(57)【要約】  本発明は深絞り用の鋼材、ならびに前記鋼材および高圧容器の製造方法を提供する。前記深絞り用鋼材は、重量％で、Ｃを０．２５〜０．４０％、Ｓｉを０．１５〜０．４０％、Ｍｎを０．４〜１．０％、Ａｌを０．００１〜０．０５％、Ｃｒを０．８〜１．２％、Ｍｏを０．１５〜０．８％、Ｎｉを１．０％以下、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下、Ｃａを０．０００５〜０．００２％、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％、Ｂを０．０００５〜０．００２０％、ならびにＦｅ及び不可避不純物の残部を含み、その微細組織はフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの３相構造である。本発明の鋼材は、微量のＴｉ及びＢの添加により、靭性が低下することなく、従来の１１００ＭＰａ級の鋼材に比べて強度をさらに向上させることができる。また、深絞り時の球状化熱処理時間を画期的に短縮することによってコスト及び時間を節約し、軟化層の深さを減らして強度の低下を防止し、深絞りによって引張強度１２００Ｍｐａ級の低温・高圧容器用鋼材を製造することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃを０．２５〜０．４０％、Ｓｉを０．１５〜０．４０％、Ｍｎを０．４〜１．０％、Ａｌを０．００１〜０．０５％、Ｃｒを０．８〜１．２％、Ｍｏを０．１５〜０．８％、Ｎｉを１．０％以下、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下、Ｃａを０．０００５〜０．００２％、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％、およびＢを０．０００５〜０．００２０％含み、かつ残部がＦｅ及び不可避不純物である、深絞り用鋼材。
【請求項２】
前記鋼材は、その微細組織が１０〜４０％のフェライト、１０〜４０％のベイナイト及び２０〜８０％のマルテンサイトを含む３相構造であることを特徴とする、請求項１に記載の深絞り用鋼材。
【請求項３】
前記鋼材は、球状化熱処理及び深絞り処理後も、１２００ＭＰａ以上の引張強度、及び−５０℃において３７ジュール以上の低温衝撃靭性を有することを特徴とする、請求項１に記載の深絞り用鋼材。
【請求項４】
深絞り用の前記鋼材は、前記球状化熱処理後の表面軟化層が１ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項３に記載の深絞り用鋼材。
【請求項５】
重量％で、Ｃを０．２５〜０．４０％、Ｓｉを０．１５〜０．４０％、Ｍｎを０．４〜１．０％、Ａｌを０．００１〜０．０５％、Ｃｒを０．８〜１．２％、Ｍｏを０．１５〜０．８％、Ｎｉを１．０％以下、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下、Ｃａを０．０００５〜０．００２％、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％、およびＢを０．０００５〜０．００２０％含み、かつ残部にＦｅ及び不可避不純物を含む鋼塊を、１０００〜１２５０℃で加熱するステップ（再加熱操作）と、
再加熱した前記鋼塊を７５０〜１０００℃の圧延終了温度で圧延するステップ（圧延操作）と、
前記圧延した鋼塊を、その微細組織をフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの３相構造を形成するように焼きならしするステップ（焼きならし操作）と、
を含むことを特徴とする、深絞り用鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記焼きならし操作は、前記鋼材の微細組織が１０〜４０％のフェライト、１０〜４０％のベイナイト及び２０〜８０％のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項５に記載の深絞り用鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記焼きならしした鋼材を、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度で少なくとも３０分間維持する球状化熱処理ステップ（球状化熱処理操作）と、
