特許 6984320 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6984320

(24)【登録日】2021年11月29日

(45)【発行日】2021年12月17日

(54)【発明の名称】靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20211206BHJP

   C22C 38/08 20060101ALI20211206BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20211206BHJP

   C21D 8/02 20060101ALI20211206BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302B

   C22C38/08

   C22C38/54

   C21D8/02 D

【請求項の数】7

【全頁数】16

(21)【出願番号】特願2017-210528(P2017-210528)

(22)【出願日】2017年10月31日

(65)【公開番号】特開2019-81931(P2019-81931A)

(43)【公開日】2019年5月30日

【審査請求日】2020年6月3日

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】日本製鉄株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001977

【氏名又は名称】特許業務法人なじま特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】古谷 仁志

(72)【発明者】

【氏名】渡邉 健太郎

(72)【発明者】

【氏名】森 敬祐

(72)【発明者】

【氏名】浅羽 正和

(72)【発明者】

【氏名】末松 芳章

【審査官】 河野 一夫

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０６−１１６６３７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−２５０７６６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０３−２２３４４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０８−０２７５１７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−１９７７９１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−１９７７９３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１８−１０４７９３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 古谷仁志、田川哲哉、石川幸司，低温用鋼の引張変形特性に及ぼすニッケル量の影響，鉄と鋼，日本，社団法人日本鉄鋼協会，2014年04月30日，Vol.100，678-687，https://doi.org/10.2355/tetsutohagane.100.678

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２２Ｃ ３８／０８

Ｃ２２Ｃ ３８／５４

Ｃ２１Ｄ ８／０２

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

鋼が、質量％で、
Ｃ ：０．０２％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、
Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下であり、引張強さが６９０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下であることを特徴とする，ニッケル含有鋼板。

【請求項2】

さらに質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上５．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．０５００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．０３００％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．０３００％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０３００％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする、請求項１に記載のニッケル含有鋼板。

【請求項3】

質量％で、
Ｃ ：０．０２％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、
Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上８５０℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後空冷する熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【請求項4】

質量％で、
Ｃ ：０．０２％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、
Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上９００℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後、冷却速度２００℃/s以下で水冷する熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【請求項5】

質量％で、
Ｃ ：０．０２％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、
Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、
Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、
Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上９００℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後、水冷停止温度を１５０℃以上５５０℃以下とする水冷を行う熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【請求項6】

焼き入れと焼き戻しの間に、加熱温度範囲が５８０℃以上７２０℃以下、保持時間が５分以上１００分以下の中間熱処理を行うことを特徴とする、請求項３乃至５のいずれか１項に記載のニッケル含有鋼板の製造方法。

【請求項7】

さらに質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上５．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．０５００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．０３００％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．０３００％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０３００％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする請求項３乃至６のいずれか１項に記載のニッケル含有鋼板の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、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が、特に−２５３℃程度の低温での破壊靱性が要求される低温タンクでの使用において有効である。

【背景技術】

【0002】

水素のエネルギーとしての利用に伴い、インフラの整備が重要な課題とされている。水素を液化保存するタンクの材料として、オーステナイト系ステンレス鋼などが使用されている。しかしながら、タンクの大型化をはかるためには、強度増大が容易なフェライト系の低温用鋼が必要である。しかし、フェライト系の低温用鋼は、低温脆性を生じるため、この克服が実用化への鍵となる。たとえば６％のひずみ付与後に２００℃で１ｈｒの熱処理を行った材料の−２５３℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーの最低値が１５０Ｊ以上であることが望ましい。現在の水準では、これを達成することは必ずしも容易ではない。
フェライト系低温用ニッケル鋼の−２５３℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーに、ごく低い確率で発生する低値には、介在物が関わっていることがある。連続鋳造で製造される鋼スラブには、数μｍの介在物が浮上分離せずに残存しているが、通常の清浄度であれば、そのような独立した介在物が−２５３℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーに与える影響は軽微である。しかしながら、数μｍの介在物が凝集合体したクラスターを形成した場合、６％のひずみ付与後に２００℃で１ｈｒの熱処理を行った材料の−２５３℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーが１５０Ｊ以下に低下することがある。介在物の主たるものは、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）である。アルミナクラスターは、製鋼工程において一般的に生じうる事象であり、本質的な改善は困難である。

