WO2014017057A1 - Ni含有厚鋼板 - Google Patents

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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-containing thick steel plate having excellent low-temperature toughness, and particularly to a steel plate suitable as a member for a storage tank for liquefied natural gas.
  • high Ni-containing steel plates having excellent mechanical properties at low temperatures have been used in many cases for LNG storage tanks for liquefied natural gas (hereinafter referred to as LNG).
  • LNG liquefied natural gas
  • steel plates made of high Ni-containing steel containing 9% by mass of Ni hereinafter referred to as 9% Ni steel are often used, and have many applications.
  • Non-Patent Document 1 shows that low temperature toughness is improved by reducing impurity elements such as P and S. It is described to do.
  • Non-Patent Document 2 describes that low temperature toughness is improved by stabilizing retained austenite.
  • Ni is an expensive metal, and it is desired to further reduce the Ni content.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose a technique for obtaining a thick steel plate having a Ni content lower than that of 9% Ni steel and having good low temperature toughness.
  • the amount of austenite contained, the aspect ratio, and the average equivalent-circle particle diameter are specified and the mechanical properties are improved by manufacturing the method by satisfying them, having a predetermined chemical component. It is said.
  • the toughness of the weld heat affected zone is improved if it has a predetermined chemical component and the Fe content extracted by the extraction residue method is equal to or greater than a predetermined amount after the reproducible thermal cycle test.
  • patent document 3 it is supposed that the brittle crack propagation stop characteristic is improved by using a steel having a predetermined chemical component and having a specific texture.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a Ni-containing thick steel plate that is inexpensive and has excellent low-temperature toughness.
  • the inventors have made C, Si, Mn, P, S, Al, Ni essential elements, and further cooled to liquid nitrogen temperature.
  • the residual austenite after sub-zero treatment is less than 1.7%, and the average grain size of the grains surrounded by the high-angle grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more is 5 ⁇ m or less in terms of the equivalent circle diameter.
  • excellent low temperature toughness can be ensured even when the Ni content is reduced as compared with the conventional 9% Ni steel.
  • the retained austenite is unstable at -165 ° C where LNG tanks are used even though it is stable at room temperature.
  • the presence of residual austenite at ⁇ 165 ° C. is considered to deteriorate toughness because the retained austenite transforms into a martensite structure due to processing-induced transformation at the crack tip of the steel material when the LNG tank breaks. Therefore, by reducing the retained austenite after sub-zero treatment corresponding to -165 ° C where LNG tanks are used and making the structure finer in this way, the Ni content is reduced compared to the conventional 9% Ni steel. Even if it makes it, it is estimated that low-temperature toughness is improved.
  • the present invention has been made based on the above findings, and provides the following (1) to (4).
  • (1) By mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.20%, Mn: 0.45 to 2.00%, P: 0.020% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Ni: 5.0 Containing 8.0%, with the balance being Fe and inevitable impurities,
  • the amount of retained austenite when cooled to the liquid nitrogen temperature is less than 1.7% by volume, and the average grain size of the grains surrounded by the large tilt grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more is equivalent to a circle equivalent diameter of 5 ⁇ m or less.
  • a Ni-containing thick steel plate characterized by being.
  • Ni-containing thick steel plate according to (1) further containing one or two of Cr: 1.00% or less and Mo: 1.000% or less in mass%.
  • the Ni-containing thick steel plate according to the present invention will be described in detail according to the component composition, structure and manufacturing method.
  • the% display in a component is the mass%.
  • C 0.01-0.15%
  • C is an important element for solid solution strengthening of steel. If the C content is less than 0.01%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if C exceeds 0.15%, weldability and workability deteriorate. Therefore, the C content is in the range of 0.01 to 0.15%. Preferably, it is 0.03 to 0.10% of range.
  • Si 0.02 to 0.20%
  • Si is an effective element as a deoxidizer in molten steel, and is also an effective element for solid solution strengthening.
  • the Si content is less than 0.02%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained.
  • Si is added in excess of 0.20%, there arises a problem that ductility is lowered and inclusions are increased. Therefore, the Si content is in the range of 0.02 to 0.20%. Preferably, it is 0.03 to 0.10% of range.
  • Mn 0.45-2.00% Mn is an effective element from the viewpoint of ensuring hardenability and improving strength. If the Mn content is less than 0.45%, the effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, the weldability deteriorates. Therefore, the Mn content is in the range of 0.45 to 2.00%. Preferably, it is in the range of 0.55 to 1.00%.
  • P 0.020% or less
  • the low temperature toughness is deteriorated, but if the content is 0.020% or less, it is acceptable. For this reason, the upper limit of the P content is 0.020%.
  • Al 0.005-0.100%
  • Al is an effective element as a deoxidizer in molten steel, and is also an effective element for improving low temperature toughness. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained sufficiently, while if the Al content exceeds 0.100%, the weldability is lowered. Therefore, the Al content is set in the range of 0.005 to 0.100%. Preferably, it is 0.020 to 0.050%.