前記熱処理した鋼材を深絞りするステップ（容器製造操作）
とをさらに含むことを特徴とする、請求項５に記載の深絞り用鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記球状化熱処理後、前記鋼材の表面に発生する軟化層の深さが１ｍｍ以下であることを特徴とする、請求項７に記載の深絞り用鋼材の製造方法。
【請求項９】
８５０〜９５０℃で１．９ｔ＋５分〜１．９ｔ＋３０分間維持した後に焼入れするステップ（焼入れ操作）と、
５５０〜６２５℃で焼戻しするステップ（焼戻し操作）
とをさらに含むことを特徴とする、請求項５に記載の深絞り用鋼材の製造方法。
【請求項１０】
前記焼入れ操作及び焼戻し操作の後、前記鋼材が１２００ＭＰａ以上の引張強度、及び−５０℃において３７ジュール以上の低温衝撃靭性を有することを特徴とする、請求項９に記載の深絞り用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、深絞り（Ｄｅｅｐ  Ｄｒａｗｉｎｇ）用引張強度１２００ＭＰａ級の低温・高圧容器用鋼材及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、特に低温及び高圧用圧力容器、自動車用ＣＮＧ貯蔵容器等に用いられる鋼板の製造時に低温靭性を確保し、必要な鋼材の球状化熱処理時間を短縮して脱炭による強度低下が小さく、かつ経済性及び生産性に優れた、引張強度、低温・高圧容器用鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来は、高い引張強度（一般的に、１１００ＭＰａ級）の低温・高圧容器用鋼板を製造するために、継ぎ目なしパイプ（Ｓｅａｍｌｅｓｓ  Ｐｉｐｅ）をスピニング型（Ｓｐｉｎｎｉｎｇ  ｔｙｐｅ）加工法によって圧力容器用シリンダを製作する方法が使用された。しかし、このような方法で製作されたシリンダは継ぎ目が存在するため、外観が美麗ではなく、且つ、継ぎ目部分の物性が低下するといった問題があった。
【０００３】
また、このような鋼板は継ぎ目なしパイプ用として製作されたものであるため、焼入れ−焼戻しの後に、強力な炭化物析出元素としてバナジウム（Ｖ）が含有される場合が多い。従って、深絞り工程前に球状化熱処理を行う場合は、Ｖの析出強化現象によって鋼材の強度が過度に高くなり、深絞りとして直接使用し難いという問題点があった。
【０００４】
また、このような球状化熱処理は、適切な加工性を付与するために深絞り前に行われる。従来の鋼材に対して球状化熱処理を行う場合、長時間（９０分以上）を要する。従って、球状化熱処理は、鋼材の生産性及び生産コストの面で問題があり、さらに、長時間の球状化熱処理により発生する脱炭現象によって、鋼材の強度低下現象が発生し得るという問題点があった。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は先行技術を解決するために設計され、したがって本発明の目的は、長時間の球状化熱処理時間を短縮することによって時間及びコストを節約し、脱炭による強度の低下を抑制し、さらに球状化熱処理後の強度を７００ＭＰａ以下に維持して高加工性を備えることができる、低温靭性に優れた引張強度１２００ＭＰａ級の鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明は、重量％で、Ｃを０．２５〜０．４０％、Ｓｉを０．１５〜０．４０％、Ｍｎを０．４〜１．０％、Ａｌを０．００１〜０．０５％、Ｃｒを０．８〜１．２％、Ｍｏを０．１５〜０．８％、Ｎｉを１．０％以下、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下、Ｃａを０．０００５〜０．００２％、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％、およびＢを０．０００５〜０．００２０％含み、かつ残部がＦｅ及び不可避不純物を含む深絞り用鋼材であって、前記深絞り用鋼材の微細組織がフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの３相構造であることを特徴とする、深絞り用鋼材を提供する。