【0003】

介在物、たとえばＭｎＳなどの伸長介在物による害悪を軽減する方法として、クロス圧延がある。クロス圧延とは、鋼板の形状を作りこむ熱間圧延において、普通は鋼板の長手方向にのみ実施する圧延のうち、一部の圧下を鋼板の幅方向に実施するものであり、介在物がＭｎＳの場合は鋼板長手方向のＭｎＳの伸長が抑制されることから、試験片の長手方向が圧延幅方向と平行になるような試験片を用いたシャルピー試験において、シャルピー衝撃吸収エネルギーが改善する。

【0004】

たとえば、特許文献１、特許文献２では、クロス圧延を実施する際の幅方向圧延を未再結晶温度域で行うことで、曲げ加工性や低温靭性を改善している。しかしながら、未再結晶温度域での幅方向圧延を行った場合、圧下前のオーステナイト粒径が大きいまま未再結晶域圧延を行うこととなり、靭性が不安定になる場合もあり、この方法では前記の目的を達成できない。また、特許文献３には、クロス圧延を実施する際の幅方向圧延と長手方向圧延の圧下比率を規定することで等方性の高い鋼板としている。介在物の制御に関しては、この方法が有効であるものの、圧下比率の規定のみでは、シャルピー衝撃吸収エネルギーに最も影響する因子である平均有効結晶粒径を小さくできないため、この方法では前記の目的を達成できない。
つまり、現在の技術では、靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板を提供することはできない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【特許文献1】特許第４８９７１２５号

【特許文献2】特開２００５−２２６０８０号公報

【特許文献3】特開２００２−１６１３４１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

本発明は、靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0007】

本発明は、靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下であり、引張強さが６９０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下であることを特徴とする，ニッケル含有鋼板。

【0008】

（２）さらに質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上５．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０３００％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０３００％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする、前記（１）に記載のニッケル含有鋼板。

【0009】

（３）質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上８５０℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後空冷する熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【0010】

（４）質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上９００℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後、冷却速度２００℃/s以下で水冷する熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【0011】

（５）質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｎｉ：１０．０％超１５．０％以下、Ａｌ：０．００２％以上０．０９０％以下、Ｎ：０．０００１％以上０．００７０％以下、Ｔ−Ｏ：０．０００１％以上０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成である鋳片あるいは鋼片を、下記（Ａ）〜（Ｃ）の工程を経て、旧オーステナイト円相当粒径が２０μm以下であり、有効結晶粒径が７．０μm以下である鋼板とすることを特徴とする、ニッケル含有鋼板の製造方法。
（Ａ）前記鋳片あるいは鋼片に、加熱温度が８５０℃以上１３００℃以下、圧下比が４以上および仕上圧延１パス前入側温度が６００℃以上９００℃以下である圧延を施して鋼板となし、その後、水冷停止温度を１５０℃以上５５０℃以下とする水冷を行う熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた鋼板に、５５０℃以上７００℃以下の温度域における昇温速度を０．３℃/s以上として加熱し、６８０℃以上８３０℃以下の温度域に５分以上１００分以下保持し、次いで急冷する焼入工程；および
（Ｃ）前記焼入工程により得られた鋼板を５００℃以上６６０℃以下の温度域で５分以上１００分以下保持する焼戻し工程。

【0012】

（６）焼き入れと焼き戻しの間に、加熱温度範囲が５８０℃以上７２０℃以下、保持時間が５分以上１００分以下の中間熱処理を行うことを特徴とする、前記（３）〜（５）のいずれかに記載のニッケル含有鋼板の製造方法。

【0013】

（７）さらに質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上５．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０５００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０３００％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０３００％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする前記（３）〜（６）のいずれかに記載のニッケル含有鋼板の製造方法。

【発明の効果】

【0014】

本発明によれば、不可避的にアルミナクラスターが存在する場合でも、厚板工程の製造方法の工夫により、優れた靭性の低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法を提供することが可能となり、産業上の価値の高い発明であるといえる。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】熱間圧延後空冷における旧オーステナイト円相当粒径に及ぼす圧下比と仕上げ１パス前温度の関係を示すグラフである。

【図2】熱間圧延後水冷における旧オーステナイト円相当粒径に及ぼす圧下比と仕上げ１パス前温度の関係を示すグラフである。

【図3】旧オーステナイト円相当粒径に及ぼす焼入れ時の昇温速度の影響を示すグラフである。

【図4】ひずみ時効後の平均有効結晶粒径と靭性の関係を示すグラフである。

【図5】旧オーステナイト円相当粒径と平均有効結晶粒径の関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0016】