  • Ni 5.0-8.0%
  • Ni is an important element in the present invention, and is an element that enhances the hardenability and improves the toughness of the ferrite ground. If the Ni content is less than 5.0%, this effect cannot be exhibited sufficiently. On the other hand, if the Ni content exceeds 8.0%, the cost increases. Therefore, the Ni content is in the range of 5.0 to 8.0%. Further, from the viewpoint of further reducing the cost, it is desirable that the Ni content is in the range of 5.0 to 7.5%.
  • one or two of Cr and Mo can be contained in the following ranges as a selected component of the first group as necessary.
  • Cr 1.00% or less Cr has an effect of improving hardenability and improving low temperature toughness by refining the martensite structure. However, if its content exceeds 1.00%, the weldability deteriorates and the manufacturing cost increases. For this reason, when Cr is contained, the content is made 1.00% or less. In order to effectively exhibit the above effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. More preferably, it is in the range of 0.10 to 0.75%.
  • Mo 1.000% or less Mo has an effect of improving hardenability and improving low-temperature toughness by refining the martensite structure. However, if its content exceeds 1.000%, the weldability deteriorates and the manufacturing cost increases. For this reason, when it contains Mo, the content shall be 1.000% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.005% or more. More preferably, it is in the range of 0.010 to 0.500%.
  • one or more selected from Cu, V, Nb, Ti and B can be contained in the following range as the second group of selected components as required.
  • Cu 1.00% or less Cu is an element that enhances hardenability. However, if its content exceeds 1.00%, the hot workability is lowered and the cost is also increased. For this reason, when it contains Cu, the content shall be 1.00% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.05% or more.
  • V 0.100% or less
  • V is an element that precipitates as carbonitride and has the effect of refining the structure and helps to improve toughness. However, if its content exceeds 0.100%, weldability deteriorates. For this reason, when it contains V, the content shall be 0.100% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.005% or more.
  • Nb 0.100% or less
  • Nb is an element that precipitates as carbonitride and has the effect of refining the structure and helps to improve toughness. However, if its content exceeds 0.100%, weldability deteriorates. For this reason, when it contains Nb, the content shall be 0.100% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.005% or more.
  • Ti 0.100% or less Ti has the effect of improving toughness by fixing solute N harmful to toughness as TiN. However, if its content exceeds 0.100%, coarse carbonitride precipitates and toughness deteriorates. For this reason, when Ti is contained, the content is made 0.100% or less. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.010 to 0.050% or less.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element that enhances hardenability by adding a small amount. However, if its content exceeds 0.0030%, toughness deteriorates. For this reason, when it contains B, the content shall be 0.0030% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.0003% or more.
  • one or two of Ca and REM can be contained in the following ranges as a third group selection component as necessary.
  • Ca 0.0050% or less Ca is an element that fixes S and suppresses the formation of MnS that causes a decrease in toughness. However, if its content exceeds 0.0050%, the amount of inclusions in the steel increases, which leads to deterioration of toughness. For this reason, when it contains Ca, the content shall be 0.0050% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0.0050% REM (rare earth metal) is an element that fixes S and suppresses the formation of MnS, which causes a decrease in toughness. However, if its content exceeds 0.0050%, the amount of inclusions in the steel increases, which leads to deterioration of toughness. For this reason, when it contains REM, when it adds, the content shall be 0.0050% or less of range. In order to effectively exhibit the above effects, the content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ni-containing thick steel sheet of the present invention has the above component composition and is surrounded by large-angle grain boundaries having a residual austenite of less than 1.7% when cooled to a liquid nitrogen temperature and an orientation difference of 15 ° or more.
  • the average grain size of the crystal grains has a structure with an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or less.
  • the structure at ⁇ 165 ° C. in which the LNG tank is used is important. For this reason, a sub-zero treatment for maintaining the liquid nitrogen temperature was performed. Define the later organization. If the retained austenite after the sub-zero treatment is 1.7% or more by volume, sufficient low temperature toughness cannot be obtained. Although there is a report that retained austenite improves low-temperature toughness, the Ni-containing thick steel sheet of the present invention adversely affects toughness. This is because the Ni-containing thick steel sheet of the present invention has a lower Ni content than the conventional 9% Ni steel, so even if residual austenite is present at -165 ° C, it is unstable and the steel at the crack tip is unstable.
  • the residual austenite after cooling to liquid nitrogen temperature shall be less than 1.7% by volume ratio. Preferably, it is 1.0% or less, more preferably 0.5% or less.
  • the average crystal grain size of the crystal grains surrounded by the large tilt grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more is set to 5 ⁇ m or less, preferably 3 ⁇ m or less, in terms of equivalent circle diameter.
  • a slab or steel slab having the above composition is heated at 900 to 1100 ° C. for 10 hours or less, and then at a temperature range of 870 ° C. or less, the cumulative rolling reduction is 40% or more and 70% or less.