【０００７】
さらに本発明の別の一態様では、引張強度が１２００ＭＰａ級で、かつ−５０℃において３７ジュール以上の低温衝撃靭性を有する深絞り鋼材、及び上記鋼材で高圧容器を製造する方法を提供する。本方法は、重量％で、Ｃを０．２５〜０．４０％、Ｓｉを０．１５〜０．４０％、Ｍｎを０．４〜１．０％、Ａｌを０．００１〜０．０５％、Ｃｒを０．８〜１．２％、Ｍｏを０．１５〜０．８％、Ｎｉを１．０％以下、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．０１５％以下、Ｃａを０．０００５〜０．００２％、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％、およびＢを０．０００５〜０．００２０％含み、かつ残部にＦｅ及び不可避不純物を含む鋼塊を、１０００〜１２５０℃で加熱するステップ（再加熱操作）と、７５０〜１０００℃の圧延終了温度で圧延するステップ（圧延操作）と、焼きならし処理を施して、鋼材の微細組織をフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの３相構造に形成するステップ（焼きならし操作）と、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度で３０分以上球状化熱処理及び深絞りを行って高圧容器を製造するステップと、８５０〜９５０℃で１．９ｔ＋５分〜１．９ｔ＋３０分（ｔ：鋼板の厚さ、ｍｍ）間維持するステップと、鋼材を焼入れするステップと、及び焼入れした鋼材を５５０〜６２５℃で焼戻しするステップとを含む。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の鋼材は、微量のＴｉ及びＢの添加により、靭性が低下することなく、従来の１１００ＭＰａ級の鋼材に比べて強度をさらに向上させることができる。また、本発明の例示的な一態様による鋼材の製造方法は、深絞り時の球状化熱処理時間を画期的に短縮することによってコスト及び時間を節約し、かつ鋼材の強度の低下を防止するために軟化層の深さを減らすことによって、１２００Ｍｐａ級の引張強度を有する低温・高圧容器用の深絞り用鋼材を製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
前述したように、本発明の例示的な態様は、深絞り用に適合する合金設計を通じて、引張強度１２００ＭＰａ級の鋼及び適正な熱処理方法を提供する。従って、滑らかな外観で、継ぎ目部分がなく、且つ、物性及び生産性に優れた低温・高圧容器用鋼を提供する。
【００１０】
以下に、本発明の一つの例示的な態様の成分系および限定範囲について詳しく説明する（以下、重量％は「％」と略称する）。
【００１１】
Ｃは、目標とする強度を確保するために添加される元素である。Ｃの添加量が少なすぎると強度が急激に低下する一方、添加量が多すぎると溶接性が低下する。このため、添加するＣを０．２５〜０．４０％の範囲に限定した含量で使用する。
【００１２】
Ｓｉは、製鋼工程に必要な脱酸剤の役割をし、固溶強化元素として強度にも影響を与える。このため、Ｓｉを０．１５〜０．４０％の範囲の含量で添加する。
【００１３】
Ｍｎは、鋼の強度及び靭性に重要な影響を与える合金元素である。Ｍｎの含量が０．４％未満であると強度及び靭性の向上効果を期待できず、また、１．０％超過すると加工性が低下して合金原料コストが上昇するおそれがある、このため、Ｍｎを０．４〜１．０％に限定した含量で使用する。
【００１４】
