JP2010090406A

JP2010090406A - 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法

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Publication number: JP2010090406A
Application number: JP2008258639A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Okubo; 武史大久保; Tomoya Fujiwara; 知哉藤原; Kimihisa Yumino; 公久弓野
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-10-03
Filing date: 2008-10-03
Publication date: 2010-04-22
Anticipated expiration: 2028-10-03
Also published as: JP5176847B2

Abstract

【課題】低温靭性に優れ多目的タンク用に鋼材として好適な低降伏比低温用鋼を提供する。
【解決手段】低温用鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｔｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＮを含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、（１）式のＳＰ１が０．０６〜０．１２％であって、板厚をｔとして表面からｔ／４の位置において、組織がフェライト組織と硬質組織の複相組織であり、フェライト組織の面積率が８０％以上であり、（２）式を満たす硬質組織を１００μｍ四方の領域に１５個以上含み、当該硬質組織の円相当平均粒径が２〜５μｍであり、フェライト組織の円相当平均粒径が７．５〜２０μｍ、そのアスペクト比が２．０以下である。
ＳＰ１＝Ｃｒ／５＋Ｍｏ／３＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
Ｈｖｈ／Ｈｖｍ≧３．０・・・（２）
Ｈｖｈ、Ｈｖｍは、それぞれ硬質組織、フェライト組織のビッカース硬さを示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、液体アンモニアやＬＰＧなどといった複数種の液化ガスを積載する多目的タンク用の鋼材に好適な低降伏比低温用鋼、およびその製造方法に関する。

一般に、タンクに用いられる鋼材には、貯蔵される液化ガスが低温であることから、基本特性として母材および溶接熱影響部（以下、「溶接部」という）の低温靭性が要求される。

また、近年のタンクは、同一のタンクで複数種の液化ガスを別途積載する多目的タンクとして使用されることがあり、この場合、例えば、ＬＰＧが積載されたり、ＬＰＧを取り出した後に液体アンモニアが積載される。このため、多目的タンクに用いられる鋼材には、低温靭性に加え、アンモニアに起因する応力腐食割れを防止できる特性が要求される。応力腐食割れに対し、液化ガスを運搬する船舶の構造および設備に関する国際規則であるＩＧＣコードでは、タンク用の鋼材で、Ｎｉ含有量を５％以下に制限することや、実降伏強さを４４０ＭＰａ以下に抑えることなどが規定されている。

さらに、多目的タンクは、大容量化や船舶への搭載のために高張力化が求められ、その鋼材には、結局のところ、低温靭性のみならず、降伏強さの上限規定および高張力化に伴う低降伏比化が要求される。この要求に対応して、これまで種々の技術が提案されている。

特許文献１には、鋼板素材の表面から０．３ｍｍ以内のＣ含有量が母材Ｃ量の５０％以下になるように表面脱炭する工程と、表面脱炭鋼板を焼入れ温度に加熱した後、冷却速度を８００〜５００℃の温度範囲で１５０℃／ｓｅｃ以下になるように冷却する工程とを有する鋼板の製造方法が提案されている。同文献に提案された方法では、母材および溶接部の表面硬さをＨｖ１９０以下にすることが可能で、アンモニアによる応力腐食割れを防止できるとされているが、鋼材を得るまでの工程が煩雑であり、さらに、母材および溶接部で低温靱性を確保できるとはいえない。

特許文献２、３には、化学組成が規定された鋼素材を加熱し、熱間圧延した後に、加速冷却を行って複相組織を得ることにより、低降伏比で低温靭性に優れた低温用鋼を製造する方法が提案されている。同文献２、３に提案された方法では、ベイナイトやマルテンサイトなどといった硬質組織の面積率が大きくなり過ぎ、引張試験を行ったときの応力ひずみ曲線が降伏点の不明瞭なラウンド型となる。このため、降伏強さのバラツキが大きくなり、安定して低降伏比を得ることは困難である。さらに、加速冷却によって生じる残留応力の影響で、得られた鋼材の平坦度が悪化し、平坦度を矯正する工数が別途必要となり、高い生産性が望めない。