  • the cumulative rolling reduction is 40% or more and 70% or less.
  • a direct quenching process in which the obtained hot-rolled steel sheet is immediately quenched to 200 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./s or more. It is preferable to heat at a temperature rise rate of 0.05 to 1.0 ° C./s to a temperature range of 500 to 650 ° C., hold at that temperature range for 10 minutes to 60 minutes, and temper.
  • Heating temperature 900 to 1100 ° C
  • heating time 10 hours or less
  • the heating temperature is less than 900 ° C
  • coarse AlN deposited in the casting stage of steel slabs does not dissolve and toughness decreases.
  • the rolling conditions shown below cannot be substantially satisfied.
  • austenite becomes coarse grains and the toughness decreases.
  • the heating time exceeds 10 hours, the austenite grains become coarse and the toughness decreases. For this reason, the heating temperature is 900 to 1100 ° C., and the heating time is 10 hours or less.
  • Rolling ratio Cumulative rolling reduction of 40% or more and 70% or lower at 870 ° C or lower If the cumulative rolling reduction is less than 40% in the austenite non-recrystallized region of 870 ° C or lower, the martensite structure is not sufficiently refined and toughness Decreases. On the other hand, when the cumulative rolling reduction exceeds 70%, it is difficult to substantially roll at the finishing temperature shown below. For this reason, the rolling reduction is set to 40% or more and 70% or less at 870 ° C. or less.
  • Finishing temperature 700 ⁇ 820 °C
  • the finishing temperature is less than 700 ° C.
  • ⁇ - ⁇ two-phase region rolling occurs, and a bainite phase is generated, so that the desired strength cannot be satisfied.
  • the finishing temperature exceeds 820 ° C.
  • sufficient reduction in the austenite non-recrystallized region becomes substantially difficult, a fine structure cannot be obtained, and the toughness decreases. Therefore, the finishing temperature is 700 to 820 ° C.
  • Cooling starts immediately after the end of rolling. If it does not start immediately, a bainite phase is formed, and the desired strength cannot be satisfied. For this reason, cooling is started immediately after the end of rolling.
  • “immediately” means within about 120 seconds after the end of rolling.
  • Cooling rate 5 ° C./s or more
  • a cooling rate shall be 5 degrees C / s or more.
  • it is 10 ° C./s or more.
  • Cooling stop temperature 200 ° C. or less
  • the cooling stop temperature exceeds 200 ° C., transformation into a uniform martensite structure does not occur in the steel sheet, and desired strength and toughness cannot be obtained. For this reason, the cooling stop temperature is set to 200 ° C. or lower.
  • Tempering heating rate 0.05 to 1.0 ° C / s
  • the tempering temperature rising rate is less than 0.05 ° C./s, the precipitated carbide is coarsened and the toughness is lowered.
  • the tempering temperature rising rate is set to 0.05 to 1.0 ° C./s.
  • Tempering temperature 500-650 ° C
  • the tempering temperature is less than 500 ° C.
  • the effect of improving toughness due to precipitation of fine carbides such as cementite cannot be obtained sufficiently.
  • the tempering temperature exceeds 650 ° C.
  • coarse carbides are precipitated and the toughness is lowered. Therefore, the tempering temperature is 500 to 650 ° C.
  • Tempering holding time 10 minutes or more and 60 minutes or less
  • the tempering holding time is less than 10 minutes, the effect of improving toughness due to precipitation of fine carbides such as cementite cannot be obtained sufficiently.
  • the tempering holding time exceeds 60 minutes, the toughness decreases due to precipitation of coarse carbides.
  • the manufacturing cost increases.
  • the tempering holding time is 10 minutes or more and 60 minutes or less. Cooling after tempering may be either water cooling or air cooling, but if the cooling rate is too high, the temperature difference between the surface and the inside of the steel sheet will increase, causing distortion inside the steel sheet and reducing the low temperature toughness. It is preferable to set it as s or less.
  • Two-phase heat treatment heating rate 0.1 to 1.5 ° C / s
  • Two-phase heat treatment temperature 650-800 ° C
  • the two-phase region heat treatment temperature is less than 650 ° C.
  • sufficient austenite reverse transformation does not occur, and the effect of refinement of the structure cannot be obtained, so that the effect of improving toughness cannot be obtained.
  • the austenite reverse transformation amount is small, C is easily concentrated in the austenite, and the retained austenite increases.
  • the heat treatment temperature in the two-phase region exceeds 800 ° C.
  • the reverse transformed austenite becomes coarse and the toughness decreases.
  • tissue after cooling also coarsens, toughness falls.
  • the manufacturing cost increases. For this reason, the heat treatment temperature in the two-phase region is set to 650 to 800 ° C.
  • the two-phase region heat treatment temperature is preferably 720 to 780 ° C.
  • Two-phase region heat treatment holding time 10 minutes or more and 60 minutes or less
  • the two-phase region heat treatment holding time is less than 10 minutes, sufficient austenite reverse transformation does not occur, and the effect of improving toughness due to refinement of the structure cannot be obtained.