Ａｌは、Ｓｉと同様に製鋼工程において強力な脱酸剤の一つである。Ａｌを０．００１％以上添加しないとその効果は少ない。一方、０．０５％を超過するとそれ以上の上昇効果は現れない。このため、Ａｌを０．００１〜０．０５％の範囲の含量で添加する。
【００１５】
Ｃｒは、焼入れ性を付与するための必須合金元素である。本発明では、Ｃｒを０．８〜１．２％の含量で添加する。Ｃｒの含量が０．８％未満であると焼入れ性が低下し、強度の確保が困難である反面、１．２％を超えて過度に添加すると製造コストの上昇をもたらす。このため、Ｃｒを０．８〜１．２％に限定した含量で使用する。
【００１６】
Ｍｏは、焼入れ性に有効な合金元素である。そして、Ｍｏは硫化物のクラックを防止する元素として知られている。また、Ｍｏは、焼入れ−焼戻しの後、微細炭化物の析出による強度の確保に有効な元素である。このため、Ｍｏを０．１５〜０．８％の範囲の含量で添加する。
【００１７】
Ｎｉは、低温靭性の向上に非常に効果的な元素である。しかしながら、Ｎｉ自体は高価な元素であるため、本発明の一つの例示的な態様では、Ｎｉを１．０％以下の含量で添加する。
【００１８】
Ｐは、低温靭性を損なう元素である。しかしながら、製鋼工程でＰを除去するには相当なコストがかかる。このため、本発明の一つの例示的な態様では、Ｐを０．０１５％以下の含量で使用する。
【００１９】
また、ＳもＰのように低温靭性を損なう元素である。しかしながら、製鋼工程でＳを除去するには多くのコストがかかる。このため、Ｓを０．０１５％以下の含量で使用する。
【００２０】
Ｃａは、ＭｎＳのように圧延方向に長く伸びる介在物を球状化させて圧延した後、圧延方向に従って材質異方性を減少させる役割を果たす。しかし、Ｃａの含有量が０．０００５％未満であると介在物の球状化効果は大きく期待できない反面、０．００２％を超過すると、却って、介在物の増加をもたらす。このため、Ｃａの含量は０．０００５〜０．００２％に限定した含量で使用する。
【００２１】
Ｂは、本発明において核心的な添加元素で、焼入れ性を高めて高強度化を達成することができる元素である。Ｂの含有量が０．０００５％以下であると、焼入れ性の向上効果は大きく期待できない。一方で、Ｂを０．００２５％を超えて過度に添加すると、その効果がそれ以上増大しない。このため、Ｂを０．０００５〜０．００２０％に限定した含量で使用する。
【００２２】
Ｔｉは、Ｂの添加効果を極大化させる役割をする元素として作用する。このため、Ｔｉを０．００５％以上の含量で添加する。特に、本発明ではＴｉをＢと複合添加することにより、球状化熱処理時の脱炭によって発生する軟化層の深さを１ｍｍ以下と大きく減少させ、強度の低下を最小化させることができる。しかし、Ｔｉを０．０２５％を超えた含量で過度に添加すると製造コストを上昇させる。このため、Ｔｉを０．００５〜０．０２５％に限定した含量で添加する。
【００２３】
以下に、本発明の鋼材を製造する方法及びその条件について詳しく説明する。
【００２４】
まず、本発明の鋼材を製造するためには、鋼塊を１０００〜１２５０℃で再加熱する。再加熱温度が１０００℃より低いと、溶質原子の固溶が難しくなる一方、加熱温度が１２５０℃を超過すると、オーステナイト結晶粒のサイズが粗雑過ぎて、鋼板の物性が低下するおそれがある。
【００２５】
また、本発明において圧延終了温度は、７５０℃〜１０００℃に限定する。圧延終了温度が７５０℃より低いと、未再結晶域圧延量の過多によって材質の異方性が発生して深絞り性が低下するおそれがある。一方、圧延終了温度が１０００℃を超過すると、結晶粒が粗大化して鋼材の物性を損なうおそれがある。
【００２６】
上記条件で圧延された鋼板に対し、通常の焼きならし熱処理を施し、その微細組織がフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの３相複合組織形態に構成されるようにする。これは、マルテンサイト及びベイナイトの強度上昇効果のみならず、本発明において達成しようとする球状化熱処理時間の短縮のための組織構成となる。
【００２７】
マルテンサイト、ベイナイト、パーライト等のような低温変態組織においては、カーバイドが微細なほど球状化速度が速くなる。一般的に球状化速度はマルテンサイト＞ベイナイト＞パーライトの順で球状化時間を短縮できることが知られている。
