JPWO2019082322A1 - 低温用ニッケル含有鋼 - Google Patents
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Abstract
本発明の一態様に係る低温用ニッケル含有鋼は、化学組成が所定範囲内であり、板厚中心部の金属組織が、2.0〜20.0体積%以下のオーステナイト相を含有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が3.0〜15.0μmであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.0〜2.4であり、板厚が4.5〜30mmであり、板厚に応じて化学成分及び旧オーステナイト粒の平均粒径がさらに限定され、室温での降伏応力が、460〜710MPaであり、室温での引張強さが、560〜810MPaである。
Description
本発明は、低温用ニッケル含有鋼、すなわち−253℃付近での低温用途に好適なニッケル(Ni)を含有する鋼に関するものである。
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、優れた低温靱性が求められ、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。オーステナイト系ステンレス鋼は十分な低温靱性を有するが、汎用材の室温での降伏応力は200MPa程度である。
強度が不十分な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30mm超にする必要があるため、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、室温での0.2%耐力が450MPaの板厚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(例えば、特許文献1、参照)。
また、代表的な液化ガスである液化天然ガス(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鋼が使用されている。LNGは液体水素に比べて高温であるとはいえ、9%Ni鋼は優れた低温靱性を有しており、従来から、LNGタンクに適した種々の9%Ni鋼や、7%Ni鋼が提案されている(例えば、特許文献2〜4、参照)。また、9%Ni鋼は、室温での降伏強度を590MPa以上にすることも可能であり、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%として低温靱性を確保している。
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、歪時効後の−196℃での低温靱性に優れた板厚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り、歪時効後の低温靱性を確保している。
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靱性にも優れる、6mm厚の低温用薄物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℃での低温靱性を確保している。
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、熱膨張係数がフェライト系の9%Ni鋼に比較して大きい。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9%Ni鋼が有利である。一方、特許文献2〜4に開示された9%Ni鋼や、7%Ni鋼は、本発明者らによる検討では、液体水素の液化温度である−253℃では十分な靱性が得られていない。
本発明は、このような実情に鑑み、−253℃付近の低温において十分な靱性を有すると共に、室温での降伏応力が460MPa以上且つ室温での引張強さが560MPa以上である低温用ニッケル含有鋼の提供を課題としてなされたものである。
本発明者らは、Niの含有量を従来の9%Niよりも高めた鋼の、−253℃付近の低温における靱性と、室温での引張強さ及び降伏応力とについて数多くの検討を実施した。その結果、低温靱性の確保には、Siの含有量を制限し、Mnの含有量を厳格に制限するとともに、オーステナイトの体積分率と、旧オーステナイト粒の平均粒径と平均アスペクト比とを最適に制御することが必要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:0.030〜0.070%、Si:0.03〜0.30%、Mn:0.20〜0.80%、Ni:10.5〜12.4%、Al:0.010〜0.060%、N:0.0015〜0.0060%、O:0.0007〜0.0030%Cu:0〜0.50%、Cr:0〜0.50%、Mo:0〜0.40%、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:0.0080%以下、S:0.0040%以下、及び残部:Fe及び不純物であり、板厚中心部の金属組織が、2.0〜20.0体積%のオーステナイト相を含有し、前記板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径が3.0〜15.0μmであり、前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.0〜2.4であり、板厚が4.5〜30mmであり、前記板厚が20mm超である場合、Ni:11.5%以上であり、前記板厚が20mm以下且つNi:11.5%未満である場合、C:0.060%以下、Si:0.19%以下、Mn:0.30〜0.50%、Al:0.050%以下、N:0.0050%以下、Cr:0.35%以下、Nb:0.015%以下、V:0.060%以下、Ti:0.015%以下、P:0.0060%以下、及びS:0.0030%以下であり、且つ前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が8.0μm以下であり、室温での降伏応力が、460〜710MPaであり、前記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では、Ni:11.5%以上であり、Mn:0.50%以下であってもよい。
(3)上記(1)又は(2)に記載の低温用ニッケル含有鋼では、Ni:11.5%以上であり、前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が9.0μm以下であってもよい。
(4)上記(1)〜(3)の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼では、前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜8.0μmであってもよい。
(5)上記(1)〜(3)の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼では、前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜5.0μmであってもよい。
(2)上記(1)に記載の低温用ニッケル含有鋼では、Ni:11.5%以上であり、Mn:0.50%以下であってもよい。
(3)上記(1)又は(2)に記載の低温用ニッケル含有鋼では、Ni:11.5%以上であり、前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が9.0μm以下であってもよい。
(4)上記(1)〜(3)の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼では、前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜8.0μmであってもよい。
(5)上記(1)〜(3)の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼では、前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜5.0μmであってもよい。
本発明によれば、液体水素タンクなどの用途に十分な極低温靱性を有すると共に、室温で十分な降伏応力及び引張強さ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。したがって、例えば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、大型タンクの設計を簡素化し、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。
従来の低温用鋼(例えば9%Ni鋼)の靱性は、−165℃、又は−196℃において評価されていたが、本実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼(以下、単に「Ni鋼」と略す)における靱性評価温度は、従来鋼のものよりも大幅に低温である。
本発明者らは、Ni鋼の−253℃における靱性に及ぼす成分含有量、及び金属組織等の影響を明らかにするために数多くの検討を実施した。そして、従来の知見によれば低温靱性を高めるためにはNi含有量の増大が有効であるとされてきたが、本発明者らの検討の結果、従来の9%Ni鋼に対して、単にNi量を増加させる変更を行っても、低温での靱性が十分向上しないことがわかった。
なお、−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。
本発明者らは、Ni鋼の−253℃における靱性に及ぼす成分含有量、及び金属組織等の影響を明らかにするために数多くの検討を実施した。そして、従来の知見によれば低温靱性を高めるためにはNi含有量の増大が有効であるとされてきたが、本発明者らの検討の結果、従来の9%Ni鋼に対して、単にNi量を増加させる変更を行っても、低温での靱性が十分向上しないことがわかった。
なお、−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。
更に、本発明者らは、Ni鋼の極低温における靱性(以下、「極低温靱性」という。)を高める別の方法を検討した。その結果、Ni含有量を高めることに加えて、(a)Cの含有量を0.030〜0.070%にすること、(b)Siの含有量を0.03〜0.30%にすること、(c)Mnの含有量を0.20〜0.80%にすること、(d)P含有量を0.0080%以下とすること、(e)旧オーステナイト粒の平均粒径及び平均アスペクト比を制御すること、及び(f)オーステナイト相の体積分率を制御することが、極低温での低温靱性の確保のために必要であると判明した。更に、(g)平均有効結晶粒径を制御すること、により、極低温での低温靱性が一層向上するという知見も得られた。また、Ni鋼の板厚が20mm以下であり、且つ上述の諸条件等を一層厳格に制限した場合、Ni含有量を若干減少させて原料コストを削減可能であることも見出された。
以下、本実施形態に係るNi鋼について説明する。
なお、本実施形態に係るNi鋼のNi含有量は、板厚に応じて変更する必要がある。板厚が大きい場合(即ち板厚が20mm超である場合)、再加熱焼入れ時の冷却速度が遅くなるので、熱処理を通じた低温靱性の確保が難しくなる。従って、板厚が20mm超である場合、低温靱性を確保するための元素であるNi含有量を11.5%以上にしなければならない。一方、板厚が20mm以下である場合、熱処理を通じた低温靱性の確保が容易になるので、Ni含有量を11.5%未満に抑制しながら十分な低温靱性をNi鋼に付与することが可能となる。なお、当然のことながら、本実施形態に係るNi鋼において板厚を20mm以下とし、且つNi含有量を11.5%以上としてもよい。
ただし、板厚が20mm以下且つNi:11.5%未満である場合(以下「Ni含有量が低い場合」と略すことがある)、Ni含有量以外の低温靱性に影響を及ぼす要素(C、Si、Mn、Al、N、Cr、Nb、V、Ti、P、及びSの含有量、並びに旧オーステナイト粒の平均粒径)が、Ni:11.5%以上である場合よりも厳格に制御される必要がある。
上述の事情により、Ni含有量、及び板厚に応じて一層の限定が必要とされる要件に関しては、その旨を適宜説明する。