本発明を詳細に説明する。発明者は、低温用ニッケル含有鋼板のうち、Ｎｉ含有量が１０．０％超１５．０％以下の鋼板において、製鋼工程ではなく熱間圧延以降の工程でアルミナクラスターに起因する靭性低下を回避、もしくはリカバリーできないか鋭意検討した。その結果、適正な熱間圧延の後、焼入れの昇温時に６００℃以上７５０℃以下の昇温速度をわずかに高めることで、旧オーステナイトが大幅に微細化することを知見した。旧オーステナイト円相当粒径の微細化は、最終的な組織、すなわち焼戻しマルテンサイトを主体とする組織の微細化に繋がることから、靭性を大幅に改善することができる。

【0017】

本発明において、旧オーステナイト円相当粒径を大幅に微細化するためには、２つの製造方法の組み合わせが重要である。第１点目は、焼入れ前に実施される熱間圧延の条件を適正に制御することであり、第２点目は、圧延後の焼入れの際の昇温条件を適正に制御することである。
本発明では、熱間圧延工程（Ａ工程）、焼入工程（Ｂ工程）、焼戻し工程（Ｃ工程からなる。最初のＡ工程、すなわち、焼入れ前に実施される熱間圧延の条件について説明する。尚、熱間圧延の条件は、熱間圧延後空冷する場合と、熱間圧延後水冷する場合で異なる。

【0018】

（１）熱間圧延後空冷する場合；
最初に、熱間圧延後空冷する場合について説明する。Ｎｉを１０．０％超１５．０％以下含有する鋳片あるいは鋼片を、加熱温度を８５０℃以上１３００℃以下とした加熱を行った後、熱間圧延を行い、以後空冷する。熱間圧延は、圧下比４以上で行い、仕上げ１パス前温度を６００℃以上８５０℃以下とする。ここで、圧下比とは、圧延前の鋼片の厚さを、圧延後の鋼板の厚さで除した値である。また、仕上げ１パス前温度とは、圧延の最終１パスを行う直前たとえば５秒以内に測定された、鋼板表面の温度を指す。図１には、圧延後空冷する場合において、圧下比と仕上げ１パス前温度を種々変えた実験を行い、熱処理後の鋼板を用いて推定した、焼入れ加熱時の旧オーステナイト粒径と仕上げ１パス前温度の関係を示す。仕上げ１パス前温度が８５０℃超の場合、空冷で常温まで冷却された時点での組織が粗大であるため、旧オーステナイト円相当粒径が大きくなる。また、仕上げ１パス前温度が６００℃未満では、変形抵抗が大きいため熱間圧延を実施できない。さらに、圧下比が４未満の際には、空冷後の組織が粗大になるため、旧オーステナイト円相当粒径が大きくなる。なお、ここで旧オーステナイト円相当粒径とは、熱処理後、最終製品の鋼板の板厚中央部から採取した光学顕微鏡試料について、長手方向と厚さ方向がなす面に平行な面を研磨し、さらにピクリン酸等の腐食液により焼入れ加熱時の旧オーステナイト粒界を現出したのち、ＪＩＳＧ０５５１に記載の方法で測定した粒度番号から算出した円相当直径をいう。

【0019】

（２）熱間圧延後水冷する場合；
次に、熱間圧延後水冷する場合について説明する。Ｎｉを１０．０％超１５．０％以下含有する鋳片あるいは鋼片を、加熱温度を８５０℃以上１３００℃以下とした加熱を行った後、熱間圧延を行い、以後水冷する。熱間圧延は、圧下比４以上で行い、仕上げ１パス前温度を６００℃以上９００℃以下とする。熱間圧延後、水冷の場合は、変態温度の低温化により、空冷よりも仕上げ１パス前温度上限が５０℃高温で同様の微細化効果が得られる。図２には、熱間圧延後水冷する場合において、圧下比と仕上げ１パス前温度を種々変えた実験を行い、熱処理後の鋼板を用いて推定した、旧オーステナイト円相当粒径と仕上げ１パス前温度の関係を示す。仕上げ１パス前温度が９００℃超の場合、水冷で常温まで冷却された時点での組織が粗大であるため、旧オーステナイト円相当粒径が大きくなる。また、仕上げ１パス前温度が６００℃未満では、変形抵抗が大きいため熱間圧延を実施できない。さらに、圧下比が４未満の際には、水冷後の組織が粗大になるため、旧オーステナイト円相当粒径が大きくなる。

