(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜1.50％、Ni：1.5〜5.0％、Mo：0.02〜0.08％、Al：0.05％以下、かつ、Ｃ＋Si／３＋10Al＋Mo≦0.50％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有するアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【請求項２】
質量％で、Nb：0.02％以下および／またはTi：0.05％以下を含有する請求項１に記載されたアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【請求項３】
Ca：0.003質量％以下を含有する請求項１または請求項２に記載されたアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【請求項４】
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼組成を有するスラブを、圧延後Ac3点以上に加熱焼入後、Ac1点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【請求項５】
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼組成を有するスラブを、熱間圧延後直ちにAr3点以上から２℃/s以上の冷却速度で400℃以下まで冷却した後、Ac1点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【請求項６】
前記焼戻しに先立って、Ac1〜Ar3点に加熱して焼入を行う請求項４または請求項５に記載されたアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【請求項７】
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼組成を有するスラブを、熱間圧延する際に750〜850℃の累積圧下率が50％以上となるようにした後に、２℃/s以上の冷却速度で冷却を行い、400℃以上で冷却を停止することによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低温用Ni含有鋼、特にＬＰＧ、ＬＮＧなどの低温貯槽タンク用含Ni鋼とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＬＰＧ、ＬＮＧなどの低温貯槽タンクを製造するための低温用鋼には、安全性確保の面から優れた破壊靱性が要求される。例えば、ＬＮＧタンクに使用される９％Ni鋼（本明細書では特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする）においては、ＬＮＧ温度 (−165 ℃) における母材および溶接継手の脆性破壊伝播停止特性 (以下、アレスト特性という) などが求められる。
【０００３】
これに対し、従来技術においてはＰ、Ｓをはじめとする不純物の低減、Ｃの低減、３段熱処理法 [焼入(Q) 、２相域焼入(L) 、焼戻(T)]など種々の改善が行われてきた。一方で、含Ni鋼における強度、靱性向上に有効な合金元素としてMoの添加が検討されてきた。
【０００４】
このような従来技術の状況を特許公報を基に概括すると次の通りである。
まず、特公昭60−9568号公報には、Mo≧(Ni+Cr+Mn)/50 に規定した鋼材が開示されている。
【０００５】
特公昭53−41614 号公報では、任意元素としてMo：0.01〜0.50％添加した熱延コイルを開示している。
特開昭53−97917 号公報では、Mo：0.05〜１％ (ただし、Cr＋1.3 Mo：0.3 〜1.5 ％) のＮ−Ｔ鋼が開示されている。
【０００６】
特公平４−9861号公報では、低Mn系に任意元素としてMo：0.02〜0.40％を添加した鋼材が開示されている。
特開平４−371520号公報では、Mo：0.04〜0.5 ％添加した３段熱処理法(QLT) または直接焼入−２相焼入法(DQ-LT) 法にて製造した板厚40mm以上の９Ni鋼が開示されている。
【０００７】
特開平６−184630号公報では、上記と同じ焼入焼戻法(QT)または直接焼入−焼戻法(DQ-T)法による40mm以上の９Ni鋼の製造方法が開示されている。
特公昭57−21022 号公報および同57−21024 号公報では、Mo：0.1 〜0.5 ％の鋳鋼の製造技術が開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特に近年に至り、溶接継手部の脆性破壊防止の観点から、溶接継手部のCTOD特性向上が望まれ、強度の確保とともに溶接継手靱性の確保が大きな問題となってきている。