なお、本実施形態に係るNi鋼のNi含有量は、板厚に応じて変更する必要がある。板厚が大きい場合(即ち板厚が20mm超である場合)、再加熱焼入れ時の冷却速度が遅くなるので、熱処理を通じた低温靱性の確保が難しくなる。従って、板厚が20mm超である場合、低温靱性を確保するための元素であるNi含有量を11.5%以上にしなければならない。一方、板厚が20mm以下である場合、熱処理を通じた低温靱性の確保が容易になるので、Ni含有量を11.5%未満に抑制しながら十分な低温靱性をNi鋼に付与することが可能となる。なお、当然のことながら、本実施形態に係るNi鋼において板厚を20mm以下とし、且つNi含有量を11.5%以上としてもよい。
ただし、板厚が20mm以下且つNi:11.5%未満である場合(以下「Ni含有量が低い場合」と略すことがある)、Ni含有量以外の低温靱性に影響を及ぼす要素(C、Si、Mn、Al、N、Cr、Nb、V、Ti、P、及びSの含有量、並びに旧オーステナイト粒の平均粒径)が、Ni:11.5%以上である場合よりも厳格に制御される必要がある。
上述の事情により、Ni含有量、及び板厚に応じて一層の限定が必要とされる要件に関しては、その旨を適宜説明する。
まず、本実施形態に係るNi鋼の成分組成について説明する。なお、含有量の%は、特に説明がない限り、質量%を意味する。
(C:0.030〜0.070%)
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。C含有量が0.030%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Ni鋼の極低温靱性が低下することがある。そのため、Ni鋼のC含有量の下限は0.030%とする。好ましいC含有量の下限は0.035%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り、このセメンタイトが粒界での破壊を引き起こし、Ni鋼の極低温靱性を低下させる。そのため、C含有量の上限を0.070%とする。好ましいC含有量の上限は0.060%、より好ましくは0.050%であり、更に好ましいC含有量の上限は0.045%である。
Ni含有量が少ない場合、C含有量を0.060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいC含有量の上限は0.055%、0.050%、又は0.045%である。Ni含有量が少ないNi鋼のC含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
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。C含有量が0.030%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Ni鋼の極低温靱性が低下することがある。そのため、Ni鋼のC含有量の下限は0.030%とする。好ましいC含有量の下限は0.035%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り、このセメンタイトが粒界での破壊を引き起こし、Ni鋼の極低温靱性を低下させる。そのため、C含有量の上限を0.070%とする。好ましいC含有量の上限は0.060%、より好ましくは0.050%であり、更に好ましいC含有量の上限は0.045%である。
Ni含有量が少ない場合、C含有量を0.060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいC含有量の上限は0.055%、0.050%、又は0.045%である。Ni含有量が少ないNi鋼のC含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(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、Ni鋼のSi含有量の下限は0.03%とする。好ましいSi含有量の下限は0.05%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、このセメンタイトが粒界での破壊を引き起こし、Ni鋼の極低温靱性を低下させる。したがって、Si含有量の上限を0.30%に制限することは、極低温での靱性を確保するために、極めて重要である。好ましいSi含有量の上限は0.20%、より好ましくは0.15%であり、更に好ましいSi含有量の上限は0.10%である。
Ni含有量が少ない場合、Si含有量を0.19%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいSi含有量の上限は0.16%、0.13%、又は0.10%以下である。Ni含有量が少ないNi鋼のSi含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
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、Ni鋼のSi含有量の下限は0.03%とする。好ましいSi含有量の下限は0.05%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、このセメンタイトが粒界での破壊を引き起こし、Ni鋼の極低温靱性を低下させる。したがって、Si含有量の上限を0.30%に制限することは、極低温での靱性を確保するために、極めて重要である。好ましいSi含有量の上限は0.20%、より好ましくは0.15%であり、更に好ましいSi含有量の上限は0.10%である。
Ni含有量が少ない場合、Si含有量を0.19%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいSi含有量の上限は0.16%、0.13%、又は0.10%以下である。Ni含有量が少ないNi鋼のSi含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(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、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靱性が低下することがある。そのため、Mn含有量の下限を0.20%とする。好ましいMn含有量の下限は0.30%、0.28%、又は0.25%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や粗大に析出するMnSが、粒界での破壊を引き起こし、極低温靱性を低下させる。したがって、Mn含有量の上限を0.80%に制限することも、極低温での靱性を確保するために、極めて重要である。好ましいMn含有量の上限は0.60%、より好ましくは0.50%である。
Ni含有量が少ない場合、Mn含有量を0.30〜0.50%とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいMn含有量の下限は0.35%以上である。Ni含有量が少ない場合、好ましいMn含有量の上限は0.45%、又は0.40%である。
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、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靱性が低下することがある。そのため、Mn含有量の下限を0.20%とする。好ましいMn含有量の下限は0.30%、0.28%、又は0.25%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や粗大に析出するMnSが、粒界での破壊を引き起こし、極低温靱性を低下させる。したがって、Mn含有量の上限を0.80%に制限することも、極低温での靱性を確保するために、極めて重要である。好ましいMn含有量の上限は0.60%、より好ましくは0.50%である。
Ni含有量が少ない場合、Mn含有量を0.30〜0.50%とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいMn含有量の下限は0.35%以上である。Ni含有量が少ない場合、好ましいMn含有量の上限は0.45%、又は0.40%である。
(Ni:10.5〜12.4%)
Niは、極低温靱性を確保するために必須の元素である。Ni含有量が10.5%未満であると、極低温での靱性が不足する。そのため、Ni含有量の下限を10.5%とする。好ましいNi含有量の下限は10.8%、11.0%、又は11.5%である。しかし、Niは高価な元素であり、12.4%超含有すると経済性を損なうため、Ni含有量を12.4%以下に制限する。Ni含有量の上限を12.2%、12.0%、又は11.8%としてもよい。板厚が20mm以下である場合、Ni含有量の上限を11.3%、11.1%、又は10.9%としてもよい。
板厚が20mm超である場合、Ni含有量を11.5%以上とする必要がある。板厚が20mm超である場合、好ましいNi含有量の下限値は11.8%、又は12.0%である。板厚が20mm超であるNi鋼のNi含有量の上限値、及び好ましい上限値は、板厚が20mm以下のNi鋼のものと同じ値としてもよい。
Niは、極低温靱性を確保するために必須の元素である。Ni含有量が10.5%未満であると、極低温での靱性が不足する。そのため、Ni含有量の下限を10.5%とする。好ましいNi含有量の下限は10.8%、11.0%、又は11.5%である。しかし、Niは高価な元素であり、12.4%超含有すると経済性を損なうため、Ni含有量を12.4%以下に制限する。Ni含有量の上限を12.2%、12.0%、又は11.8%としてもよい。板厚が20mm以下である場合、Ni含有量の上限を11.3%、11.1%、又は10.9%としてもよい。
板厚が20mm超である場合、Ni含有量を11.5%以上とする必要がある。板厚が20mm超である場合、好ましいNi含有量の下限値は11.8%、又は12.0%である。板厚が20mm超であるNi鋼のNi含有量の上限値、及び好ましい上限値は、板厚が20mm以下のNi鋼のものと同じ値としてもよい。
(Al:0.010〜0.060%)
Alは、主に脱酸に使用される元素である。また、AlはAlNを形成し、金属組織の微細化や、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与する。Al含有量が0.010%未満では、脱酸の効果、並びに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含有量の下限を0.010%とする。Al含有量の下限は0.015%以上が好ましく、より好ましくは0.020%以上とする。
しかし、Al含有量が0.060%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Al含有量の上限を0.060%とする。より好ましいAl含有量の上限は0.040%、又は0.035%である。
Ni含有量が少ない場合、Al含有量を0.050%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいAl含有量の上限値は0.040%、又は0.020%である。Ni含有量が少ないNi鋼のAl含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Alは、主に脱酸に使用される元素である。また、AlはAlNを形成し、金属組織の微細化や、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与する。Al含有量が0.010%未満では、脱酸の効果、並びに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含有量の下限を0.010%とする。Al含有量の下限は0.015%以上が好ましく、より好ましくは0.020%以上とする。
しかし、Al含有量が0.060%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Al含有量の上限を0.060%とする。より好ましいAl含有量の上限は0.040%、又は0.035%である。