【００２８】
従って、本発明の一つの例示的な態様では、このような３相複合組織を構成するため、フェライトを１０〜４０％、ベイナイトを１０〜４０％及びマルテンサイトを２０〜８０％含むことができる鋼材を提供する。フェライトの分率が多すぎて、ベイナイト及びマルテンサイトの分率が少ないと強度が低下する一方、フェライトが過度に少ないと深絞り性が劣化するおそれがある。
【００２９】
このような条件により製造された鋼材に深絞りを行う前には、適切な加工性が与えられるよう球状化熱処理が行われる。この場合、Ａｃ１〜Ａｃ３の温度で３０分以上、好ましくは３０〜９０分維持することによって、深絞り前に７００ＭＰａ以下の引張強度を有するようになる。Ａｃ１〜Ａｃ３の温度は、本発明において球状化処理を行うための温度範囲である。この温度範囲より低い温度で球状化熱処理が行われると球状化に長時間が要される。反対に、この温度範囲を超過するとオーステナイトへの相変態が発生し球状化された炭化物の形成が難しくなるおそれがある。よって、球状化熱処理はＡｃ１〜Ａｃ３の温度範囲で行われるようにする。
【００３０】
従来の深絞り用鋼材に必要な球状化熱処理時間が９０分以上であったことと比べると、このような球状化熱処理維持時間の短縮はエネルギー及びコストの節減と生産性の面において非常に重要である。
【００３１】
さらに、このような鋼材に対しては、深絞り後に１２００ＭＰａの引張強度を確保することが要求される。このためには、鋼材の内部組織をオーステナイト組織に変態させる必要がある。したがって鋼材を８５０〜９５０℃で適正時間維持した後に水冷（焼入れ）を施す。若し、焼入れ温度が８５０℃より低いと固溶溶質元素の再固溶が難くなって強度の確保が困難になる。一方で、焼入れ温度が９５０℃より高いと、結晶粒成長により低温靭性を損なうおそれがある。
【００３２】
また、焼入れされた鋼材に対し、５５０〜６２５℃で焼戻しを施す。焼戻し温度が５５０℃より低いと靭性の確保が難しくなる一方で、６２５℃より高いと強度の確保が難しくなる。
【００３３】
このように製造された深絞り高圧容器用鋼材は、１２００ＭＰａ級の引張強度のみならず、−５０℃において３７ジュール以上の低温衝撃靭性を有する。このため、前記の深絞り用鋼材は活用度が高く、非常に優れた物性を有することが分かる。また、鋼材製品に対する球状化熱処理時に、表面部の脱炭による軟化層の深さが、従来の製品に比べて大幅に減少するため、熱処理による強度減少の問題点を解決できるようになる。
【００３４】
以下、実施例を通じて、本発明の一つの例示的な態様による鋼材及びその製造方法についてさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００３５】
次の表１の組成を有する各鋼板（スラブ）を表２の条件で製造した後、物性を測定し、その結果を表３に示した。
【００３６】
【表１】
2011504549.tif 000002
【００３７】
【表２】
2011504549.tif 000003
＊球状化時間：球状化熱処理後、引張強度６５０ＭＰａを得るための最小球状化熱処理時間（分）
【００３８】
表２の結果からも分かるように、発明鋼の球状化熱処理時間は比較鋼の時間に比べて相対的に短い。このため、相対的に短い球状化熱処理時間は、コストの節減、脱炭現象による物性低下の低減に効果的であると判断される。
【００３９】
【表３】
2011504549.tif 000004
＊＊軟化層の深さ：深絞り及び熱処理後、表層から脱炭等による軟化層の深さ（ｍｍ）
【００４０】
なお、上記表３に示したように、本発明の一つの例示的な態様による発明鋼は、表２のように短縮された球状化熱処理時間で調製されているにも関わらず、軟化層の深さを大幅減少させることによって、優れた引張強度及び衝撃靭性の確保が可能な、１２００Ｍｐａ級の引張強度を有する深絞り用鋼材を製造できることが分かる。
【国際調査報告】
2011504549.tif 000005
2011504549.tif 000006