【０００９】
ここに、本発明の目的は、各種低温貯槽に使用される鋼材の規格強度を満足させながら、かつ、設計温度以下でのCTOD値 0.2mm以上の溶接部靱性を実現できる低温用Ni含有鋼とその製造方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
そこで、このような観点から上述の従来技術を検討すると、いずれの技術も製造事例としてはMo＞0.1%のものが主体であり、Moの下限を0.05％程度に規定しているものについても限定理由は極めてあいまいなものとなっている。
【００１１】
ここで、従来技術には靱性確保の点で難があった理由として、Moの添加は、強度向上に有効であるが、Mo＞0.1 ％の添加は母材および溶接継手部の靱性の劣化もそれに伴って生じることによるものとの知見を得た。
【００１２】
本発明者らは、Mo添加の影響をさらに詳細に検討した結果、従来ほとんど影響はないとみられていた0.1 ％未満のMo添加が含Ni低温用鋼の特性改善に非常に有効であり、さらに脱酸元素であるSi、Al、ならびに鋼材特性に大きな影響を与えるＣとともにMo添加の影響を調査したところ、各々の寄与を考えて４元素の総和を低く押さえることが必要であることを見い出し、本発明に至った。
【００１３】
すなわち、図１および図２に９％Ni鋼の母材強度および靱性に及ぼす微量Mo添加の影響を、図３に溶接継手部のCTOD特性に及ぼす微量Mo添加の影響を各々示す。いずれも供試の９％Ni鋼の基本組成はＣ：0.05％、Si：0.25％、Mn：0.65％、Ni：9.0 ％、Al：0.035 ％、残部Feおよび不可避不純物である。
【００１４】
ここに、図１は、YP、TSに及ぼすMo含有量の影響を示すグラフであり、図中、Mo添加量の増大に伴ってYP、TSともに増加している。
図２は、３面スリットシャルピーの延性破面率 (−196 ℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフであり、Mo：0.02〜0.08％に極大範囲を有している。
【００１５】
図３は、溶接継手部の限界CTOD値 (−196 ℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフであり、図２の場合と同様にMo：0.02〜0.08％の範囲に極大値がみられる。
【００１６】
これらより、QLT を行った板厚50mmの９％Ni鋼 (Ｃ＝0.05％) において0.1 ％のMo添加にて約80MPa の強度上昇があり、特に0.02％Moの微量添加にても30MPa 以上強度が上昇すること、0.08％程度のMo添加まで母材靱性 (ここではアレスト性の指標とされる３面スリットシャルピー) の劣化および溶接継手部の靱性 (ここでは脆性破壊発生特性の指標とされるCTOD) の劣化はなく、むしろ向上することが認められる。
【００１７】
さらに、溶接継手部の靱性に関しては、図４に示すように、『Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo』を0.50％以下に押さえることで著しい向上が認められる。
ここに、図４は、9%Ni鋼の溶接継手部の限界CTOD値に及ぼすＣ、Si、Al、Mo含有量の影響を示すグラフであり、基本組成としてＣ：0.03〜0.18％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.65％、Ni：9.0 ％、Al：0.01〜0.05％、残部Feおよび不可避不純物を用い、式：Ｃ＋Si/3＋10Al＋Moの値を変化させたときの限界CTOD値の変化を示す。実線のグラフ参照。比較のために上述の基本組成でMn＝1.65％としたときの同じく限界CTOD値の変化を点線で示す。
【００１８】
このように、Mo添加は焼入性の向上および焼戻し時の組織の微細化を通じて母材強度 (および靱性) 向上に有効であるが、逆に硬化相 (Ｍ−Ａなど) および粒界炭化物の生成をもたらし、母材および溶接継手部の靱性低下につながる。そこで、Mo添加量を抑制 (≦0.08％) し、かつ硬化相の生成を抑えるべく、Ｃ、Si、Alを制御 (Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％) することによって、母材の強度向上と、母材および溶接継手部の靱性改善とを同時にもたらすことが本発明において判明した。
【００１９】
加えてＣ、Alを低減してMoを微量ながら添加するという本発明にかかる製造方法は、連続鋳造時のスラブ品質向上という効果も併せて期待できることも判明した。
【００２０】
ここに、本発明は次の通りである。