【0020】

焼入れの際の昇温速度；
次に、Ｂ工程、すなわち、焼入工程について説明する。
焼入れの際の加熱中の昇温速度は、６００℃以上７５０℃以下の平均昇温速度を０．３℃/s以上とすることで、旧オーステナイト円相当粒径を大幅に微細化することができる。ここで、平均昇温速度とは、この場合、６００℃と７５０℃との間の温度差１５０℃を、この間の昇温に要した時間で除した値である。図３には、焼入れの昇温速度を種々変えた実験を行い、熱処理後の鋼板を用いて推定した、旧オーステナイト円相当粒径と６００℃以上７５０℃以下の平均昇温速度の関係を示す。焼入れ時の昇温速度が０．３℃/s以上の場合、旧オーステナイト円相当粒径が小さくなる。

【0021】

ここで、昇温速度を高める温度区間を明らかにするために、２００℃以上焼入れ加熱温度以下の昇温速度を０．１℃/sとした標準的な昇温を行った際の旧オーステナイト円相当粒径を、特定の温度範囲のみ昇温速度を２℃/sに高め、その他の温度範囲の昇温速度は０．１℃/sとした３つの条件、すなわち２００℃以上６００℃未満のみを２℃/sとした条件、６００℃以上７５０℃以下のみを２℃/sとした条件、７５０℃超焼入れ加熱温度以下のみを２℃/sとした条件での昇温時の旧オーステナイト円相当粒径と比較した。その結果、表１に示すように、６００℃以上７５０℃以下のみを２℃/sとして、その他の温度区間は０．１℃/sとした条件のみで、著しい旧オーステナイト円相当粒径の微細化がみられた。このことから、昇温速度の増大によって旧オーステナイト円相当粒径の微細化をはかる場合、６００℃以上７５０℃以下の昇温速度を高めることが必要である。

【0022】

【表1】

【0023】

平均有効結晶粒径の微細化により、ひずみ時効後の靭性が向上する。図４には、ひずみ時効後の靭性と、平均有効結晶粒径の関係を示す。本発明の鋼板においては、高い安全性の観点から、６％のひずみを付与した後に２００℃で１時間熱処理をした後に試験片を採取して行った試験温度−２５３℃のシャルピー試験の吸収エネルギーが仕様上求められることが多く、その値は最大１５０Ｊであることから、１５０Ｊ以上を合格とした。この場合、平均有効結晶粒径は７．０μｍ以下であることが必要である。旧オーステナイト円相当粒径が微細化すると、最終的な組織も微細化する。図５には、焼入れ、焼戻し後の平均有効結晶粒径と、焼入れ、焼戻し後の鋼板を用いて推定した、旧オーステナイト円相当粒径の関係を示す。なお、ここで、平均有効結晶粒径とは、熱処理をすべて終了した鋼板の板厚中央部から採取した試料について、機械研磨およびひずみ除去のための化学研磨あるいは電解研磨、あるいはコロイダルシリカ等による研磨を行ったのち、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）により測定したデータから、方位差１５°以上の界面を粒界と定義して算出した円相当直径である。

【0024】

前述の図４のように、試験温度−２５３℃のシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊを達成するために必要な平均有効結晶粒径は最大７．０μｍであることから、図５では平均有効結晶粒径７．０μｍ以下を合格とした。この場合、焼入れ加熱時の旧オーステナイト粒径は２０μｍ以下であることが必要である。

【0025】

以下に鋼板の合金元素の範囲を規定する。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０２％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は靱性低下を招くため、その上限を０．１２％とする。

【0026】

Ｓｉは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０２％以上とする。しかし、一方で０．３５％超のＳｉ添加は靭性や溶接性の低下を招くためその上限を０．３５％とする。

【0027】

Ｍｎは、強度増大に有効な元素であり、最低でも０．１０％以上の添加が必要となるが、逆に１．５０％を超えて添加すると焼戻し脆化感受性が高くなって靭性が低下する。よって、Ｍｎの添加量を０．１０％以上１．５０％以下と規定する。

【0028】

Ｐは、０．００１０％未満とするには精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、好ましくない。また０．０１００％を超えると焼戻し脆化により靭性が低下する。よって、Ｐの添加量を０．００１０％以上０．０１００％以下と規定する。

【0029】

Ｓは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、好ましくない。また０．００３５％を超えると靱性が低下する。よって、Ｓの添加量を０．０００１％以上０．００３５％以下と規定する。