特開昭５８−６７８３０号公報特開平１１−２９３３８０号公報特開２００４−３００４９３号公報

本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、母材および溶接部の機械的特性に優れ、多目的タンク用の鋼材として好適な低降伏比低温用鋼を提供することを目的とする。また本発明の目的は、その低降伏比低温用鋼を高い生産性で製造できる製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記目的を達成するため、引張強さ（ＴＳ）が４９０〜６１０ＭＰａ、降伏強さ（ＹＳ）が３６０〜４４０ＭＰａ、降伏比（［ＹＳ／ＴＳ］×１００％）が８０％以下、母材の低温靭性に関して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下、および溶接部の低温靭性に関して−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）が５０Ｊ以上という機械的特性を有する鋼材の実現を目標にして、種々の試験を行い、鋭意検討を重ねた。その結果、鋼材の化学組成および組織の状態、並びに熱間圧延条件を適正に規定すれば、いずれの機械的特性も満足する鋼材が得られることを知見し、本発明を完成させた。

本発明は、下記（Ａ）に示す低降伏比低温用鋼、および下記（Ｂ）に示す低降伏比低温用鋼の製造方法を要旨とする。

（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下、およびＮ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、およびＭｏ：０．１５％以下のうちの２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式から求められるＳＰ１が０．０６〜０．１２％である低降伏比低温用鋼であって、板厚をｔとして表面からｔ／４の位置において、組織がフェライト組織と硬質組織の複相組織であり、前記フェライト組織の面積率が８０％以上であり、前記硬質組織のうちで下記（２）式の関係を満たす硬質組織を１００μｍ四方の領域に１５個以上含み、当該硬質組織の円相当平均粒径が２〜５μｍであり、前記フェライト組織の円相当平均粒径が７．５〜２０μｍであり、前記フェライト組織のアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
ＳＰ１＝Ｃｒ／５＋Ｍｏ／３＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
但し、（１）式中の元素記号は含有量を示す。
Ｈｖｈ／Ｈｖｍ≧３．０・・・（２）
但し、（２）式中のＨｖｈは硬質組織のビッカース硬さを、Ｈｖｍはフェライト組織のビッカース硬さをそれぞれ示す。

ここで、「表面からｔ／４の位置」とは、鋼材の表面から厳密にｔ（鋼材の板厚）／４の位置のみならず、その近傍位置も含み、具体的には、表面から０．２２ｔ〜０．２８ｔの範囲内の位置を意味する。

「フェライト組織」とは、軟質な粒状のフェライト組織を意味し、ベイニティックフェライトやパーライトを構成するフェライトの組織は除かれる。また、「硬質組織」とは、硬質なベイナイトおよびマルテンサイトの組織を意味する。

「円相当平均粒径」とは、任意の一視野について、ＪＩＳＧ０５５２に準拠して測定した結晶粒度から結晶粒の平均断面積を求め、これを円に置き換えたときの半径を意味する。

上記（Ａ）の低降伏比低温用鋼では、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのうちの２種以上を含有する場合、Ｃｕの含有量が０．０５％以上であり、Ｎｉの含有量が０．０５％以上であり、Ｃｒの含有量が０．０５％以上であり、Ｍｏの含有量が０．０３％以上であることが好ましい。

（Ｂ）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下、およびＮ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、およびＭｏ：０．１５％以下のうちの２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、上記（１）式から求められるＳＰ１が０．０６〜０．１２％である鋼素材を、１０００℃〜１２００℃に加熱した後、Ａｃ₃点以上の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、さらに（Ａｒ₃点−４０℃）以上、Ａｃ₃点未満の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、（Ａｒ₃点−４０℃）以上、８００℃未満の温度で圧延を終了し、室温まで５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。