(1)Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜1.50％、Ni：1.5〜5.0％、Mo：0.02〜0.08％、Al：0.05％以下、かつ、Ｃ＋Si／３＋10Al＋Mo≦0.50％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有するアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【００２１】
(2)Nb：0.02％以下および／またはTi：0.05％以下を含有する上記(1)のアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【００２２】
(3)Ca：0.003質量％以下を含有する上記(1)または(2)のアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【００２３】
(4)上記(1)〜(3)のいずれかの鋼組成を有するスラブを、圧延後Ac3点以上に加熱焼入後、Ac1点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２４】
(5)上記(1)〜(3)のいずれかの鋼組成を有するスラブを、熱間圧延後直ちにAr3点以上から２℃/s以上の冷却速度で400℃以下まで冷却した後、Ac1点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２５】
(6)前記焼戻しに先立って、Ac1〜Ar3点に加熱して焼入を行う、上記(4)または(5)のアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２６】
(7)上記(1)〜(3)のいずれかの鋼組成を有するスラブを、熱間圧延する際に750〜850℃の累積圧下率が50％以上となるようにした後に、２℃/s以上の冷却速度で冷却を行い、400℃以上で冷却を停止することによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２７】
すなわち、本発明が対象とする鋼組成における任意添加成分は、次の各群から選ばれた少なくとも一種以上を適宜組合わせて用いることができる。
【００２８】
I群：Nb：0.02％以下、Ti：0.05％以下。
II群：Ca：0.003％以下。
【００２９】
【発明の実施の形態】
本発明において鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について以下詳述する。
【００３０】
Ｃ：
Ｃは低い方が靱性上は好ましいため0.10％以下、さらに好ましくは0.06％以下とする。一方、要求規格において異なるものの、強度確保の観点から下限を0.03％とする。
【００３１】
Si：
Siは本発明の場合、下限は設定していないが、脱酸元素として、また強度確保の点からは0.10％超の添加が望ましい。一方、多すぎると溶接継手靱性などを劣化させるため上限を0.50％とする。好ましくは0.25％以下が望ましい。
【００３２】
Mn：
Mnは強度および靱性向上のため0.50％以上添加するが、多すぎると溶接性を劣化させる。また、母材および溶接継手部の特性上の不均一性を助長することにもつながるため上限を1.5 ％とする。好ましくは1.0 ％以下である。
【００３３】
Ni：
Niは強度および靱性を同時に向上させる元素として貴重な添加元素であることから1.5 ％以上、好ましくは4.0 ％以上とするが、コストアップにつながるため上限を9.5 ％とする。
【００３４】
Mo：
Moは本発明の特徴を示す元素であり、その添加量を0.02〜0.08％に規定することで、靱性を損わず強度を上昇させる。逆に強度一定として靱性を向上させるためには本発明の範囲の量のMo添加を前提として別の靱性劣化要因となる元素、例えばＣなどを下げることが可能となる。好ましいMo添加量は0.04〜0.06％である。
【００３５】
Al：
Alも、本発明では下限を設定しないが、脱酸元素として鋼の清浄性を確保するために0.01％超の添加が望ましいが、多すぎると粗大なAl2O3 を生成するかあるいは溶接継手部が劣化することから0.05％以下とするが、低いほど継手靱性上は有利となるため、好ましい範囲は0.025 ％以下である。また、このようにAlの添加量を低く抑えることによってAlN 起因の連続鋳造時のスラブ表面品質劣化を防止することができる。
【００３６】
Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo：
母材および溶接継手部の靱性向上の観点から、Mo添加によって生成しやすくなるＭ−Ａ (島状マルテンサイト) の生成を抑制する必要があり、このためにはＣ、Si、Alの低減が必要となるため上記関係式の値の上限を0.50％、望ましくは0.45％以下に規定する。
【００３７】
ここで、Alの係数を10としているのは、継手靱性に対しては他元素よりも低Al化の効果が大きいことを意味している。