Ni含有量が少ない場合、Al含有量を0.050%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいAl含有量の上限値は0.040%、又は0.020%である。Ni含有量が少ないNi鋼のAl含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(N:0.0015〜0.0060%)
Nは、結晶粒を微細化する窒化物の形成に寄与する。N含有量を0.0015%未満へ低減すると、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が不足し、オーステナイト粒が粗大化して、Ni鋼の極低温靱性が低下する場合がある。このため、N含有量は、0.0015%以上とし、好ましくは0.0020%以上、又は0.0025%以上としてもよい。
一方、N含有量が0.0060%を超えると固溶Nの増加、及びAlNの粗大化が生じるので、極低温での靱性が低下する。このため、N含有量を0.0060%以下とし、好ましくは0.0050%以下、より好ましくは0.0040%以下又は0.0035%以下とする。
Ni含有量が少ない場合、N含有量を0.0050%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいN含有量の上限値は0.0040%、又は0.0030%である。Ni含有量が少ないNi鋼のN含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Nは、結晶粒を微細化する窒化物の形成に寄与する。N含有量を0.0015%未満へ低減すると、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が不足し、オーステナイト粒が粗大化して、Ni鋼の極低温靱性が低下する場合がある。このため、N含有量は、0.0015%以上とし、好ましくは0.0020%以上、又は0.0025%以上としてもよい。
一方、N含有量が0.0060%を超えると固溶Nの増加、及びAlNの粗大化が生じるので、極低温での靱性が低下する。このため、N含有量を0.0060%以下とし、好ましくは0.0050%以下、より好ましくは0.0040%以下又は0.0035%以下とする。
Ni含有量が少ない場合、N含有量を0.0050%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいN含有量の上限値は0.0040%、又は0.0030%である。Ni含有量が少ないNi鋼のN含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(O:0.0007〜0.0030%)
Oは、不純物であり、O含有量が0.0030%を超えるとAl2O3のクラスターが増加し、極低温での靱性が低下する場合がある。そのため、O含有量の上限を0.0030%とする。好ましいO含有量の上限は0.0025%であり、より好ましくは0.0020%、更に好ましくは0.0015%とする。O含有量は少ないほうが望ましいが、0.0007%未満へのO含有量の低減はコスト上昇を伴う場合がある。そのため、O含有量の下限を0.0007%とする。O含有量の下限を0.0008%、又は0.0010%としてもよい。O含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
Oは、不純物であり、O含有量が0.0030%を超えるとAl2O3のクラスターが増加し、極低温での靱性が低下する場合がある。そのため、O含有量の上限を0.0030%とする。好ましいO含有量の上限は0.0025%であり、より好ましくは0.0020%、更に好ましくは0.0015%とする。O含有量は少ないほうが望ましいが、0.0007%未満へのO含有量の低減はコスト上昇を伴う場合がある。そのため、O含有量の下限を0.0007%とする。O含有量の下限を0.0008%、又は0.0010%としてもよい。O含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
(P:0.0080%以下)
Pは、旧オーステナイト粒界での粒界脆化をもたらし、極低温靱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0.0080%を超えると、極低温での靱性が低下する場合がある。したがって、P含有量を0.0080%以下に制限する。P含有量の上限は、好ましくは、0.0060%、より好ましくは、0.0040%、更に好ましくは、0.0030%である。
Pは溶鋼製造時に不純物として溶鋼に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。ただし、P含有量を過剰に低減すると、製造コストが上昇する場合がある。そのため、P含有量の下限を0.0002%、0.0005%、又は0.0008%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、P含有量を0.0060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいP含有量の上限値は0.0050%、0.0040%、又は0.0030%である。Ni含有量が少ないNi鋼のP含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Pは、旧オーステナイト粒界での粒界脆化をもたらし、極低温靱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0.0080%を超えると、極低温での靱性が低下する場合がある。したがって、P含有量を0.0080%以下に制限する。P含有量の上限は、好ましくは、0.0060%、より好ましくは、0.0040%、更に好ましくは、0.0030%である。
Pは溶鋼製造時に不純物として溶鋼に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。ただし、P含有量を過剰に低減すると、製造コストが上昇する場合がある。そのため、P含有量の下限を0.0002%、0.0005%、又は0.0008%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、P含有量を0.0060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいP含有量の上限値は0.0050%、0.0040%、又は0.0030%である。Ni含有量が少ないNi鋼のP含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(S:0.0040%以下)
Sは、MnSを形成し、これが脆性破壊の発生起点となる場合があるので、極低温靱性に有害な元素である。S含有量が0.0040%を超えると、極低温での靱性が低下する場合がある。そのため、S含有量を0.0040%以下に制限する。S含有量の上限は、好ましくは0.0030%、より好ましくは、0.0020%、更に好ましくは、0.0010%である。
Sは溶鋼製造時に不純物として溶鋼に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。ただし、S含有量を過剰に低減すると、製造コストが上昇する場合がある。そのため、S含有量の下限を0.0002%、0.0005%、又は0.0008%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、S含有量を0.0030%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいS含有量の上限値は0.0010%、0.0015%、又は0.0010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のS含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Sは、MnSを形成し、これが脆性破壊の発生起点となる場合があるので、極低温靱性に有害な元素である。S含有量が0.0040%を超えると、極低温での靱性が低下する場合がある。そのため、S含有量を0.0040%以下に制限する。S含有量の上限は、好ましくは0.0030%、より好ましくは、0.0020%、更に好ましくは、0.0010%である。
Sは溶鋼製造時に不純物として溶鋼に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。ただし、S含有量を過剰に低減すると、製造コストが上昇する場合がある。そのため、S含有量の下限を0.0002%、0.0005%、又は0.0008%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、S含有量を0.0030%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいS含有量の上限値は0.0010%、0.0015%、又は0.0010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のS含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(Cu:0〜0.50%)
Cuは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるので、本実施形態に係るNi鋼はCuを含有してもよい。ただし、Cu含有量が0.50%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、Cu含有量の上限を0.50%とする。Cu含有量の上限は、好ましくは0.40%、より好ましくは0.30%、更に好ましくは0.20%である。
Cuは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Cu含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。Cu含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
Cuは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるので、本実施形態に係るNi鋼はCuを含有してもよい。ただし、Cu含有量が0.50%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、Cu含有量の上限を0.50%とする。Cu含有量の上限は、好ましくは0.40%、より好ましくは0.30%、更に好ましくは0.20%である。
Cuは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Cu含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。Cu含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
(Cr:0〜0.50%)
Crは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるので、本実施形態に係るNi鋼はCrを含有してもよい。ただし、Cr含有量が0.50%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、Cr含有量の上限を0.35%とする。Cr含有量の上限は、好ましくは0.30%、より好ましくは0.20%、更に好ましくは0.10%である。
Crは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Cr含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Cr含有量を0.35%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいCr含有量の上限値は0.30%、0.25%、又は0.20%である。Ni含有量が少ないNi鋼のCr含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Crは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるので、本実施形態に係るNi鋼はCrを含有してもよい。ただし、Cr含有量が0.50%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、Cr含有量の上限を0.35%とする。Cr含有量の上限は、好ましくは0.30%、より好ましくは0.20%、更に好ましくは0.10%である。