本発明の低降伏比低温用鋼は、化学組成および組織の状態を適正に規定することにより、低降伏比で母材および溶接部の低温靭性に優れたものとなり、多目的タンク用の鋼材として好適に用いることができる。また、本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法では、平坦度の悪化要因である圧延後の水冷処理が不要であることから、低温靭性に優れた低降伏比低温用鋼の鋼材を高い生産性で製造することができる。

上記（Ａ）および（Ｂ）に示す通りに本発明の低降伏比低温用鋼およびその製造方法を規定した理由を、以下に説明する。以下の説明において、特に断らない限り、下記「％」は「質量％」を意味する。

１．化学組成について
Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、鋼材の強度を上昇させるのに極めて有効な元素である。しかし、その含有量が０．０２％未満では、目標とする引張強さ（４９０〜６１０ＭＰａ）を確保できないばかりでなく、低降伏比（８０％以下）を達成するために必要なベイナイトやマルテンサイトなどの硬化組織の生成が不十分となる。一方、Ｃの含有量が０．０８％を超えると、母材および溶接部の低温靭性が低下し、溶接性も悪化する。従って、Ｃの含有量を０．０２〜０．０８％とする。

Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、Ａｌとともに脱酸剤として有効な元素であり、鋼材の強度上昇にも極めて有効である。しかし、その含有量が０．１％未満では、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、溶接部の低温靭性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１％〜０．５％とする。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を上昇させて、鋼材の強度および靭性を確保する上で重要な元素である。しかし、その含有量が１．０％未満では、母材の低温靭性の向上が図れない。一方、２．０％を超える含有は、それらの効果が飽和するばかりでなく、連続鋳造によるスラブ（鋼素材）の製造時に中心偏析の主要因となる。従って、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とする。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｐの含有量を低減すれば、母材の機械的特性および溶接部の低温靭性を向上させることができ、中心偏析も低減できるので、その含有量はできるだけ少ない方がよい。このため、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限する。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも、鋼中に不純物として存在する元素である。Ｓは中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳを生成し、母材および溶接部の機械的特性を劣化させるため、その含有量はできるだけ少ない方がよい。このため、Ｓの含有量を０．０１０％以下に制限する。

Ｎｂ：０．００３％以下
Ｎｂは、微量の添加でも結晶粒を細粒化させる元素であり、低降伏比の確保に有効であるが、適度に粒径が大きいフェライトの生成を困難にする。このため、積極的にはＮｂを添加しないこととし、不純物として含有する場合でも、その含有量を０．００３％以下に制限する。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮとしてスラブ中に微細に析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する元素であり、圧延組織の微細化に有効である。また、ＴｉＮが鋼中に存在すると、溶接時に溶接部の組織の粗大化が抑制される。すなわち、Ｔｉは、母材および溶接部の靭性を改善する上で必要な元素である。Ｔｉの含有量が０．００５％未満では、その効果が不十分であり、一方、０．０２５％を超えると、溶接部の低温靭性が劣化する。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２５％とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中の溶存酸素を低減するのに極めて有効な元素であり、脱酸剤として鋼中に含有させる。また、ｓｏｌ．Ａｌは、鋼中のフリーＮをＡｌＮとして固定し無害化する効果も有する。しかし、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を過剰に増加させても、それらの効果は飽和する。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０９０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、０．００５％以上含有する場合に上記の効果が顕著となる。また、鋼の清浄度の観点から、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０６０％以下とするのが好ましい。

Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成すると、鋼の強度を上昇させ、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると、圧延組織を微細化するなどの効果を有する。これらの効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００１％以上とする必要がある。しかし、Ｎの過剰な含有は溶接部の低温靭性を劣化させる。従って、Ｎの含有量を０．００１〜０．０１０％とする。