  • the two-phase region heat treatment holding time exceeds 60 minutes, austenite grains become coarse and toughness decreases.
  • generated after cooling also coarsens, toughness falls.
  • C concentrates in austenite retained austenite increases. In addition, the manufacturing cost increases. For this reason, the two-phase region heat treatment holding time is 10 minutes or more and 60 minutes or less.
  • Cooling rate after heat treatment in two-phase region 5 ° C./s or more
  • austenite does not transform into a martensite structure, and desired strength and toughness cannot be obtained.
  • the cooling rate is slow, the amount of C dissolved in ferrite decreases with decreasing temperature, so C moves from ferrite around the austenite that has undergone reverse transformation to austenite, and C concentrates and remains in the austenite. It becomes easy to become austenite.
  • a cooling rate shall be 5 degrees C / s or more. Preferably it is 10 degrees C / s or more.
  • Cooling stop temperature after two-phase region heat treatment 200 ° C. or less
  • the cooling stop temperature exceeds 200 ° C.
  • transformation into a uniform martensite structure does not occur in the steel sheet, and desired strength and toughness cannot be obtained.
  • C is concentrated in austenite and tends to be retained austenite. For this reason, the cooling stop temperature is set to 200 ° C. or lower.
  • tempering is performed in the same manner as described above. That is, it is heated to a temperature range of 500 ° C. to 650 ° C. at a rate of temperature increase of 0.05 ° C./s to 1.0 ° C./s, and is tempered by holding for 10 minutes to 60 minutes in the same temperature range.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace to obtain a small steel ingot (150 kg). After heating these steels under the conditions shown in Table 2, they were hot-rolled to a thickness of 7 to 50 mm, quenched immediately after rolling, and some of the steel plates were subsequently tempered. The remaining steel sheet was subjected to a two-phase region heat treatment after quenching and then a tempering treatment. The obtained steel sheet was subjected to a tensile test, a Charpy impact test, an austenite volume fraction measurement, and a grain size measurement of a crystal grain surrounded by a large-angle grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more in the following manner.
  • Tensile test pieces having a parallel part length of 30 mm, a GL of 24 mm, and a parallel part diameter of 6 ⁇ were taken from the rolling direction at a thickness of 1/2 of each steel plate, and a tensile test was performed at room temperature.
  • Tensile strength (TS) and yield strength (YS) were calculated from the obtained stress-strain curve. TS with 690MPa or higher and YS with 590MPa or higher were considered superior to TS and YS.

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Description

Ni含有厚鋼板
　本発明は、低温靱性に優れたNi含有厚鋼板に関し、特に液化天然ガスの貯蔵用タンク等の部材として好適な鋼板に関する。
