冷却である。水冷の冷却速度の上限は、特に制限されない。
このように、第2の熱加工処理では、第1の熱加工処理後の鋼片を上記加熱温度に加熱し、最終1パス前の温度を上記温度範囲に制御して上記圧下比で熱間圧延を行い、直ちに制御冷却を行って上記温度まで冷却する。
このように、第4の熱加工処理では、第3の熱加工処理後の鋼片を上記加熱温度に加熱し、冷却を行う。
以上第一の実施形態について、説明を行った。
(第二の実施形態)
この第二の実施形態における第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)では、熱処理(加熱)に引き続いて熱間圧延(第1の熱間圧延)を行うことで溶質の均一性を一層高め、耐破壊性能を著しく向上させることができる。ここでは、第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)における加熱温度と、保持時間と、熱間圧延の圧下比と、熱間圧延の圧延温度とを規定することが必要になる。加熱温度と保持時間とに関しては、温度が高いほど、保持時間が長いほど拡散によってNi偏析比が小さくなる。本発明者らは、第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)の加熱温度と保持時間との組み合わせがNi偏析比に与える影響を調査した。その結果、1/4t部のNi偏析比が1.3以下である鋼板を得るためには、1250℃以上の加熱温度で8時間以上保持する必要があることを見出した。よって、第1の熱加工処理の加熱温度は、1250℃以上であり、保持時間は、8時間以上である。なお、加熱温度を1380℃以上、保持時間を50時間にすると、生産性が大幅に低下するため、加熱温度を1380℃以下に制限し、保持時間を50時間以下に制限する。なお、加熱温度を1300℃以上にしたり、保持時間を30時間以上にしたりすると、一層Ni偏析比が低減する。そのため、加熱温度は、1300℃以上であることが好ましく、保持時間は、30時間以上であることが好ましい。なお、この保持時間内に熱間圧延が開始されてもよい。
第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)の後、第一の実施形態と同様に、第2の熱加工処理(熱間圧延および制御冷却処理)、第3の熱加工処理(高温二相域処理)及び第4の熱加工処理(低温二相域処理)が行われる。したがって、第2の熱加工処理(熱間圧延および制御冷却処理)、第3の熱加工処理(高温二相域処理)及び第4の熱加工処理(低温二相域処理)の説明を省略する。
第一の実施形態の変形例及び第二の実施形態の変形例では、第2の熱加工処理(熱間圧延および制御冷却処理)において、熱間圧延と、制御冷却との間に、冷却後再加熱を行う。つまり、熱間圧延後空冷し、その後再加熱を行う。再加熱温度が900℃超であると、オーステナイトの粒径が増加して母材靭性が低下する。また、再加熱温度が780℃未満であると、焼入れ性を確保しにくいため、強度が低下する。このため、冷却後再加熱における再加熱温度は、780℃以上かつ900℃以下とする必要がある。
なお、焼き入れ組織を生成させて、母材の強度を十分に確保するために、この冷却後再加熱を行なった後、速やかに制御冷却を行う。制御冷却が水冷で行われる場合、この冷却は、200℃以下で終了することが好ましい。この水冷終了温度の下限は、特に制限されない。
これらの変形例では、第一の実施形態及び第二の実施形態と同様に、第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)、冷却後再加熱を含む第2の熱加工処理(熱間圧延および制御冷却処理)、第3の熱加工処理(高温二相域処理)及び第4の熱加工処理(低温二相域処理)が行われる。したがって、第1の熱加工処理(バンド偏析低減処理)、第3の熱加工処理(高温二相域処理)及び第4の熱加工処理(低温二相域処理)の説明を省略する。
なお、本発明のNi添加鋼板は、図4に概略的に示すような上記実施形態により好適に製造可能であるが、これらの実施形態は、本発明のNi添加鋼板の製造方法の一例を示したに過ぎない。例えば、Ni偏析比、深冷後オーステナイトの量及び平均円相当径、深冷後オーステナイト不均一指数を上述した適切な範囲に制御可能な方法であれば、本発明のNi添加鋼板の製造方法は、特に制限されない。
ここで、混成ESSO試験は、例えば、H.Miyakoshi,N.Ishikura,T.Suzuki and K.Tanaka:Proceedings for Transmission Conf.,Atlanta,1981,American Gas Association,T155−T166のFig.6の混成ESSO試験の概略図に示されるような試験方法である。
なお、実施例6及び比較例6では、第2の熱加工処理における制御冷却、第3の熱加工処理及び第4の熱加工処理における冷却は、空冷である。同様に、実施例17及び比較例17では、第2の熱加工処理における制御冷却は、空冷である。
(1)本発明の一態様に係るNi添加鋼板は、質量%で、C:0.03%以上かつ0.10%以下、Si:0.02%以上かつ0.40%以下、Mn:0.3%以上かつ1.2%以下、Ni:5.0%以上かつ7.5%以下、Cr:0.4%以上かつ1.5%以下、Mo:0.02%以上かつ0.4%以下、Al:0.01%以上かつ0.08%以下、T・O:0.0001%以上かつ0.0050%以下を含有し、P:0.0100%以下、S:0.0035%以下、N:0.0070%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位のNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が2%以上であり、深冷後の残留オーステナイトの最大面積率と最小面積率との比である深冷後オーステナイト不均一指数が5.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下である。
ただし、Ni偏析比は、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた位置を中心に、深さ方向に2mmの長さにわたって2μm間隔ごとにNi量を測定し、これら測定されたNi量の平均をNi量の平均値、Ni量の最大の値から降順に20点目までのデータの平均をNi量の最大値としたとき、前記Ni量の最大値を前記Ni量の平均値で除した値である。