本発明の低降伏比低温用鋼には、鋼材の強度および低温靭性を確保しつつ、降伏比の低減を図るため、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．１５％以下のうちの２種以上を、後述する（１）式で与えられるＳＰ１：０．０６〜０．１２％を満足するように含有させる。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、鋼材の強度および低温靭性を改善するのに有効な元素である。しかし、Ｃｕは、０．５０％を超えて含有させると、熱間圧延時に割れが発生して製造が困難となる。従って、Ｃｕを含有させる場合は、その含有量を０．５０％以下とする。特に、Ｃｕの含有による効果を有効に発揮させるには、Ｃｕを０．０５％以上含有させるのが望ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、溶接性や溶接部の靭性に悪影響を及ぼすことなく、鋼材の強度および靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｎｉの過剰な含有は、不経済であるだけでなく、溶接性に好ましくない。また、Ｎｉを過剰に含有させると、液体アンモニアによる応力腐食割れを誘起するおそれがある。従って、Ｎｉを含有させる場合は、その含有量を０．５０％以下とする。特に、Ｎｉの含有による効果を有効に発揮させるには、Ｎｉを０．０５％以上含有させるのが望ましい。

Ｃｒ：０．２０％以下
Ｃｒも、鋼材の強度および低温靭性を改善するのに有効な元素である。しかし、Ｃｒは、０．２０％を超えて含有させると、母材および溶接部の低温靭性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有させる場合は、その含有量を０．２０％以下とする。特に、Ｃｒの含有による効果を有効に発揮させるには、Ｃｒを０．０５％以上含有させるのが望ましい。

Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏも、鋼材の強度および低温靭性を改善するのに有効な元素である。しかし、Ｍｏの含有量が０．１５％を超えると、母材および溶接部の低温靭性が劣化する。従って、Ｍｏを含有させる場合は、その含有量を０．１５％以下とする。特に、Ｍｏの含有による効果を有効に発揮させるには、Ｍｏを０．０３％以上含有させるのが望ましい。

ＳＰ１：０．０６〜０．１２％
ＳＰ１は下記の（１）式から求められる値であり、同式中の元素記号は含有量を示す。
ＳＰ１＝Ｃｒ／５＋Ｍｏ／３＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）

低降伏比を得るには、鋼の組織が、より軟質なフェライト組織（以下、「フェライト相」ともいう）と、より硬質なベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織（以下、「硬質相」ともいう）とから構成される複相組織であることが有効である。ここで、Ｃの含有量が多いほど硬質相の硬さが上昇し、引張強さが上昇するため、低降伏比が得られ易くなるが、これに伴って低温靭性が著しく低下する。一方、Ｃの含有量を低減すれば、軟質なフェライトが増加するため、降伏強さが低下するとともに、引張強さが低下し、その結果、降伏比が上昇してしまう。そこで、Ｃの含有量を低減したまま、引張強さを上昇させ、なおかつ低温靭性を確保する方法として、鋼中にＮｂ、Ｖなどを含有させることが考えられるが、これらの元素はフェライト粒の細粒化を促進させるため、降伏強さが上昇し、結果的に降伏比の上昇をもたらす。

これに対し、鋼中にＣｒやＭｏやＣｕやＮｉを含有させると、圧延後の変態遅れのオーステナイト相にＣの濃縮が促進され、硬質相をより硬くすることができる。このため、本発明者らは、Ｃ含有量を比較的低減させることを前提として研究を重ね、Ｃの含有量を低下させても硬質相の硬さを維持でき、なおかつフェライト粒を適度な大きさに保ち、さらに低温靭性を確保することのできるＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量のバランスを見出した。本発明では、それらの含有量のバランス関係を（１）式で規定し、（１）式から求められるＳＰ１の範囲を規定する。