Crは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Cr含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Cr含有量を0.35%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいCr含有量の上限値は0.30%、0.25%、又は0.20%である。Ni含有量が少ないNi鋼のCr含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(Mo:0〜0.40%)
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ので、本実施形態に係るNi鋼はMoを含有してもよい。ただし、Moは高価な元素であり、Mo含有量が0.40%を超えると経済性を損なう。そのため、Mo含有量を0.40%以下に制限する。
Moは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Mo含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。Mo含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
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ので、本実施形態に係るNi鋼はMoを含有してもよい。ただし、Moは高価な元素であり、Mo含有量が0.40%を超えると経済性を損なう。そのため、Mo含有量を0.40%以下に制限する。
Moは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Mo含有量の下限値を0.02%、0.05%、又は0.10%としてもよい。Mo含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
(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、金属組織の微細化による極低温靱性の向上効果も有するので、本実施形態に係るNi鋼はNbを含有してもよい。ただし、Nb含有量が0.020%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Nb含有量の上限を0.020%とする。Nb含有量の上限は、好ましくは0.015%、より好ましくは0.010%である。
Nbは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Nb含有量の下限値を0.002%、又は0.005%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Nb含有量を0.015%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいNb含有量の上限値は0.012%、又は0.010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のNb含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Nbは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、金属組織の微細化による極低温靱性の向上効果も有するので、本実施形態に係るNi鋼はNbを含有してもよい。ただし、Nb含有量が0.020%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Nb含有量の上限を0.020%とする。Nb含有量の上限は、好ましくは0.015%、より好ましくは0.010%である。
Nbは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Nb含有量の下限値を0.002%、又は0.005%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Nb含有量を0.015%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいNb含有量の上限値は0.012%、又は0.010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のNb含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(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ので、本実施形態に係るNi鋼はVを含有してもよい。しかし、V含有量が0.080%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、V含有量の上限を0.080%とする。V含有量の上限は、好ましくは0.060%、より好ましくは0.040%である。
Vは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。V含有量の下限値を0.002%、0.005%、又は0.010%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、V含有量を0.060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいV含有量の上限値は0.050%、又は0.040%である。Ni含有量が少ないNi鋼のV含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Vは、室温での降伏応力を上昇させる元素であるので、本実施形態に係るNi鋼はVを含有してもよい。しかし、V含有量が0.080%を超えると極低温における靱性が低下する。そのため、V含有量の上限を0.080%とする。V含有量の上限は、好ましくは0.060%、より好ましくは0.040%である。
Vは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。V含有量の下限値を0.002%、0.005%、又は0.010%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、V含有量を0.060%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいV含有量の上限値は0.050%、又は0.040%である。Ni含有量が少ないNi鋼のV含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(Ti:0〜0.020%)
Tiは、TiNを形成し、金属組織の微細化や、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与するので、本実施形態に係るNi鋼はTiを含有してもよい。しかし、Ti含有量が0.020%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Ti含有量の上限を0.020%とする。好ましいTi含有量の上限は0.015%であり、より好ましい上限は0.010%である。
Tiは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Ti含有量の下限値を0.001%、0.002%、又は0.005%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Ti含有量を0.015%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいTi含有量の上限値は0.012%、又は0.010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のTi含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
Tiは、TiNを形成し、金属組織の微細化や、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与するので、本実施形態に係るNi鋼はTiを含有してもよい。しかし、Ti含有量が0.020%を超えると、極低温における靱性が低下する。そのため、Ti含有量の上限を0.020%とする。好ましいTi含有量の上限は0.015%であり、より好ましい上限は0.010%である。
Tiは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。Ti含有量の下限値を0.001%、0.002%、又は0.005%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、Ti含有量を0.015%以下とする必要がある。Ni含有量が少ない場合、好ましいTi含有量の上限値は0.012%、又は0.010%である。Ni含有量が少ないNi鋼のTi含有量の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
以下に説明されるB、Ca、REM、Sb、Sn、As、Co、Zn、及びWの含有量の上下限値、及び好ましい上下限値は、板厚及びNi含有量に関わらず同じ値とされる。
(B:0〜0.0020%)
Bは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、また、BNを形成し、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与するので、本実施形態に係るNi鋼はBを含有してもよい。しかし、Bを0.0020%超含有すると、極低温における靱性が低下するので、B含有量の上限を0.0020%とする。B含有量の上限は、好ましくは0.0015%であり、より好ましくは0.0012%、更に好ましくは0.0010%である。
Bは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。B含有量の下限値を0.0001%、0.0002%、又は0.0005%としてもよい。
Bは、室温での降伏応力を上昇させる元素であり、また、BNを形成し、極低温靱性を低下させる固溶Nの低減にも寄与するので、本実施形態に係るNi鋼はBを含有してもよい。しかし、Bを0.0020%超含有すると、極低温における靱性が低下するので、B含有量の上限を0.0020%とする。B含有量の上限は、好ましくは0.0015%であり、より好ましくは0.0012%、更に好ましくは0.0010%である。
Bは溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。B含有量の下限値を0.0001%、0.0002%、又は0.0005%としてもよい。
(Ca:0〜0.0040%)
Caは、熱間圧延により延伸して極低温靱性への有害性が高まりやすい介在物であるMnSを、CaSとして球状化させるので、極低温靱性の向上に有効である。そのため、本実施形態に係るNi鋼はCaを含有してもよい。しかし、Ca含有量が0.0040%を超えると、Caを含有する酸硫化物が粗大化して、この酸硫化物が極低温におけるNi鋼の靱性を低下させる。このため、Ca含有量の上限を0.0040%に制限し、好ましくは0.0030%とする。
Caは、溶鋼製造時に不純物としてNi鋼に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。Ca含有量の下限値を0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
Caは、熱間圧延により延伸して極低温靱性への有害性が高まりやすい介在物であるMnSを、CaSとして球状化させるので、極低温靱性の向上に有効である。そのため、本実施形態に係るNi鋼はCaを含有してもよい。しかし、Ca含有量が0.0040%を超えると、Caを含有する酸硫化物が粗大化して、この酸硫化物が極低温におけるNi鋼の靱性を低下させる。このため、Ca含有量の上限を0.0040%に制限し、好ましくは0.0030%とする。