【0030】

Ｎｉは、下限については靭性確保のため、最低でも１０．０％超の添加が必要となる。また、１５．０％超では製造コストが大幅に増大する。よって、Ｎｉの添加量を１０．０％超１５．０％以下と規定する。

【0031】

Ａｌは、脱酸に有効な元素であり、最低でも０．００２％以上の添加が必要となるが、逆に０．０９０％を超えて添加すると溶鋼再酸化を通じたアルミナクラスター形成を通じて靭性が低下する。よって、Ａｌの添加量を０．００２％以上０．０９０％以下と規定する。

【0032】

Ｎは、下限については材質特性上、特に規定はないものの、０．０００１％未満では精錬負荷の増大によって生産性が著しく低下するため０．０００１％以上とする。し、また０．００７０％を超える添加では靭性が低下するため上限は０．００７０％とする。よって、Ｎの添加量を０．０００１％以上０．００７０％以下と規定する。

【0033】

Ｔ−Ｏは、成分中の酸素の総量であり、下限については材質特性上、特に規定はないものの、０．０００１％未満では精錬負荷の増大によって生産性が著しく低下するため０．０００１％以上とする。０．００３０％を超えて添加するとアルミナクラスター形成を通じて靭性が低下するため上限は０．００３０％とする。よって、Ｔ−Ｏの添加量を０．０００１％以上０．００３０％以下とする。

【0034】

なお、本発明では、さらに強度に影響するものとして、以下の元素を添加することができる。
Ｃｕは、強度確保のため、最低でも０．０１％以上の添加が必要となるが、２．００％を超えると靭性が低下する。よって、Ｃｕの添加量を０．０１％以上２．００％以下と規定する。

【0035】

Ｃｒは、焼入性の確保し、強度に影響を与える元素であり、最低でも０．０１％以上の添加が必要となるが、逆に５．００％を超えて添加すると靭性と溶接性が低下する。よって、Ｃｒの添加量を０．０１％以上５．００％以下と規定する。

【0036】

Ｍｏは、強度確保および焼戻し脆化の軽減に有効な元素であり、最低でも０．０１％の添加が必要となるが、逆に１．００％を超えて添加すると靭性と溶接性が低下する。よって、Ｍｏの添加量を０．０１％以上１．００％以下と規定する。

【0037】

Ｂは、焼入性の向上に有効で強度に影響を与える元素である。０．０００２％未満ではその効果が小さく、０．０５００％を超える添加では靭性が低下する。よって、Ｂの添加量を０．０００２％以上０．０５００％以下と規定する。

【0038】

Ｎｂは強度確保に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５０％超の添加では靱性の低下を招く。よって、Ｎｂの添加量を０．００１％以上０．０５０％以下と規定する。

【0039】

Ｔｉは、強度確保に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｔｉの添加量を０．００１％以上０．０５０％以下と規定する。

【0040】

Ｖは、強度確保に有効な元素である。０．００１％未満の添加では効果が小さく、０．０５０％超の添加では靱性の低下を招く。よって、Ｖの添加量を０．００１％以上０．０５０％以下と規定する。

【0041】

Ｃａは、結晶粒径に影響を与え、強度に影響する元素であると共に、ノズル閉塞防止に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．０３００％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｃａの添加量を０．０００３％以上０．０３００％以下と規定する。

【0042】

Ｍｇは、強度に影響を与え、靱性向上に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．０３００％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｍｇの添加量を０．０００３％以上０．０３００％以下と規定する。

【0043】

ＲＥＭは、強度に影響を与え、靱性向上に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．０３００％超の添加では靭性の低下を招く。よって、ＲＥＭの添加量を０．０００３％以上０．０３００％以下と規定する。

【0044】

なお、鋼板および溶接材料を製造する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入しうる、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ等も０．００２％未満の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。

【0045】

次に本発明の鋼板の製造方法について記載する。
鋼板は、連続鋳造で製造されたスラブを前記の方法で熱間圧延する方法で製造されるが、前記以外に、一般的にマルテンサイトを主体とする組織を微細化するために実施する下記の条件も必要になる。熱間圧延工程のＡ工程において、鋼片の加熱温度は、１３００℃超ではオーステナイトの粒成長により変態後のマルテンサイトを主体とする組織が粗大化すること、８５０℃未満では熱間圧延が困難になることから、８５０℃以上１３００℃以下とする。
熱間圧延は、前述図１、図２での説明のように、圧下比４以上で行い、仕上げ１パス前温度を、その後の冷却が空冷の場合は６００℃以上８５０℃以下、水冷の場合は６００℃以上９００℃以下とする。