ＳＰ１が０．０６％未満の場合、硬質相の硬さを維持することができず引張強さが低下するため、低降伏比を得ることができない。一方、ＳＰ１が０．１２％を超えると、焼入れ性が過大となり低温靭性が劣化する。従って、ＳＰ１を０．０６〜０．１２％とする。

２．ミクロ組織について
本発明の低降伏比低温用鋼は、鋼材の板厚をｔとして表面からｔ／４の位置において、組織がフェライト相と硬質相の複相組織であり、そのうちのフェライト相の占める面積率が８０％以上であることが必要である。ここでいう「表面からｔ／４の位置」とは、鋼材の表面からｔ／４の位置およびその近傍位置を意味し、その組織観察は、具体的には、表面から０．２２ｔ〜０．２８ｔの範囲内の位置で行うことができる。

フェライト相と硬質相の複相組織を有する鋼材においては、引張試験時に軟質なフェライト相が硬質相よりも先に降伏するため、フェライト相の状態が降伏強さに及ぼす影響が大きい。特に、フェライト相の面積率が降伏強さに与える影響は極めて大きい。すなわち、フェライト相の面積率が８０％未満の場合、降伏強さが４４０ＭＰａ以下という目標を満足しない。そのため、フェライト相の面積率を８０％以上と規定する。但し、フェライト相の面積率が大きすぎると、硬質相が著しく減少してその機能を果たさなくなることから、フェライト相の面積率は９５％以下とするのが好ましい。

本発明の低降伏比低温用鋼は、上記のフェライト面積率の規定に加え、上記と同じ表面からｔ／４の位置において、下記の（２）式の関係を満たす硬質相を、１００μｍ四方の視野領域に１５個以上含むことが必要である。
Ｈｖｈ／Ｈｖｍ≧３．０・・・（２）
（２）式中、Ｈｖｈは、対象とする硬質組織で測定したビッカース硬さを示し、Ｈｖｍは、フェライト組織で数箇所測定したビッカース硬さの平均値を示す。

低降伏比は、より硬い硬質相と軟質なフェライト相を有する複相組織で達成できる。このため、本発明者らは研究をさらに重ね、表面からｔ／４の位置において、硬質相のうちでもより硬い硬質相、すなわち（２）式の関係を満たす硬質相が、１００μｍ四方の領域に１５個未満である場合、引張強さが４９０ＭＰａ以上という目標に到達しないことを見出した。そのため、上記（２）式の関係を満たす硬質相を１００μｍ四方の領域に１５個以上含むことを規定する。

さらに、本発明の低降伏比低温用鋼では、上記（２）式の関係を満たす硬質相について、その円相当平均粒径が２〜５μｍであることが必要である。硬質相の円相当平均粒径が２μｍ未満である場合、実質的に引張強さを上昇させる効果がなく、低降伏比が得られない。また、硬質相の円相当平均粒径が５μｍを超えると、硬質相が破壊の起点となり低温靭性が劣化する。そのため、硬質相の円相当平均粒径を２〜５μｍと規定する。

また、本発明の低降伏比低温用鋼は、上記と同じ表面からｔ／４の位置において、フェライト組織の円相当平均粒径が７．５〜２０μｍであり、そのアスペクト比が２．０以下であることが必要である。

上述したように、フェライト組織の状態が降伏強さに与える影響は大きく、フェライト組織の円相当平均粒径が大きいほど降伏強さの低減に有効である。すなわち、フェライト組織の円相当平均粒径が７．５μｍ未満の場合は、降伏強さが４４０ＭＰａ以下という目標を達成することが困難となる。一方、低温靭性の向上にはフェライト組織の円相当平均粒径が小さいことが有効である。すなわち、フェライト組織の円相当平均粒径が２０μｍを超えると、母材の低温靭性に関して、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下という目標を達成することが困難となる。これらから、フェライト組織の円相当平均粒径を７．５〜２０μｍと規定する。