Caは、溶鋼製造時に不純物としてNi鋼に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。Ca含有量の下限値を0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
(REM:0〜0.0050%)
REM(希土類金属元素)は、Sc、Yおよびランタノイドからなる合計17元素を指し、REMの含有量とは、これらの17元素の合計含有量を意味する。REMは、Caと同様に、熱間圧延によって延伸して極低温靱性への有害性が高まりやすい介在物であるMnSを、REMの酸硫化物として球状化し、極低温靱性の向上に有効である。そのため、本実施形態に係るNi鋼はREMを含有してもよい。しかし、REM含有量が0.0050%を超えると、REMを含有する酸硫化物が粗大化して、この酸硫化物が極低温におけるNi鋼の靱性を低下させる。このため、REM含有量の上限を0.0050%に制限し、好ましくは0.0040%とする。
REMは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。REM含有量の下限値を0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
REM(希土類金属元素)は、Sc、Yおよびランタノイドからなる合計17元素を指し、REMの含有量とは、これらの17元素の合計含有量を意味する。REMは、Caと同様に、熱間圧延によって延伸して極低温靱性への有害性が高まりやすい介在物であるMnSを、REMの酸硫化物として球状化し、極低温靱性の向上に有効である。そのため、本実施形態に係るNi鋼はREMを含有してもよい。しかし、REM含有量が0.0050%を超えると、REMを含有する酸硫化物が粗大化して、この酸硫化物が極低温におけるNi鋼の靱性を低下させる。このため、REM含有量の上限を0.0050%に制限し、好ましくは0.0040%とする。
REMは、溶鋼の製造時に不純物としてNi鋼に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。REM含有量の下限値を0.0005%、0.0010%、又は0.0015%としてもよい。
本実施形態に係るNi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Ni鋼に混入する成分であって、本実施形態に係るNi鋼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、本実施形態に係るNi鋼においては、不純物のうち、P及びSについては、上述のように、上限を規定する必要がある。また、本実施形態に係るNi鋼は、上記成分の他に、鋼材自体の強度、極低温靱性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不純物として、例えば以下の合金元素を含有してもよい。
Sbは、極低温靱性を損なう。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%以下であることが最も好ましい。
Snは、極低温靱性を損なう。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%以下であることが最も好ましい。
Asは、極低温靱性を損なう。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%以下であることが最も好ましい。
また、上記成分の上記効果を十分に発揮させるために、Co、Zn及び/又はWの含有量を、それぞれ0.01%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、又は下限が0%である合金元素(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、その含有量が上述の規定範囲内にあれば、その極低温用鋼(鋼材)は、本実施形態に係るNi鋼であると解釈される。
次に、本実施形態に係るNi鋼の金属組織について説明する。なお、Ni含有量、及び板厚に応じた一層の限定が必要とされる要件に関しては、その旨を適宜説明することとする。
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、靱性が低下しやすいことを新たに見出した。本実施形態に係るNi鋼は、熱間圧延後に、水冷又は空冷し、再加熱焼入れ、中間熱処理、焼戻しという熱処理を施して製造されるが、ここで述べる旧オーステナイト粒界とは、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である。この、再加熱焼入れの加熱の時に存在していた旧オーステナイト粒界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、及びSiが偏析しており、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、−253℃での靱性を損なうと考えられる。
なお、中間熱処理時にも新たに旧オーステナイト粒界が生成するが、本実施形態に係るNi鋼の製造における、中間熱処理の温度は、610〜650℃と低く、新たな旧オーステナイト粒には粗大なものが非常に少ない。粗大では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ので、これらの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。
このため、極低温靱性の確保のためには、粗大な旧オーステナイト粒を制御することが実質的に重要である。したがって、本実施形態に係るNi鋼において、旧オーステナイト粒の粒径又は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対象とする。本実施形態では旧オーステナイト粒界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、極低温靱性を損なわない旧オーステナイト粒であると判断する。旧オーステナイト粒の平均粒径又は平均アスペクト比を測定する際、粒径が2.0μm未満の旧オーステナイト粒は除外する。本実施形態に係るNi鋼において、「旧オーステナイト粒の平均粒径」とは、粒径が2.0μm以上の旧オーステナイト粒それぞれの粒径の平均値を意味し、「旧オーステナイト粒の平均アスペクト比」とは、粒径が2.0μm以上の旧オーステナイト粒それぞれのアスペクト比の平均値を意味する。
このため、極低温靱性の確保のためには、粗大な旧オーステナイト粒を制御することが実質的に重要である。したがって、本実施形態に係るNi鋼において、旧オーステナイト粒の粒径又は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対象とする。本実施形態では旧オーステナイト粒界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、極低温靱性を損なわない旧オーステナイト粒であると判断する。旧オーステナイト粒の平均粒径又は平均アスペクト比を測定する際、粒径が2.0μm未満の旧オーステナイト粒は除外する。本実施形態に係るNi鋼において、「旧オーステナイト粒の平均粒径」とは、粒径が2.0μm以上の旧オーステナイト粒それぞれの粒径の平均値を意味し、「旧オーステナイト粒の平均アスペクト比」とは、粒径が2.0μm以上の旧オーステナイト粒それぞれのアスペクト比の平均値を意味する。
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、(A)C含有量を0.070%以下とすること(ただし、Ni含有量が11.5%以上である場合であり、(B)〜(F)についても同様。)、(B)Mn含有量を0.80%以下とすること、(C)P含有量を0.0080%以下とすること、(D)Si含有量を0.30%以下とすること、(E)旧オーステナイト粒の平均粒径を15.0μm以下とすること、(F)旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を2.4以下に抑制すること、の6つの条件を同時に満足した時に、旧オーステナイト粒界での破壊が抑制され、極低温での靱性が確保できることを本発明者らは見出した。なお、板厚を20mm以下とし、且つ(A)〜(F)の条件を一層厳格に制御すれば、Ni含有量を11.5%未満に削減することができるので、原料コストを低減可能である。
このように、極低温では、粗大な旧オーステナイト粒界のような、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セメンタイト、並びにMn及びPの偏析を抑制することで、粗大な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含有量とSi含有量との増加、及び、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の細粒化が、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必要となる。
(板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径:3.0〜15.0μm)
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径は3.0〜15.0μmとする必要がある。本実施形態において、特に断りが無い限り、旧オーステナイト粒の平均粒径とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。旧オーステナイト粒の平均粒径が15.0μm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り、また、粒界でのMn及びPの濃度が上昇する。粗大なセメンタイトの析出、並びにMn及び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く場合がある。また、Mn及びPの偏析箇所、並びに粗大セメンタイトが脆性破壊の発生の起点となる場合もある。このように、旧オーステナイト粒の平均粒径の増大は、極低温での靱性を低下させるので、旧オーステナイト粒の平均粒径の上限を15.0μmとする。旧オーステナイト粒の平均粒径の上限を12.0μm、10.0μm、9.0μm、8.0μm、又は7.5μmとしてもよい。旧オーステナイト粒の平均粒径を3.0μm未満に細粒化するためには、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手段が必要とされるので、旧オーステナイト粒の平均粒径の下限を3μmとする。
Ni含有量が少ない場合、旧オーステナイト粒の平均粒径を8.0μm以下とする必要がある。必要に応じて、その上限を7.0μm、又は6.0μmとしてもよい。Ni含有量が少ないNi鋼の旧オーステナイト粒の平均粒径の下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径は3.0〜15.0μmとする必要がある。本実施形態において、特に断りが無い限り、旧オーステナイト粒の平均粒径とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。旧オーステナイト粒の平均粒径が15.0μm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り、また、粒界でのMn及びPの濃度が上昇する。粗大なセメンタイトの析出、並びにMn及び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く場合がある。また、Mn及びPの偏析箇所、並びに粗大セメンタイトが脆性破壊の発生の起点となる場合もある。このように、旧オーステナイト粒の平均粒径の増大は、極低温での靱性を低下させるので、旧オーステナイト粒の平均粒径の上限を15.0μmとする。旧オーステナイト粒の平均粒径の上限を12.0μm、10.0μm、9.0μm、8.0μm、又は7.5μmとしてもよい。旧オーステナイト粒の平均粒径を3.0μm未満に細粒化するためには、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手段が必要とされるので、旧オーステナイト粒の平均粒径の下限を3μmとする。