　従来、液化天然ガス（以下、LNGと記す）の陸上貯蔵用タンク等には、低温での機械的特性に優れる高Ni含有鋼板が多く用いられてきた。特に、9質量％のNiを含む高Ni含有鋼（以下9％Ni鋼）からなる鋼板が多く用いられており、多くの適用実績がある。
　9％Ni鋼は、これまで、機械的特性や溶接性など種々の特性について検討されてきており、たとえば、非特許文献１には、P、Sなどの不純物元素の低減により、低温靱性が向上することが記載されている。また、非特許文献２には、残留オーステナイトを安定化することで、低温靱性が向上することが記載されている。しかし、Niは高価な金属であり、よりNi含有量を低減することが望まれている。
　9％Ni鋼よりも少ないNi含有量とすることが可能であり、かつ良好な低温靭性を有する厚鋼板を得るための技術が、例えば特許文献１～３に開示されている。特許文献１では、所定の化学成分を有し、含有されるオーステナイトの量、アスペクト比、平均円相当粒径を規定し、それらを満足する方法にて製造することで、機械的特性が向上するとしている。また、特許文献２では、所定の化学成分を有し、再現熱サイクル試験後、抽出残渣法により抽出したFe含有量が所定量以上であれば、溶接熱影響部の靱性が向上するとしている。さらに、特許文献３では、所定の化学成分を有し、特定の集合組織が発達した鋼とすることで、脆性亀裂伝播停止特性が向上するとしている。
国際公開第２００７／０３４５７６号パンフレット 国際公開第２００７／０８０６４５号パンフレット 特開２０１１－２１４０９９号公報
古君修，鈴木重治，中野善文，鉄と鋼，69（1983）5，S492 改訂４版金属便覧，日本金属学会編，丸善，p801
　しかしながら特許文献１、２および３に記載の技術には、実際にLNGタンクが使用される－165℃程度でのオーステナイトの量が規定されておらず、実構造物へ適用した場合の低温靱性に対する配慮がなされていなかった。また、鋼板の製造方法についても詳細には開示されていなかった。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、安価で、優れた低温靱性を有するNi含有厚鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、低温靭性に優れたNi含有厚鋼板を提供すべく鋭意検討を重ねた結果、C、Si、Mn、P、S、Al、Niを必須元素とし、さらに液体窒素温度まで冷却するサブゼロ処理した後の含有される残留オーステナイトが1.7％未満であり、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で5μm以下となるようにすることで、従来の9％Ni鋼と比べて、Ni含有量を低減させた場合であっても優れた低温靱性を確保することが可能であることを見出した。
　9％Ni鋼よりもNi含有量を低減させると、残留オーステナイトは常温で安定であるとしてもLNGタンクが使用される－165℃では不安定である。また、－165℃で残留オーステナイトが存在すると、LNGタンクの破壊における鋼材の亀裂先端では残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイト組織へ変態してしまうため、靱性が低下すると考えられる。そこで、LNGタンクが使用される－165℃に対応するサブゼロ処理後の残留オーステナイトを少なくし、組織をこのように微細なものとすることで、従来の9％Ni鋼よりもNi含有量を低減させても、低温靱性が改善されると推定される。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）～（４）を提供する。
（１）質量％で、C：0.01～0.15％、Si：0.02～0.20％、Mn：0.45～2.00％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.100％、Ni：5.0～8.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
　液体窒素温度まで冷却した際の残留オーステナイト量が体積率で1.7％未満であり、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で5μm以下であることを特徴とするNi含有厚鋼板。
（２）さらに質量％で、Cr：1.00％以下およびMo：1.000％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載のNi含有厚鋼板。
（３）さらに質量％で、Cu：1.00％以下、V：0.100％以下、Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下およびB：0.0030％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載のNi含有厚鋼板。
（４）さらに質量％で、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載のNi含有厚鋼板。
　本発明によれば、9％Ni鋼よりも低いNi含有量でありながらも、9％Ni鋼と同等の低温靱性を有するNi含有厚鋼板を容易に製造することができ、産業上格段の効果を有する。
　以下、本発明に係るNi含有厚鋼板について、成分組成、組織および製造方法に分けて詳細に説明する。
　なお、特に断わらない限り、成分における％表示は質量％である。
（１）成分組成
　最初に成分組成について説明する。
C：0.01～0.15％
　Cは鋼の固溶強化に対して重要な元素である。C含有量が0.01％未満では十分な強度が得られず、一方、0.15％を超えてCを添加すると、溶接性、加工性を劣化させる。このため、C含有量を0.01～0.15％の範囲とする。好ましくは、0.03～0.10％の範囲である。
Si：0.02～0.20％
　Siは溶鋼中の脱酸剤として有効な元素であり、また、固溶強化に対しても有効な元素である。Si含有量が0.02％未満では脱酸効果が十分に得られず、一方、0.20％を超えてSiを添加すると、延靭性が低下する、介在物が増加するといった問題が生ずる。このため、Si含有量を0.02～0.20％の範囲とする。好ましくは、0.03～0.10％の範囲である。
Mn：0.45～2.00％
　Mnは焼入れ性確保、および強度向上の観点から有効な元素である。Mn含有量が0.45％未満ではその効果が十分に得られず、一方、2.00％を超えてMnを添加すると溶接性が劣化する。このため、Mn含有量を0.45～2.00％の範囲とする。好ましくは、0.55～1.00％の範囲である。
P：0.020％以下
　Pは鋼中に多量に含まれると低温靭性の劣化を招くが、その含有量が0.020％以下であれば許容できる。このため、P含有量の上限を0.020％とする。