(1)本発明の一態様に係るNi添加鋼板は、質量%で、C:0.03%以上かつ0.10%以下、Si:0.02%以上かつ0.40%以下、Mn:0.3%以上かつ1.2%以下、Ni:5.0%以上かつ7.5%以下、Cr:0.4%以上かつ1.5%以下、Mo:0.02%以上かつ0.4%以下、Al:0.01%以上かつ0.08%以下、T・O:0.0001%以上かつ0.0050%以下を含有し、P:0.0100%以下、S:0.0035%以下、N:0.0070%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位において、質量%基準でNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が2%以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が5.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下である。
ただし、深冷後オーステナイト不均一指数とは、5×5μmを1視野としてオーステナイトの面積率を評価するとし、板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた位置を中心に深さ方向に連続的に当該評価を行い、これら評価したデータのうち、オーステナイトの面積率が最大の値から降順に5点目までのデータの平均を最大面積率、オーステナイトの面積率が最小の値から昇順に5点目までのデータの平均を最小面積率としたとき、前記最大面積率を前記最小面積率で除した値である。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.03%以上かつ0.10%以下、
Si:0.02%以上かつ0.40%以下、
Mn:0.3%以上かつ1.2%以下、
Ni:5.0%以上かつ7.5%以下、
Cr:0.4%以上かつ1.5%以下、
Mo:0.02%以上かつ0.4%以下、
Al:0.01%以上かつ0.08%以下、
T・O:0.0001%以上かつ0.0050%以下
を含有し、
P:0.0100%以下、
S:0.0035%以下、
N:0.0070%以下
に制限し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
板面から深さ方向に板厚の1/4の距離離れた部位のNi偏析比が1.3以下であり、深冷後オーステナイトの量が2%以上であり、深冷後オーステナイト不均一指数が5.0以下であり、深冷後オーステナイトの平均円相当径が1μm以下である
ことを特徴とするNi添加鋼板。 - さらに質量%で、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.05%以下、
Ti:0.05%以下、
V:0.05%以下、
B:0.05%以下、
Ca:0.0040%以下、
Mg:0.0040%以下、
REM:0.0040%以下
のいずれか1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のNi添加鋼板。 - Ni量が、5.3〜7.3%であることを特徴とする請求項1または2に記載のNi添加鋼板。
- 板厚が、4.5〜80mmであることを特徴とする請求項1または2に記載のNi添加鋼板。
- 質量%で、
C:0.03%以上かつ0.10%以下、
Si:0.02%以上かつ0.40%以下、
Mn:0.3%以上かつ1.2%以下、
Ni:5.0%以上かつ7.5%以下、
Cr:0.4%以上かつ1.5%以下、
Mo:0.02%以上かつ0.4%以下、
Al:0.01%以上かつ0.08%以下、
T・O:0.0001%以上かつ0.0050%以下
を含有し、
P:0.0100%以下、
S:0.0035%以下、
N:0.0070%以下
に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を、1250℃以上かつ1380℃以下の加熱温度で8時間以上かつ50時間以下保持した後300℃以下まで空冷する第1の熱加工処理を行い;
前記鋼片を900℃以上かつ1270℃以下に加熱し、最終1パス前の温度を660℃以上かつ900℃以下に制御して2.0以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、速やかに冷却を開始する第2の熱加工処理を行い;
前記鋼片を600℃以上かつ750℃以下に加熱した後冷却する第3の熱加工処理を行い;
前記鋼片を500℃以上かつ650℃以下に加熱した後冷却する第4の熱加工処理を行う;
ことを特徴とするNi添加鋼板の製造方法。 - 前記鋼片は、さらに質量%で、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.05%以下、
Ti:0.05%以下、
V:0.05%以下、
B:0.05%以下、
Ca:0.0040%以下、
Mg:0.0040%以下、
REM:0.0040%以下
のいずれか1種以上を含有することを特徴とする請求項5に記載のNi添加鋼板の製造方法。 - 前記第1の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800℃以上かつ1200℃以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行うことを特徴とする請求項5または6に記載のNi添加鋼板の製造方法。
- 前記第2の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、780℃以上かつ900℃以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項5または6に記載のNi添加鋼板の製造方法。
- 前記第1の熱加工処理では、前記空冷の前に、最終1パス前の温度を800℃以上かつ1200℃以下に制御して1.2以上かつ40以下の圧下比で熱間圧延を行い、前記第2の熱加工処理では、前記熱間圧延の直後に冷却し、780℃以上かつ900℃以下で再加熱を行うことを特徴とする請求項5または6に記載のNi添加鋼板の製造方法。
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