さらに、フェライト変態後の圧下により、フェライト組織が加工硬化すると、降伏強さが著しく上昇し、低降伏比の達成が困難となる。この時、フェライトは扁平でアスペクト比が大きい組織となっており、アスペクト比が２．０を超えている場合、フェライト組織が加工硬化していると判断できる。そのため、本発明の低降伏比低温用鋼では、フェライト組織のアスペクト比を２．０以下と規定する。

本発明では、上述したように組織の状態を規定する際、鋼材の表面からｔ／４の位置での観察を採用しているが、これは、鋼材の組織が板厚方向の位置によって変動することから、その位置が鋼材の組織状態を代表する位置として適切だからである。従って、上記のｔ／４の位置は、表面側からの位置でも、裏面側からの位置でもよい。

３．製造方法について
本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法においては、上記の化学組成を有する鋼素材を、１０００℃〜１２００℃に加熱した後、Ａｃ₃点以上の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、さらに（Ａｒ₃点−４０℃）以上、Ａｃ₃点未満の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、（Ａｒ₃点−４０℃）以上、８００℃未満の温度で圧延を終了し、室温まで５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行う。なお、圧下率は、対象の温度域での圧延開始厚を分母として計算する。例えば、Ａｃ₃点以上の温度域で２５０ｍｍから１００ｍｍの圧延を行った後、（Ａｒ₃点−４０℃）以上、Ａｃ₃点未満の温度域で１００ｍｍから１０ｍｍの圧延を行った場合、Ａｃ₃点以上の温度域での圧下率は（２５０−１００）／２５０×１００＝６０％、（Ａｒ₃点−４０℃）以上、Ａｃ₃点未満の温度域での圧下率は（１００−１０）／１００×１００＝９０％、と計算する。

鋼の加熱温度は、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するために、１２００℃以下とする必要がある。しかし、鋼の加熱温度が１０００℃未満の場合、圧延前のオーステナイト結晶粒が微細となるため、圧延後に得られるフェライト粒が極めて微細となる。フェライト粒の微細化により、低温靭性は向上するが、降伏強さが上昇するため、低降伏比の達成が困難となる。従って、鋼の加熱温度を１０００〜１２００℃とする。

熱間圧延において、Ａｃ₃点以上の温度で圧下率を３０％以上として圧延するのは、オーステナイトを十分に再結晶させて細粒化させ、最終的に得られる低温靭性を向上させるためである。好ましくは、Ａｃ₃点以上の温度で圧下率を６０％以上として圧延する。

Ａｃ₃点未満の圧延では、未再結晶オーステナイトに十分な歪が加えられると、フェライト析出が促進され、未変態オーステナイトにフェライト中の炭素が排出される。これにより、硬質相をより硬質なものにすることができ、低降伏比が得られる。そのため、Ａｃ₃点未満の温度で圧下率を３０％以上として圧延を行う。しかし、最終圧延温度が８００℃以上である場合、未変態オーステナイトへの炭素濃縮が不十分であり、目標とする低降伏比が得られない。そのため、最終圧延温度を８００℃未満とする。

さらに、最終圧延温度を低下させれば、フェライト粒が細粒化され、低温靭性が向上するが、最終圧延温度が（Ａｒ₃点−４０℃）未満になると、フェライト粒の加工硬化の影響により、降伏強さが上昇し、低降伏比が得られない。そのため、最終圧延温度を（Ａｒ₃点−４０℃）以上とする。

そして、圧延後の冷却に加速冷却を用いた場合、フェライト組織が減少し、ベイナイトを初めとする硬化組織の面積率が大きくなり、強度が高くなり過ぎたり、引張試験時の応力ひずみ曲線がラウンド型となるため、安定して所望の機械的性質を得ることができない。また、加速冷却を用いた場合、残留応力の影響から平坦度が悪化し易く、平坦度を矯正する工数が別途必要となる。このため、圧延後の冷却は冷却速度を５℃／ｓ以下とする。５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するには、空冷とすれば十分である。これ以外に、組織に変化を及ぼす熱処理は避けるべきである。