次に、本発明においては、組織微細化による靱性改善をはかるためにNb、Tiの少なくとも一種、そしてMnSの生成を防止して靱性改善をはかるためにCaを、それぞれ必要に応じて配合することができる。
【００３９】
Nb：
Nbは細粒化元素として、オンライン加速冷却を活用する際には特に有効であるが、多すぎると継手靱性を劣化させることから上限を0.02％とする。
【００４０】
Ti：
Nbと同様の効果を有するが、Nbと同じ効果を得るためには添加量を増加させる必要があり、上限を0.05％とNbより高めた。また、Tiについては脱酸元素としての活用も考えられる。
【００４１】
Ca：
MnS の生成を防止して母材の板厚方向特性を向上させるために、あるいはシャルピー吸収エネルギーを増大させるために有効であるが、多すぎると清浄性を損なうため0.003 ％以下とする。
【００４２】
次に、本発明にかかる低温用Ni含有鋼の製造方法について説明するが、本発明にかかる方法は、圧延終了後に以下のようにオフライン熱処理を行う場合と、オンライン熱処理を行う場合とに分けて考えることができる。
オフライン熱処理の場合：
一般のQT鋼と同様にAc3 以上にて均一にオーステナイト化した後に、焼入れし、Ac1 点以下にて焼戻しを行う。
【００４３】
さらに靱性を向上させる手段として高Ni材 (例えばNi＞4.5 ％) に対してはAc1 〜Ac3 の２相域焼入れを中間に挿入することが好ましい。
オンライン熱処理の場合：
オフライン熱処理の場合と同様に、均一な焼入れ組織とするためにAr3 以上のオーステナイト相から２℃/s以上の速度で加速冷却する。一般的には水冷が好ましいが薄肉で空冷にても２℃/s以上の冷却速度が確保できる場合には空冷でもかまわない。
【００４４】
オンライン焼入れ後の熱処理方法はオフライン熱処理と同じである。また、制御圧延＋加速冷却を行って強度靱性を向上させる場合には、冷却前の組織の細粒化のために750 〜850 ℃にて累積圧下率50％以上の圧延を行う必要があり、その後の加速冷却は、加速冷却の効果 (強度、靱性の向上) を得るために２℃/s以上の冷却速度とする。また、この場合、400 ℃以下まで加速冷却を行うと靱性の劣化が大きくなることから、400 ℃以上にて加速冷却を停止させることとする。
【００４５】
なお、本プロセス適用に際しては、前述の範囲でのNb添加が好ましい。
ところで、Ｃ、Alを低減してMoを微量ながら添加するという本発明にかかる製造方法は、連続鋳造時のスラブ品質向上という効果も併せて期待できるという点で優れた製造法であると言えるが、その理由は次のように考えられる。
【００４６】
一般に、ＣＣスラブの横ヒビ割れにはAlＮの粒界析出の影響が大きいとされることから、Alの低減はAlＮ析出を抑制し、スラブ品質を向上させ得る。この場合、Ｎの低減も好ましい。また、Ｃの低減もＣによる脆化域（包晶域）を避けるという観点から有効となる。
【００４７】
次に、実施例によって本発明の作用効果についてさらに具体的に説明する。
【００４８】
【実施例】
表１に示す鋼組成を有する供試材を溶製し連続鋳造法によりスラブを製造し、本発明にしたがって熱間圧延終了後、オフラインおよびオンラインで熱処理を行い、得られたNi含有鋼材について溶接性、低温衝撃性の各特性を試験した。製造条件は同じく表１に示す。
【００４９】
結果は表２にまとめて示す。
なお、溶接条件は次の通りである。
溶接方法：ＳＭＡＷ（Ｘ開先）
溶接材料：インコネル
溶接入熱量：約３KJ/mm
【００５０】
【表１】
0003893921.tif 000002
【００５１】
【表２】
0003893921.tif 000003
【００５２】
【発明の効果】
本発明法により製造さた含Ni低温用鋼は、優れた母材および溶接継手特性を有することから各種低温貯槽タンク用鋼板をはじめとする低温用途に幅広く適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】  YP、TSに及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。
【図２】３面スリットシャルピーの延性破面率 (−196 ℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。
【図３】溶接継手FL部の限界CTOD値に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。
【図４】９％Ni鋼の溶接継手FL部の限界CTOD値に及ぼすＣ、Si、Al、Moの影響を示すグラフである。
【図１】
0003893921.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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