【0046】

熱間圧延後に水冷を行う場合、水冷時の冷却速度を２００℃/s超とすることは設備コストが高くなることから、水冷時の冷却速度は２００℃/s以下とすることが好ましい。なお、圧延後に水冷を実施する場合、常温まで水冷することのほかに、水冷を途中停止することができる。水冷停止温度が１５０℃未満では、温度が不均一になり材質がばらつくこと、水冷停止温度が５５０℃超では、組織が粗大化することから、水冷停止温度を１５０℃以上５５０℃以下とすることも好ましい。

【0047】

熱間圧延工程後、即ちＡ工程後は、焼入工程であるＢ工程を行う。焼入れ時の６００℃以上７５０℃以下の昇温速度は、前述図３での説明のように、０．３℃/s以上とする。焼入れ時の最高加熱温度は、６８０℃未満では未変態組織が残存して靭性が低下し、８３０℃超では焼入れ加熱時の旧オーステナイトが粗大化して靭性が低下する。よって、焼入れ時の最高加熱温度を６８０℃以上８３０℃以下とする。
焼入れ加熱時の保持時間は、５分以下では材質が不均一になり、１００分以上では組織が粗大化して靭性が低下する。よって、焼入れ加熱時の保持時間を５分以上１００分以下とする。

【0048】

なお、必要に応じて、焼入れと焼戻しの間に、中間熱処理を行うことができる。中間熱処理の加熱温度が５８０℃未満の場合、靭性低下し、７２０℃超では、中間熱処理によるオーステナイト安定化による靭性改善効果が殆ど得られないことから、中間熱処理の加熱温度を５８０℃以上７２０℃以下とすることが好ましい。

【0049】

中間熱処理の保持時間は、５分未満では逆変態がほとんど進まずに焼入れ加熱時の旧オーステナイト安定化による靭性改善効果がほとんど得られず、１００分超では逆に焼入れ加熱時の旧オーステナイト分率が高くなり不安定化して靭性低下することから、中間熱処理の保持時間を５分以上１００分以下とする。

【0050】

焼戻し工程であるＣ工程は、５００℃未満では、焼戻し脆化により靭性が低下し、６６０℃超では靭性が低下することから、５００℃以上６６０℃以下で実施するのが望ましい。また、焼戻しの保持時間は、５分未満では十分な効果が得られる靭性が低下し、１００分以上では生産性が低下することから、５分以上１００分以下とするのが望ましい。
なお、本発明の鋼の引張強さは、当該の分野で求められる引張強さ６９０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下の範囲とする。

【実施例】

【0051】

種々の化学成分、製造条件で製造した板厚１５、５０ｍｍの鋼板について、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。鋼板の化学成分、旧オーステナイト円相当粒径、平均有効結晶粒径、板厚を表２−１に、熱間圧延条件、熱処理条件、機械的特性の評価結果を表２−２に示す。焼入れ、中間熱処理、焼戻しの最高加熱温度における保持時間は、板厚１５ｍｍでは２０分、板厚５０ｍｍでは４０分とした。

【0052】

引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の金属材料引張試験方法に基づいて行った。試験片は、板厚の１／４だけ鋼板表面から内部に入った部位において、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。常温で２本の試験を行った。常温で２本の試験を行い，引張強さの平均値が６９０ＭＰａ以上９００ＭＰａ以下を合格とした。

【0053】

シャルピー衝撃試験は、予め６％のひずみを常温で付与した後、２００℃で１ｈｒの熱処理を行った鋼板から、２ｍｍＶノッチ試験片のフルサイズ試験片を、板厚の１／４だけ鋼板表面から内部に入った部位において、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように、またノッチの前縁を結ぶ線が板厚方向に平行になるように採取した。試験温度−２５３℃で３本の試験を行い、３本の平均値が１５０J以上を合格とした。

【0054】

【表2-1】

【0055】

【表2-2】

【0056】

実施例１〜３０に示すように、本発明に規定した成分および製造方法で鋼板を製造することにより、優れた引張強度および靭性の鋼板が得られた。
以上の実施例から、本発明により製造された鋼材である発明例実施例１〜３０の鋼板は、引張強度および靭性に優れた鋼板鋼材であることは明白である。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】