S：0.005％以下
　Sは鋼中に多量に含まれるとMnSとして析出し、これが介在物として高強度鋼の破壊発生起点となり靭性の劣化を招く。しかし、その含有量が0.005％以下であれば問題にならない。このため、S含有量の上限を0.005％とする。
Al：0.005～0.100％
　Alは溶鋼中の脱酸剤として有効な元素であり、また、低温靱性の向上に対しても有効な元素である。Al含有量が0.005％未満ではこれらの効果が十分に得られず、一方、その含有量が0.100％を超えると溶接性が低下する。このため、Al含有量を0.005～0.100％の範囲とする。好ましくは、0.020～0.050％である。
Ni：5.0～8.0％
　Niは本発明において重要な元素であり、焼入れ性を高めるとともに、フェライト地の靭性を向上させる元素である。Ni含有量が5.0％未満ではこの効果を十分に発揮することができず、一方、その含有量が8.0％を超えるとコストが上昇する。このため、Ni含有量を5.0～8.0％の範囲とする。また、よりコストを低減する観点からは、Ni含有量を5.0～7.5％の範囲とすることが望ましい。
　以上の基本的な成分組成に加えて、必要に応じて第１群の選択成分として、CrおよびMoのうちの１種または２種を以下の範囲で含有させることができる。
Cr：1.00％以下
　Crは、焼入れ性を高め、また、マルテンサイト組織を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が1.00％を超えると、溶接性が劣化するとともに、製造コストが上昇する。このため、Crを含有させる場合には、その含有量を1.00％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためにはＣｒ含有量を0.05%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.10～0.75％の範囲である。
Mo：1.000％以下
　Moは、焼入れ性を高め、また、マルテンサイト組織を微細化することにより低温靱性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が1.000％を超えると、溶接性が劣化するとともに製造コストが上昇する。このため、Moを含有させる場合には、その含有量を1.000％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.005％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.010～0.500％の範囲である。
　さらに本発明では、必要に応じて第２群の選択成分として、Cu、V、Nb、TiおよびBから選ばれる１種または２種以上を以下の範囲で含有させることができる。
Cu：1.00％以下
　Cuは焼入れ性を高める元素である。しかし、その含有量が1.00％を超えると、熱間加工性が低下するとともにコストも上昇する。このため、Cuを含有させる場合には、その含有量を1.00％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.05％以上とすることが好ましい。
V：0.100％以下
　Vは炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を有し、靱性の向上に役立つ元素である。しかし、その含有量が0.100％を超えると溶接性が劣化する。このため、Vを含有させる場合には、その含有量を0.100％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.005％以上とすることが好ましい。
Nb：0.100％以下
　Ｎｂは炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を有し、靭性の向上に役立つ元素である。しかし、その含有量が0.100％を超えると溶接性が劣化する。このため、Nbを含有させる場合には、その含有量を0.100％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.005％以上とすることが好ましい。
Ti：0.100％以下
　Tiは靭性に有害な固溶NをTiNとして固定することにより靭性を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が0.100％を超えると粗大な炭窒化物が析出し、靭性が劣化する。このため、Tiを含有させる場合には、その含有量を0.100％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.005％以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.010～0.050％以下である。
B：0.0030％以下
　Bは微量添加で焼入れ性を高める元素である。しかし、その含有量が0.0030％を超えると靭性が劣化する。このため、Bを含有させる場合には、その含有量を0.0030％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.0003％以上とすることが好ましい。
　さらに本発明では、必要に応じて第３群の選択成分として、CaおよびREMのうちの１種または２種を以下の範囲で含有させることができる。
Ca：0.0050％以下
　CaはSを固定し、靱性低下の原因となるMnSの生成を抑制する元素である。しかし、その含有量が0.0050％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靱性の劣化を招く。このため、Caを含有させる場合には、その含有量を0.0050％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。
REM：0.0050％
　REM（レアアースメタル）はSを固定し、靱性低下の原因となるMnSの生成を抑制する元素である。しかし、その含有量が0.0050％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靱性の劣化を招く。このため、REMを含有させる場合には添加する場合には、その含有量を0.0050％以下の範囲とする。上記効果を有効に発揮させるためには、その含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。
　なお、上記成分の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
（２）組織
　次に、組織について説明する。