このように、本発明の低降伏比低温用鋼は、化学組成および組織の状態を適正に規定することにより、低降伏比で母材および溶接部の低温靭性に優れたものとなり、多目的タンク用の鋼材に好適である。また、本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法では、平坦度を悪化要因である圧延後の水冷処理が不要であることから、低温靭性に優れた低降伏比低温用鋼の鋼材を高い生産性で製造することができる。

本発明の低降伏比低温用鋼およびその製造方法による効果を確認するため、下記の試験を行い、各機械的特性を評価した。表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて厚さ２５０ｍｍのスラブを得た。

得られたスラブを、表２に示す加熱・圧延・冷却条件で熱間圧延し、板厚が１０〜４０ｍｍの鋼板を作製した。

得られた鋼板にそれぞれついて、下記の方法により各種の組織状態および機械的特性を調査した。その結果を表３に示す。

＜ミクロ組織＞
上記の各鋼板から圧延方向に垂直な断面を切り出して試験片を採取した。各試験片の板厚方向の断面において、表面からｔ／４部（ｔは板厚）の位置で走査電子顕微鏡により組織観察を行い、その組織観察図を画像解析して、フェライトの円相当平均粒径およびフェライト相の面積率を求めた。

更に、同位置で１００μｍ四方の視野中におけるフェライト相と硬質相のビッカース硬さをＪＩＳＺ２２４４に準拠して測定した。硬質相について個々に測定したビッカース硬さ（Ｈｖｈ）を、フェライト相を１０点測定し平均したビッカース硬さ（Ｈｖｍ）で除して「Ｈｖｈ／Ｈｖｍ」を算出し、上記（２）式の関係を満たす硬質相の個数を調査した。ここで、（２）式の関係を満たす硬質相については、走査電子顕微鏡による組織観察図を画像解析して粒径を測定し、円相当平均粒径を求めた。

＜母材の特性＞
上記の各鋼板の圧延方向に垂直な方向からＪＩＳＺ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取し、引張試験を実施した。降伏強さ（ＹＳ）は３６０〜４４０ＭＰａ、引張強さ（ＴＳ）は４９０〜６１０ＭＰａ、降伏比（ＹＲ：［ＹＳ／ＴＳ］×１００％）は８０％以下をそれぞれ良好な範囲とし、評価を行った。

また、母材部の低温靭性を評価するため、上記の各鋼板の圧延方向に垂直な方向で、ｔ／４の位置からＪＩＳＺ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、シャルピー試験を実施した。その試験結果から破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を算出した。破面遷移温度は−６０℃以下を良好な範囲とし、評価を行った。

＜溶接部の低温靭性＞
上記の各鋼板から長さ６００ｍｍ、幅３００ｍｍの溶接試験片を切り出し、板厚が２５ｍｍ未満の鋼板についてはＩ型開先に加工し、また、板厚が２５ｍｍ以上の鋼板についてはＸ型開先に加工し、それぞれの試験片について、入熱量が約３５ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行って溶接継手を作製した。各溶接継手から衝撃試験片の端部が鋼板の表面から１ｍｍとなる位置でノッチ位置がフュージョンラインに一致するように採取し、シャルピー試験を行い、−５５℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５５）を測定した。−５５℃での吸収エネルギーは５０Ｊ以上を良好な範囲とし、評価を行った。

表３に示すように、本発明例である試験番号１〜１０の鋼は、本発明で規定する種々の条件のいずれも満たしていることから、目標とする機械的特性を達成しており、多目的タンク用の鋼材として十分な特性を有していた。

一方、比較例の試験番号１１では、Ｃ含有量が多過ぎるため、強度特性は満足するが、フェライト相の面積率が低くなり、さらに上記（２）式の関係を満たす硬質相の粒径が大き過ぎるため、低温靭性が劣化した。比較例の試験番号１４でも低温靭性が劣化しているが、これは、Ｍｏを過剰に含有することに起因して、ＳＰ１が本発明で規定する範囲を超えたためである。