Ni含有量が少ない場合、旧オーステナイト粒の平均粒径を8.0μm以下とする必要がある。必要に応じて、その上限を7.0μm、又は6.0μmとしてもよい。Ni含有量が少ないNi鋼の旧オーステナイト粒の平均粒径の下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
(板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均アスペクト比:1.0〜2.4)
更に、本実施形態に係るNi鋼では、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.4以下となる。本実施形態において、特に断りが無い限り、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とは、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。したがって、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平均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。
更に、本実施形態に係るNi鋼では、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.4以下となる。本実施形態において、特に断りが無い限り、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とは、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。したがって、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平均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。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上記数値範囲は、上述の化学組成を有する鋼に、後述する製造方法を適用した場合に、達成される。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上限を2.3、2.2、2.0、1.8、又は1.7としてもよい。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上下限値、及び好ましい上限値は、板厚及びNi含有量に関わらず上述の値とされる。
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界は、観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食させることにより現出させる。腐食処理されたL面の拡大写真を、走査型電子顕微鏡(SEM)で、1000倍又は2000倍の倍率で、5視野以上で撮影する。これらSEM写真に含まれる、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、これらの平均値を算出することにより、板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径が得られる。また、上述のSEM写真に含まれる、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、圧延方向の長さと厚み方向の厚さとの比(アスペクト比)を測定し、これらの平均値を算出することにより、板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が得られる。粒径が2.0μm未満の旧オーステナイト粒が含まれる場合、これを除外して上述の測定を実施する。
(板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率:2.0〜20.0体積%)
また、極低温における靱性を高めるために、室温のNi鋼の板厚中心部の金属組織はオーステナイト相を体積分率で2.0体積%以上含有する。本実施形態において、特に断りが無い限り、オーステナイト相の体積分率とは板厚中心部において測定されるものを示す。なお、このオーステナイト相は旧オーステナイトとは異なり、熱処理後のNi鋼に存在するオーステナイト相であり、その体積分率はX線回折法で測定される。室温で2.0〜20.0体積%のオーステナイト相がNi鋼の板厚中心部に含まれる場合、そのNi鋼には極低温まで冷却されても、極低温での靱性の確保に必要な量の安定なオーステナイト相が存在すると考えられる。
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、靱性が向上すると考えられる。また、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、均一に微細に生成する。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、2.0体積%以上のオーステナイト相を板厚中心部に生成させた結果、脆性破壊の発生の起点となる粗大なセメンタイトも大幅に減少させることができると考えられる。板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率の下限値を3.0体積%、又は4.0体積%としてもよい。
一方、オーステナイト相の体積分率が過剰に増加すると、オーステナイト相へのCなどの濃化が不十分になり、極低温ではオーステナイト相が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、極低温での極低温靱性を低下させる場合がある。従って、板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率は20.0体積%以下、又は15.0体積%以下が好ましい。板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率の上限値を12.0体積%、10.0体積%、又は6.0体積%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、オーステナイト相の体積分率を6.0体積%以下とすることが好ましい。必要に応じて、その上限を5.0体積%、4.5体積%、又は4.0体積%としてもよい。
また、極低温における靱性を高めるために、室温のNi鋼の板厚中心部の金属組織はオーステナイト相を体積分率で2.0体積%以上含有する。本実施形態において、特に断りが無い限り、オーステナイト相の体積分率とは板厚中心部において測定されるものを示す。なお、このオーステナイト相は旧オーステナイトとは異なり、熱処理後のNi鋼に存在するオーステナイト相であり、その体積分率はX線回折法で測定される。室温で2.0〜20.0体積%のオーステナイト相がNi鋼の板厚中心部に含まれる場合、そのNi鋼には極低温まで冷却されても、極低温での靱性の確保に必要な量の安定なオーステナイト相が存在すると考えられる。
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、靱性が向上すると考えられる。また、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、均一に微細に生成する。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、2.0体積%以上のオーステナイト相を板厚中心部に生成させた結果、脆性破壊の発生の起点となる粗大なセメンタイトも大幅に減少させることができると考えられる。板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率の下限値を3.0体積%、又は4.0体積%としてもよい。
一方、オーステナイト相の体積分率が過剰に増加すると、オーステナイト相へのCなどの濃化が不十分になり、極低温ではオーステナイト相が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、極低温での極低温靱性を低下させる場合がある。従って、板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率は20.0体積%以下、又は15.0体積%以下が好ましい。板厚中心部の金属組織におけるオーステナイト相の体積分率の上限値を12.0体積%、10.0体積%、又は6.0体積%としてもよい。
Ni含有量が少ない場合、オーステナイト相の体積分率を6.0体積%以下とすることが好ましい。必要に応じて、その上限を5.0体積%、4.5体積%、又は4.0体積%としてもよい。
本実施形態に係るNi鋼の金属組織の残部は主に(焼戻し)マルテンサイトである。旧オーステナイト粒径、及び旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を上述の範囲内としたNi鋼を製造するためには、製造方法が、熱間圧延後の水冷又は空冷、再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しを含むことが必要とされる。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)は必然的に焼戻しマルテンサイトとなる。また、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99.0体積%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光学顕微鏡による組織観察で測定した面積分率を、(面積分率は基本的に体積分率と同じため)そのまま体積分率とする。
板厚中心部におけるオーステナイト相の体積分率は、Ni鋼の板厚中心部からNi鋼の板面に平行な面を有するサンプルを採取し、このサンプルにX線回折法を適用することにより測定する。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る。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。
なお、本発明においては、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。
なお、本発明においては、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。
(板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される平均有効結晶粒径:好ましくは2.0〜8.0μm)
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される平均有効結晶粒径(以下「平均有効結晶粒径」と略す)は2.0〜8.0μmとすることが好ましい。本実施形態において、有効結晶粒径は、15°以上の方位差を有する金属組織の境界で囲まれた領域(有効結晶粒)の円相当径であると定義される。本実施形態において、特に断りが無い限り、平均有効結晶粒径とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。有効結晶粒を微細化すると、破壊亀裂の伝播の抵抗が大きくなり、靱性が向上する。ただし、平均有効結晶粒径を2.0μm未満に細粒化するため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手段が必要とされるので、平均有効結晶粒径の下限を2.0μmとすることが好ましい。平均有効結晶粒径の下限を3.0μm、4.0μm、又は5.0μmとしてもよい。また、平均有効結晶粒径が8.0μm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、極低温での靱性が低下する場合がある。従って、平均有効結晶粒径の上限を8.0μmとすることが好ましい。平均有効結晶粒径の上限を7.0μm、6.0μm、又は5.0μmとしてもよい。