　本発明のNi含有厚鋼板は、上記の成分組成を有した上で、液体窒素温度にまで冷却した際の残留オーステナイトが1.7％未満で、かつ方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で5μm以下の組織を有する。
　本発明の鋼板は、主にLNGの貯蔵タンクに用いるものであるため、LNGタンクが使用される－165℃での組織が重要であり、このため、液体窒素温度に保持するサブゼロ処理を行った後の組織を規定する。サブゼロ処理した後の残留オーステナイトが、体積率で1.7％以上であると、十分な低温靱性が得られない。残留オーステナイトは低温靭性を向上させるとの報告もあるが、本発明のNi含有厚鋼板においては靭性に悪影響を及ぼす。これは本発明のNi含有厚鋼板では従来の9％Ni鋼よりもNi含有量が少ないため、たとえ、残留オーステナイトが－165℃で存在していたとしても、不安定であり、亀裂先端で鋼組織が塑性変形を受けると塑性誘起マルテンサイト変態により残留オーステナイトがマルテンサイトに変化するためと考えられる。このため、液体窒素温度にまで冷却した後の残留オーステナイトが、体積率で1.7％未満とする。好ましくは、1.0％以下、さらに好ましくは0.5％以下とする。
　また、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が、円相当直径で5μｍを超えても、十分な低温靱性が得られない。したがって、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均結晶粒径を、円相当直径で5μm以下、好ましくは3μm以下とする。
（３）製造条件
　次に、上記成分組成および上記組織を有する本発明の鋼板を製造するための好ましい製造条件について説明する。なお、下記の製造条件は、本発明のNi含有厚鋼板を製造するための例に過ぎず、本発明のNi含有厚鋼板が得られる製造条件であれば、この製造条件に限定されるものではない。
　本発明では、上記成分組成を有する鋳片または鋼片を、900～1100℃で10時間以下の加熱を行った後、870℃以下の温度域で累積圧下率40％以上70％以下、仕上げ温度が700～820℃となるよう熱間圧延を施した後、得られた熱延鋼板に対して、直ちに5℃／ｓ以上の冷却速度で200℃以下まで焼入れする直接焼入れ処理を行い、次いで、昇温速度0.05～1.0℃／ｓで500～650℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて10分以上60分以下保持して焼戻すことが好ましい。
加熱温度：900～1100℃、加熱時間：10時間以下
　加熱温度が900℃未満の場合、鋼片の鋳造段階で析出している粗大なAlNが固溶せず、靱性が低下する。また、下記に示す圧延条件を実質的に満足できない。また、加熱温度が1100℃を超えると、オーステナイトが粗大粒となり、靱性が低下する。また、加熱時間が10時間を超えると、オーステナイト粒が粗大となり、靱性が低下する。このため、加熱温度を900～1100℃、加熱時間を10時間以下とする。
圧下率：870℃以下で累積圧下率40％以上70％以下
　累積圧下率が870℃以下のオーステナイト未再結晶域において40％未満であると、マルテンサイト組織の微細化が十分に起こらず、靱性が低下する。一方、累積圧下率が70％を超える場合、下記に示す仕上げ温度にて実質的に圧延することが難しい。このため、圧下率は、870℃以下で40％以上70％以下とする。
仕上げ温度：700～820℃
　仕上げ温度が700℃未満であると、α-γ二相域圧延となり、ベイナイト相が生成するため、所望の強度を満足できない。一方、仕上げ温度が820℃を超えると、オーステナイト未再結晶域における十分な圧下が実質的に困難となり、微細な組織が得られず、靱性が低下する。このため、仕上げ温度は700～820℃とする。
冷却（直接焼入れ）：圧延終了後直ちに開始
　冷却（直接焼入れ）は、圧延終了後直ちに開始する。直ちに開始しない場合、ベイナイト相が生成するため、所望の強度を満足できない。このため、冷却は、圧延終了後直ちに開始することとする。ここで、直ちにとは、圧延終了後120秒以内程度をいう。
冷却速度：5℃／s以上
　冷却速度が5℃／s未満の場合、マルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。このため、冷却速度は5℃／s以上とする。好ましくは、10℃／s以上である。
冷却停止温度：200℃以下
　冷却停止温度が200℃を超える場合、鋼板内で均一なマルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。このため、冷却停止温度は200℃以下とする。
焼戻し昇温速度：0.05～1.0℃／s
　焼戻し昇温速度が0.05℃／s未満であった場合、析出する炭化物が粗大化し、靱性が低下する。一方、焼戻し昇温速度が1.0℃／sを超えるような急速短時間加熱を実施する場合、誘導加熱設備等が必要となり、コストが増大する。このため、焼戻し昇温速度は、0.05～1.0℃／sとする。
焼戻し温度：500～650℃
　焼戻し温度が500℃未満の場合、セメンタイトなどの微細な炭化物の析出による靱性向上効果が十分に得られない。一方、焼戻し温度が650℃を超える場合、粗大な炭化物が析出し、靱性が低下する。このため、焼戻し温度は500～650℃とする。
焼戻し保持時間：10分以上60分以下
　焼戻し保持時間が10分未満の場合、セメンタイトなどの微細な炭化物の析出による靱性向上効果が十分に得られない。一方、焼戻し保持時間が60分を超える場合、粗大な炭化物の析出などにより、靱性が低下する。また、製造コストが増大する。このため、焼戻し保持時間は、10分以上60分以下とする。焼き戻し後の冷却は水冷、空冷のいずれでも良いが、冷却速度が大きすぎると鋼板の表面と内部の温度差が大きくなり、鋼板内部に歪が生じて低温靭性が低下するため、5℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　前記製造条件においては、直接焼入れ後、昇温速度0.1～1.5℃／sで650℃～800℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて10分以上60分以下保持し、5℃／ｓ以上の冷却速度で200℃以下まで焼入れする二相域熱処理を行ってもよい。
二相域熱処理昇温速度：0.1～1.5℃／s
　二相域熱処理を行うことにより、一部がオーステナイトに変態し、結晶粒が微細になるとともに焼き戻しが進行するため、靭性が向上するが、二相域熱処理昇温速度が0.1℃／s未満の場合、オーステナイト粒が粗大化し、靱性が低下する。また、冷却後に生成する組織も粗大化するため、靱性が低下する。一方、1.5℃／sを超える場合、誘導加熱設備等が必要となり、コストが増大する。このため、二相域熱処理昇温速度は、0.1～1.5℃／sとする。