比較例の試験番号１２および１３では、強度特性が目標を満足しなかった。すなわち、試験番号１２では、Ｎｂを添加したためフェライト粒が過剰に細粒化され、降伏強さ（ＹＳ）および降伏比（ＹＲ）が上限を超えた。試験番号１３では、ＳＰ１が本発明の規定範囲を下回ったため、上記（２）式の関係を満たす硬質相が十分に得られず、降伏強さおよび引張強さが目標に達しなかった。

比較例の試験番号１５〜１８の鋼は、本発明で規定する化学組成の範囲内であるが、本発明で規定する範囲を外れる製造条件により作製されたものである。試験番号１５では、圧延終了温度がＡｒ₃温度−４０℃を下回り、フェライト相が加工硬化したため、フェライト相のアスペクト比が本発明の規定範囲を超え、降伏強さが上昇し、低降伏比が得られなかった。

試験番号１６および１７では、いずれもＡｒ₃点以下の温度での圧下率が不足したため、Ｃの硬質相への濃縮が不十分となり、引張強さが目標に達しなかった。特に、試験番号１６では、圧延終了温度が高すぎたため、フェライト粒が粗大でもあった。試験番号１８では、圧延後の冷却で水冷処理を施したため、フェライト相の面積率が低下し、降伏強さが上昇した。

本発明の低降伏比低温用鋼は、低降伏比で母材および溶接部の低温靭性に優れ、多目的タンク用の鋼材に好適である。また、本発明の低降伏比低温用鋼の製造方法によれば、平坦度の矯正といった別途の工数を必要とすることなく、低温靭性に優れた低降伏比低温用鋼の鋼材を高い生産性で製造することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下、およびＮ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、およびＭｏ：０．１５％以下のうちの２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式から求められるＳＰ１が０．０６〜０．１２％である低降伏比低温用鋼であって、
板厚をｔとして表面からｔ／４の位置において、組織がフェライト組織と硬質組織の複相組織であり、前記フェライト組織の面積率が８０％以上であり、前記硬質組織のうちで下記（２）式の関係を満たす硬質組織を１００μｍ四方の領域に１５個以上含み、当該硬質組織の円相当平均粒径が２〜５μｍであり、前記フェライト組織の円相当平均粒径が７．５〜２０μｍであり、前記フェライト組織のアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする低降伏比低温用鋼。
ＳＰ１＝Ｃｒ／５＋Ｍｏ／３＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
但し、（１）式中の元素記号は含有量を示す。
Ｈｖｈ／Ｈｖｍ≧３．０・・・（２）
但し、（２）式中のＨｖｈは硬質組織のビッカース硬さを、Ｈｖｍはフェライト組織のビッカース硬さをそれぞれ示す。
Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのうちの２種以上を含有する場合、Ｃｕの含有量が０．０５％以上であり、Ｎｉの含有量が０．０５％以上であり、Ｃｒの含有量が０．０５％以上であり、Ｍｏの含有量が０．０３％以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比低温用鋼。
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０９０％以下、およびＮ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、およびＭｏ：０．１５％以下のうちの２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式から求められるＳＰ１が０．０６〜０．１２％である鋼素材を、
１０００℃〜１２００℃に加熱した後、Ａｃ₃点以上の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、さらに（Ａｒ₃点−４０℃）以上、Ａｃ₃点未満の温度で圧下率を３０％以上として圧延し、（Ａｒ₃点−４０℃）以上、８００℃未満の温度で圧延を終了し、室温まで５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする低降伏比低温用鋼の製造方法。
ＳＰ１＝Ｃｒ／５＋Ｍｏ／３＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
但し、（１）式中の元素記号は含有量を示す。