Ni含有量が少ない場合、平均有効結晶粒径を5.0μm以下とすることが好ましい。Ni含有量が少ないNi鋼の平均有効結晶粒径の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される平均有効結晶粒径(以下「平均有効結晶粒径」と略す)は2.0〜8.0μmとすることが好ましい。本実施形態において、有効結晶粒径は、15°以上の方位差を有する金属組織の境界で囲まれた領域(有効結晶粒)の円相当径であると定義される。本実施形態において、特に断りが無い限り、平均有効結晶粒径とは板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定されるものを示す。有効結晶粒を微細化すると、破壊亀裂の伝播の抵抗が大きくなり、靱性が向上する。ただし、平均有効結晶粒径を2.0μm未満に細粒化するため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手段が必要とされるので、平均有効結晶粒径の下限を2.0μmとすることが好ましい。平均有効結晶粒径の下限を3.0μm、4.0μm、又は5.0μmとしてもよい。また、平均有効結晶粒径が8.0μm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、極低温での靱性が低下する場合がある。従って、平均有効結晶粒径の上限を8.0μmとすることが好ましい。平均有効結晶粒径の上限を7.0μm、6.0μm、又は5.0μmとしてもよい。
Ni含有量が少ない場合、平均有効結晶粒径を5.0μm以下とすることが好ましい。Ni含有量が少ないNi鋼の平均有効結晶粒径の下限値、及び好ましい下限値は、Ni含有量が11.5%以上のNi鋼のものと同じとすればよい。
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)を観察面として、走査型電子顕微鏡に付属の電子線後方散乱回折パターン法(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し、この粒界で囲まれた結晶粒を有効結晶粒と見なし、有効結晶粒の円相当粒径(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算出することにより、板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される平均有効結晶粒径が求められる。
(板厚:4.5〜30mm)
本実施形態に係るNi鋼は主にNi鋼板であり、その板厚は30mm以下である。板厚が4.5mm未満であるNi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ることは殆どないため、4.5mmを板厚の下限とした。板厚が30mm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、本実施形態に係るNi鋼の成分範囲(特に、Ni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25mm、20mm、又は16mmとしてもよい。
本実施形態に係るNi鋼は主にNi鋼板であり、その板厚は30mm以下である。板厚が4.5mm未満であるNi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ることは殆どないため、4.5mmを板厚の下限とした。板厚が30mm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、本実施形態に係るNi鋼の成分範囲(特に、Ni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25mm、20mm、又は16mmとしてもよい。
(室温での降伏応力:460〜710MPa)
(室温での引張強さ:560〜810MPa)
本実施形態に係るNi鋼の室温での降伏応力は、460〜710MPaとされる。また、本実施形態に係るNi鋼の室温での引張強さは、560〜810MPaとする。降伏応力の下限値を470MPa、500MPa、又は520MPaとしてもよい。降伏応力の上限値を690MPa、670MPa、又は650MPaとしてもよい。引張強さの下限値を580MPa、600MPa、又は620MPaとしてもよい。引張強さの上限値を780MPa、760MPa、又は750MPaとしてもよい。本実施形態において室温とは、原則として20℃とする。
(室温での引張強さ:560〜810MPa)
本実施形態に係るNi鋼の室温での降伏応力は、460〜710MPaとされる。また、本実施形態に係るNi鋼の室温での引張強さは、560〜810MPaとする。降伏応力の下限値を470MPa、500MPa、又は520MPaとしてもよい。降伏応力の上限値を690MPa、670MPa、又は650MPaとしてもよい。引張強さの下限値を580MPa、600MPa、又は620MPaとしてもよい。引張強さの上限値を780MPa、760MPa、又は750MPaとしてもよい。本実施形態において室温とは、原則として20℃とする。
次に、本実施形態に係る極低温用鋼の製造方法について説明する。本実施形態に係るNi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Ni鋼が安定して得られる。
本実施形態に係るNi鋼の製造方法は、
溶鋼温度を1650℃以下として、溶鋼O濃度を0.01%以下、溶鋼S濃度を0.02%以下とした状態で、元素の含有量の調整を行った後、連続鋳造により鋼片を製造する工程と、
得られた鋼片を950〜1160℃に加熱し、30〜180分保持する工程と、
鋼片を、950℃以下での累積圧下率が80%以上、95%以下であり、終了温度が650〜850℃である条件で熱間圧延する工程と、
熱延鋼板を、冷却開始温度を550〜850℃として室温まで水冷、又は熱延鋼板を空冷する工程と、
熱延鋼板を、再加熱焼入れ温度を720〜880℃とし、保持時間を20〜180分として、水冷停止温度を200℃以下として再加熱焼入れする工程と、
熱延鋼板を、中間熱処理温度を610〜650℃とし、保持時間を20〜180分として中間熱処理する工程と、
熱延鋼板を、焼戻し温度を530〜570℃とし、保持時間を20〜180分として焼戻す工程とを備える。これら製造条件は、Ni含有量等に応じて、さらに限定することが好ましい。
溶鋼温度を1650℃以下として、溶鋼O濃度を0.01%以下、溶鋼S濃度を0.02%以下とした状態で、元素の含有量の調整を行った後、連続鋳造により鋼片を製造する工程と、
得られた鋼片を950〜1160℃に加熱し、30〜180分保持する工程と、
鋼片を、950℃以下での累積圧下率が80%以上、95%以下であり、終了温度が650〜850℃である条件で熱間圧延する工程と、
熱延鋼板を、冷却開始温度を550〜850℃として室温まで水冷、又は熱延鋼板を空冷する工程と、
熱延鋼板を、再加熱焼入れ温度を720〜880℃とし、保持時間を20〜180分として、水冷停止温度を200℃以下として再加熱焼入れする工程と、
熱延鋼板を、中間熱処理温度を610〜650℃とし、保持時間を20〜180分として中間熱処理する工程と、
熱延鋼板を、焼戻し温度を530〜570℃とし、保持時間を20〜180分として焼戻す工程とを備える。これら製造条件は、Ni含有量等に応じて、さらに限定することが好ましい。
以下では、その製造条件の詳細について説明する。
熱間圧延の前に、鋳片は加熱される。ここで、加熱温度を950〜1160℃とする。鋳片の加熱温度が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。鋳片の加熱温度が1160℃を上回ると、加熱時にオーステナイト粒径が粗大となり、極低温でのNi鋼の靱性が低下することがある。AlNの溶体化のため、加熱の保持時間は30〜180分である。Ni含有量が少ない場合、熱間圧延の加熱温度を950〜1100℃とする。Ni含有量が少ない場合も、加熱の保持時間は30〜180分である。
熱間圧延では、950℃以下での累積圧下率が80%を下回ると、圧延中の鋳片においてオーステナイトの再結晶によるオーステナイト粒の細粒化が不十分となり、圧延後のオーステナイト粒の一部が粗大化し、Ni鋼の極低温靱性が低下する場合がある。そのため、950℃以下での累積圧下率の下限は80%とする。圧延の際の再結晶による旧オーステナイト粒の均質な細粒化は、本実施形態に係るNi鋼の極低温靱性を確保する上で特に重要であり、圧延温度及び圧下率の厳格な規制が必要である。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%とする。
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の下限は650℃とする。熱間圧延の終了温度が850℃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、Ni鋼の極低温靱性が不足する場合、又はNi鋼の室温の降伏応力が不足する場合があるので、終了温度の上限は850℃とする。Ni含有量が少ない場合、終了温度の上限は800℃とする。
熱間圧延後の冷却手段は、水冷又は空冷の何れでもよいが、水冷することが好ましい。水冷する場合、水冷終了温度は、200℃以下とし、水冷開始温度は、550〜850℃とすることが好ましい。
再加熱焼入れは、熱延鋼板を再加熱焼入れ温度まで加熱し、再加熱焼入れ温度で温度保持し、次いで冷却する熱処理であり、旧オーステナイトの微細化に有効である。再加熱焼入れ温度(再加熱時の加熱温度)は720〜880℃とする。再加熱焼入れ温度が720℃を下回ると、オーステナイトに変態しない部分が再加熱焼入れ後の熱延鋼板に残り、Ni鋼の室温での降伏応力又は引張強さが低下する場合がある。再加熱焼入れ温度が880℃を上回ると、オーステナイト粒径が粗大化するとともに、AlNが粗大化するため、Ni鋼の極低温靱性が低下することがある。再加熱焼入れの時の保持時間は20〜180分とする。再加熱焼入れの保持時間が20分未満である場合、オーステナイト変態が十分に進展しないおそれがある。一方、再加熱焼入れの保持時間が180分超である場合、オーステナイト粒が粗大化するおそれがある。再加熱焼入れ時の冷却は、再加熱時の加熱温度から、200℃以下まで焼入れを行う。Ni含有量が少ない場合、再加熱焼入れ温度は740〜780℃とする。焼入れ時の平均冷却速度は、10℃/秒以上とする。
中間熱処理は、再加熱焼入れ後の熱延鋼板を中間熱処理温度まで加熱し、中間熱処理温度で温度保持し、次いで冷却する熱処理であり、極低温靱性の向上に寄与する有効結晶粒径の細粒化、及びオーステナイト相の確保に有効である。中間熱処理温度は610〜650℃とする。中間熱処理温度が610℃を下回ると、オーステナイト変態が不十分となり、また、過度に焼戻された焼戻しマルテンサイトの分率が増加するので、Ni鋼の強度が低下する場合がある。また、中間熱処理温度が610℃よりも低くなると、Ni鋼の極低温靱性が低下する場合がある。
中間熱処理温度が650℃を上回ると、熱延鋼板において過剰にオーステナイト変態が進行する。その結果、オーステナイトの安定化が不十分になり、体積分率で2.0体積%以上のオーステナイト相をNi鋼の板厚中心部において確保することができなくなったり、Ni鋼の極低温靱性が低下することがある。中間熱処理の保持時間は20〜180分とする。中間熱処理の保持時間が20分未満である場合、オーステナイト変態が十分に進展しないおそれがある。一方、中間熱処理の保持時間が180分超である場合、靱性に悪影響を与える炭化物が析出するおそれがある。中間熱処理時の冷却方法は、焼戻し脆化を避けるために水冷とし、200℃以下まで水冷する。水冷時の平均冷却速度は、8℃/秒以上とする。
焼戻しは、中間熱処理後の熱延鋼板を焼戻し温度まで加熱し、焼戻し温度で温度保持し、次いで冷却する熱処理であり、オーステナイト相の確保に有効である。焼戻し温度は530〜570℃とする。焼戻し温度が530℃を下回ると、Ni鋼の板厚中心部においてオーステナイト相を体積分率で2.0体積%以上確保することができなくなり、Ni鋼の極低温靱性が不足する場合がある。焼戻し温度が570℃を上回ると、室温でのNi鋼のオーステナイト相の量が体積分率で20.0体積%を超えてしまう場合があり、このようなNi鋼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、Ni鋼の極低温靱性を低下させる場合がある。このため、焼戻し温度の上限は570℃以下である。焼戻しの保持時間は20〜180分とする。焼戻しの保持時間が20分未満である場合、オーステナイトの安定性が十分に確保されないおそれがある。一方、焼戻しの保持時間が180分超である場合、靱性に悪影響を与える炭化物が析出するおそれ、及び引張強さが不足するおそれがある。焼戻し時の冷却方法は、焼戻し脆化を避けるために水冷とし、200℃以下まで水冷する。水冷時の平均冷却速度は、5℃/秒以上とする。