二相域熱処理温度：650～800℃
　二相域熱処理温度が650℃未満の場合、十分なオーステナイト逆変態が起こらず、組織の微細化効果が得られないため、靱性向上効果が得られない。また、オーステナイト逆変態量が少ないため、オーステナイト中にCが濃化しやすく、残留オーステナイトが増加する。一方、二相域熱処理温度が800℃を越えると、逆変態オーステナイトが粗大化し、靱性が低下する。また、冷却後の組織も粗大化するため、靱性が低下する。また、製造コストが増大する。このため、二相域熱処理温度は650～800℃とする。二相域熱処理温度が高い場合、二相域熱処理温度が低い場合に比べ逆変態オーステナイト量が増加し逆変態オーステナイト中のCの濃化量が減少するため、二相域熱処理後の冷却によるマルテンサイト変態量が増加し、残留オーステナイト量が減少する。そのため、二相域熱処理温度は、好ましくは720～780℃である。
二相域熱処理保持時間：10分以上60分以下
　二相域熱処理保持時間が10分未満の場合、十分なオーステナイト逆変態が起こらず、組織の微細化による靱性向上効果が得られない。一方、二相域熱処理保持時間が60分を超える場合、オーステナイト粒が粗大化し靱性が低下する。また、冷却後に生成する組織も粗大化するため、靱性が低下する。また、オーステナイトにCが濃化するため残留オーステナイトが増加する。また、製造コストが増大する。このため、二相域熱処理保持時間は、10分以上60分以下とする。
二相域熱処理後の冷却速度：5℃／s以上
　冷却速度が5℃／s未満の場合、オーステナイトがマルテンサイト組織に変態せず、所望の強度、靱性が得られない。また、冷却速度が遅いと、フェライト中のCの固溶量が温度の低下とともに減少するため、逆変態したオーステナイトの周囲のフェライトからオーステナイトにCが移動し、オーステナイト中にCが濃化して残留オーステナイトとなりやすくなる。このため、冷却速度は5℃／s以上とする。好ましくは10℃／s以上である。
二相域熱処理後の冷却停止温度：200℃以下
　冷却停止温度が200℃を超える場合、鋼板内で均一なマルテンサイト組織への変態が起こらず、所望の強度、靱性が得られない。また、オーステナイト中にCが濃化して残留オーステナイトとなりやすくなる。このため、冷却停止温度は200℃以下とする。
　前記二相域熱処理を行い、200℃以下まで冷却した後、前記と同様に焼戻しを行なう。すなわち、昇温速度0.05℃／s～1.0℃／sで500℃～650℃の温度範囲に加熱し、同温度範囲にて10分以上60分以下保持して焼戻す。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（150kg）とした。これらの鋼を、表２に示す条件にて加熱したのち、熱間圧延を施して板厚7～50ｍｍとし、圧延直後に焼入れし、一部の鋼板については、その後焼戻し処理を行った。残りの鋼板は、焼入れ後、二相域熱処理を行い、その後焼戻し処理を行った。得られた鋼板について、引張試験、シャルピー衝撃試験、オーステナイト体積分率測定、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の粒径測定を下記の要領で実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［引張試験］
　各鋼板の板厚1／2位置の圧延方向から、平行部長さ30mm、GL24mm、平行部径6φの引張試験片を採取し、常温にて引張試験を実施した。得られた応力－ひずみ曲線から、引張強さ（TS）、降伏強さ（YS）を算出した。TSが690MPa以上、YSが590MPa以上を、TS、YSに優れるものとした。
［シャルピー衝撃試験］
　各鋼板の板厚1／2位置の圧延方向と垂直な方向から、JIS規格Z2202（1998）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、JIS規格Z2242（1998）の規定に準拠して各鋼板について各温度3本のシャルピー衝撃試験を実施し、－196℃での吸収エネルギーを求め、母材靱性を評価した。3本の吸収エネルギー（vE-196）の平均値が150J以上を母材靱性に優れるものとした。
［オーステナイト体積分率］
　各鋼板の板厚1／2位置の圧延方向と垂直な方向より採取したサンプルを、液体窒素中で10分間サブゼロ処理を実施し、Ｘ線回折により、オーステナイト体積分率を測定した。
［結晶粒の粒径測定］
　各鋼板の板厚1／2位置の圧延方向と垂直な方向より採取したサンプルを研磨して鏡面仕上げとし、EBSP解析を実施した。得られたデータの内、粒界を挟む２つの結晶粒の方位差が15°以上の大傾角粒界を抽出し、それらの大傾角粒界で囲まれる領域の円相当平均粒径を求めた。
　得られた結果を表２に示す。
　表２に示すように、本発明例では優れた低温靱性を有しているのに対し、本発明範囲を外れる比較例では低温靱性が低下していることが確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (4)

  1. 　質量％で、C：0.01～0.15％、Si：0.02～0.20％、Mn：0.45～2.00％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.100％、Ni：5.0～8.0％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    　液体窒素温度まで冷却した際の残留オーステナイト量が体積率で1.7％未満であり、方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれた結晶粒の平均結晶粒径が円相当直径で5μm以下であることを特徴とするNi含有厚鋼板。
  2. 　さらに質量％で、Cr：1.00％以下およびMo：1.000％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載のNi含有厚鋼板。
  3. 　さらに質量％で、Cu：1.00％以下、V：0.100％以下、Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下およびB：0.0030％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のNi含有厚鋼板。
  4. 　さらに質量％で、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のNi含有厚鋼板。
     
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