以下に本発明の実施例を示すが、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。
(実施例1:Ni含有量が11.5%以上のNi鋼)
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが150〜300mmのスラブを製造した。表1、表2に鋼種A1〜A24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。熱間圧延の加熱の保持時間は30〜120分とし、再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しの熱処理の保持時間は20〜60分とした。熱間圧延後に水冷を行った場合、水冷は200℃以下まで行った。再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しの熱処理における冷却手段は水冷とし、水冷は各熱処理における処理温度から200℃以下まで行った。鋼板から試料を採取し、金属組織、引張特性、靱性を評価した。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが150〜300mmのスラブを製造した。表1、表2に鋼種A1〜A24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。熱間圧延の加熱の保持時間は30〜120分とし、再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しの熱処理の保持時間は20〜60分とした。熱間圧延後に水冷を行った場合、水冷は200℃以下まで行った。再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しの熱処理における冷却手段は水冷とし、水冷は各熱処理における処理温度から200℃以下まで行った。鋼板から試料を採取し、金属組織、引張特性、靱性を評価した。
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径(旧γ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。また、旧オーステナイト粒の平均粒径は、JIS G 0551に準拠して測定した。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。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に、旧オーステナイト粒径の細粒化及びP含有量の抑制などを実施するので、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、サンプルを450〜490℃に加熱後、1時間以上温度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、450〜490℃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を生じ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。
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均アスペクト比(旧γ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に囲まれる領域(旧オーステナイト粒)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平均アスペクト比を測定し、それらの平均値を算出することにより求めた。
板厚中心部の金属組織に含まれるオーステナイト相の体積分率(γ相の体積分率)は、板厚中心部につき板面に平行なサンプルを採取して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。
板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される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て、それら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した。
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460〜580MPaであり、引張強さの目標値は560〜680MPa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も多く、その場合は0.2%耐力とした。
極低温靱性は、表裏面を各0.5mmずつ研削した全厚の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。極低温靱性の目標値は150MPa・√m以上である。
表3、表4に鋼種A1〜A24の化学成分を有するスラブを用いて製造した鋼材(鋼材No.1〜32)の板厚、製造方法、母材特性、金属組織を示す。
表3、表4から明らかな通り、製造No.a1〜a16は室温での引張強さ、降伏応力、及び極低温靱性が、目標値を満足した。
これに対して、製造No.a17はC含有量が少なく、製造No.a20はMn含有量が少ないため、引張強さが低く、極低温靱性も低下した。製造No.a18、a19、a21〜a25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、極低温靱性が低下している。製造No.a26は、Nb含有量及びB含有量が多すぎたので、極低温靱性が低下した。鋼材No.a27は、Ti含有量及びN含有量が多く、極低温靱性が低下した。
製造No.a28〜a32は、好ましい範囲から逸脱する製造条件を採用した例である。製造No.a28は、圧延時の加熱温度が低く、さらに圧延終了温度も低かったので、引張強さが過剰に増大し、極低温靱性が低下した。製造No.a29、a31、a32は、それぞれ、圧延時の加熱温度、圧延終了温度、再加熱焼入れ温度が高く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、極低温靱性が低下した。製造No.a30は、950℃以下での累積圧下率が低く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、極低温靱性が低下した。
(実施例2:Ni含有量が11.5%未満のNi鋼)
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが100〜300mmのスラブを製造した。表5、表6に鋼種B1〜B24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、そのまま水冷し、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。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。熱間圧延後の水冷は200℃以下まで行った。再加熱焼入れ、中間熱処理、及び焼戻しの熱処理における冷却手段は水冷とし、水冷は各熱処理における処理温度から200℃以下まで行った。鋼板から試料を採取し、金属組織、引張特性、靱性を評価した。
サンプルの金属組織の同定方法、機械特性の評価方法、及び機械特性の合否基準は、表1〜表4に開示されたサンプルのものと同じとした。表7、表8に鋼種B1〜B24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.b1〜b30)の板厚、製造方法、母材特性、金属組織を示す。
表7、表8から明らかな通り、製造No.b1〜b14は室温での引張強さ、降伏応力、及び、極低温靱性が、目標値を満足した。
これに対して、製造No.b15はC含有量が少なく、製造No.b18はMn含有量が少ないため、極低温靱性が低下した。製造No.b16、b17、b19〜b23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、極低温靱性が低下している。製造No.b24は、Nb含有量及びB含有量が多すぎたので、極低温靱性が低下した。製造No.b25は、Ti含有量及びN含有量が多く、極低温靱性が低下した。
製造No.b26〜b30は、好ましい範囲から逸脱する製造条件を採用した例である。製造No.b26は、圧延時の加熱温度が低く、さらに圧延終了温度も低かったので、引張強さが過剰に増大し、極低温靱性が低下した。製造No.b27、b29、b30は、それぞれ、圧延時の加熱温度、圧延終了温度、再加熱焼入れ温度が高く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、また、有効結晶粒径も大きくなり、極低温靱性が低下した。製造No.b28は、950℃以下での累積圧下率が低く、旧オーステナイト粒径が大きくなり、極低温靱性が低下した。
Claims (5)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.030〜0.070%、
Si:0.03〜0.30%、
Mn:0.20〜0.80%、
Ni:10.5〜12.4%、
Al:0.010〜0.060%、
N:0.0015〜0.0060%、
O:0.0007〜0.0030%、
Cu:0〜0.50%、
Cr:0〜0.50%、
Mo:0〜0.40%、
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:0.0080%以下、
S:0.0040%以下、及び
残部:Fe及び不純物であり、
板厚中心部の金属組織が、2.0〜20.0体積%のオーステナイト相を含有し、
前記板厚中心部の圧延方向及び板厚方向に平行な面において測定される旧オーステナイト粒の平均粒径が3.0〜15.0μmであり、
前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.0〜2.4であり、
板厚が4.5〜30mmであり、
前記板厚が20mm超である場合、Ni:11.5%以上であり、
前記板厚が20mm以下且つNi:11.5%未満である場合、C:0.060%以下、Si:0.19%以下、Mn:0.30〜0.50%、Al:0.050%以下、N:0.0050%以下、Cr:0.35%以下、Nb:0.015%以下、V:0.060%以下、Ti:0.015%以下、P:0.0060%以下、及びS:0.0030%以下であり、且つ前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が8.0μm以下であり、
室温での降伏応力が、460〜710MPaであり、
前記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。 - Ni:11.5%以上であり、
Mn:0.50%以下である
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。 - Ni:11.5%以上であり、
前記旧オーステナイト粒の前記平均粒径が9.0μm以下である
ことを特徴とする請求項1又は2に記載の低温用ニッケル含有鋼。 - 前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜8.0μmである
ことを特徴とする請求項1〜3の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼。 - 前記板厚中心部の前記圧延方向及び前記板厚方向に平行な前記面において測定される平均有効結晶粒径が2.0〜5.0μmである
ことを特徴とする請求項1〜3の何れか一項に記載の低温用ニッケル含有鋼。
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