JPH0768576B2 - 降伏強度の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 - Google Patents
降伏強度の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法Info
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- JPH0768576B2 JPH0768576B2 JP2062155A JP6215590A JPH0768576B2 JP H0768576 B2 JPH0768576 B2 JP H0768576B2 JP 2062155 A JP2062155 A JP 2062155A JP 6215590 A JP6215590 A JP 6215590A JP H0768576 B2 JPH0768576 B2 JP H0768576B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は降伏強度の優れた板厚40mm以上の９％Ni鋼の製
造法に関するものである。
造法に関するものである。
（従来の技術） エネルギー需要の増大および原子力の安全性に対する危
惧から、クリーンなエネルギー源として天然ガスの需要
が急増している。したがって、近年、LNG貯蔵用タンク
の建設が国内外で積極的に推進されており、これらのタ
ンクに使用される９％Ni鋼の需要も増加している。さら
に、貯蔵効率の増加からタンクの容量を増大させる方向
にあり、LNGタンク材としての９％Ni鋼においても、従
来製造されてきた板厚である30mmを越えて40mm以上の鋼
材を製造する必要が生じてきた。
惧から、クリーンなエネルギー源として天然ガスの需要
が急増している。したがって、近年、LNG貯蔵用タンク
の建設が国内外で積極的に推進されており、これらのタ
ンクに使用される９％Ni鋼の需要も増加している。さら
に、貯蔵効率の増加からタンクの容量を増大させる方向
にあり、LNGタンク材としての９％Ni鋼においても、従
来製造されてきた板厚である30mmを越えて40mm以上の鋼
材を製造する必要が生じてきた。
従来、タンクの安全性の面から、低温靱性の優れた９％
Ni鋼の製造法に関しては多くの発明がなされている。そ
の中でも、Ac1〜Ac3変態点間に加熱焼入れしその後焼き
戻す処理を含んだ方法は、低温靱性を極めて向上できる
ために多くの方法がある。
Ni鋼の製造法に関しては多くの発明がなされている。そ
の中でも、Ac1〜Ac3変態点間に加熱焼入れしその後焼き
戻す処理を含んだ方法は、低温靱性を極めて向上できる
ために多くの方法がある。
たとえば、特開昭47−23317号公報のように、Ac1〜Ac3
変態点間に加熱し、焼入れおよび空冷した後、Ac1変態
点以下の温度で焼き戻すことを特徴とする厚肉９％Ni鋼
の靱性向上法、あるいは特開昭58−73717号公報、特開
昭62−205227号公報等のように、Ac3変態点以上に加熱
し冷却した後、Ac1〜Ac3変態点間に加熱し冷却する熱処
理（以下、「中間焼入れ処理」という）後、Ac1変態点
以下の温度で焼き戻すことを特徴とする熱処理法があ
る。また、特開昭49−135813号公報、特開昭61−238911
号公報、特開昭60−131916号公報、特開昭56−156715号
公報等のように、熱間圧延後、空冷以上の速さで冷却
し、その後Ac1〜Ac3変態点間に加熱し冷却、次いでAc1
変態点以下の温度で焼き戻すことを特徴とする９％Ni鋼
の製造法がある。
変態点間に加熱し、焼入れおよび空冷した後、Ac1変態
点以下の温度で焼き戻すことを特徴とする厚肉９％Ni鋼
の靱性向上法、あるいは特開昭58−73717号公報、特開
昭62−205227号公報等のように、Ac3変態点以上に加熱
し冷却した後、Ac1〜Ac3変態点間に加熱し冷却する熱処
理（以下、「中間焼入れ処理」という）後、Ac1変態点
以下の温度で焼き戻すことを特徴とする熱処理法があ
る。また、特開昭49−135813号公報、特開昭61−238911
号公報、特開昭60−131916号公報、特開昭56−156715号
公報等のように、熱間圧延後、空冷以上の速さで冷却
し、その後Ac1〜Ac3変態点間に加熱し冷却、次いでAc1
変態点以下の温度で焼き戻すことを特徴とする９％Ni鋼
の製造法がある。
（発明が解決しようとする課題） 以上の中で、特開昭47−23317号公報は、球形タンクの
赤道支持帯に使用される厚肉鋼板の板厚方向の靱性向上
を目的としたものである。この発明によれば、板厚、Ｚ
方向の靱性向上はたしかに期待できるが、厚肉になると
当然強度の低下が懸念されるため、高強度でかつ低温靱
性を要求されるLNGタンク用鋼板の製造法としては適当
でない。
赤道支持帯に使用される厚肉鋼板の板厚方向の靱性向上
を目的としたものである。この発明によれば、板厚、Ｚ
方向の靱性向上はたしかに期待できるが、厚肉になると
当然強度の低下が懸念されるため、高強度でかつ低温靱
性を要求されるLNGタンク用鋼板の製造法としては適当
でない。
また、特開昭58−73717号公報および特開昭62−205227
号公報は９％Ni鋼の熱処理法として広く利用されてい
る。しかしながら、これらの発明は低温靱性の改善にの
み着目したものであって、構造物の性能として最も重要
である強度については何等言及されておらず、後で述べ
るように、これらの方法では板厚40mmという従来にない
厚肉でのLNGタンク用９％Ni鋼の製造は困難である。
号公報は９％Ni鋼の熱処理法として広く利用されてい
る。しかしながら、これらの発明は低温靱性の改善にの
み着目したものであって、構造物の性能として最も重要
である強度については何等言及されておらず、後で述べ
るように、これらの方法では板厚40mmという従来にない
厚肉でのLNGタンク用９％Ni鋼の製造は困難である。
また、特開昭49−135813号公報、特開昭61−238911号公
報、特開昭60−131916号公報、特開昭56−156715号公報
は優れた母材靱性あるいは優れた溶接部靱性を達成して
いる。しかしながら、これらの発明はその実施例から分
かるように、板厚が32mm以下の鋼板の低温靱性の向上を
目的とするもの、すなわち従来の既存のLNGタンク用鋼
板を念頭においてなされたものであり、板厚40mm以上の
厚肉鋼板についてこれらの方法を適用することはできな
い。
報、特開昭60−131916号公報、特開昭56−156715号公報
は優れた母材靱性あるいは優れた溶接部靱性を達成して
いる。しかしながら、これらの発明はその実施例から分
かるように、板厚が32mm以下の鋼板の低温靱性の向上を
目的とするもの、すなわち従来の既存のLNGタンク用鋼
板を念頭においてなされたものであり、板厚40mm以上の
厚肉鋼板についてこれらの方法を適用することはできな
い。
一般に、鋼材の破壊靱性は板厚が厚くなれば力学的な要
因で低下するが、同時に冶金学的な要因から強度、靱性
も低下する。
因で低下するが、同時に冶金学的な要因から強度、靱性
も低下する。
第１表に板厚が42mmの場合の強度と脆性亀裂伝播停止に
関する破壊靱性値について従来知られている９％Ni鋼の
製造法の比較を示す。
関する破壊靱性値について従来知られている９％Ni鋼の
製造法の比較を示す。
先に述べたように、９％Ni鋼の低温靱性を著しく向上さ
せる熱処理法として知られている「焼入れ−中間焼入れ
処理−焼戻し」材は、従来の一般的な製造法である「焼
入−焼戻し処理」材と比較して破壊靱性は優れているも
のの、降伏強度の低下が著しい。したがって、従来の技
術では中間焼入れ処理を利用して従来鋼板なみの強度と
低温靱性を同時に得ることはできない。
せる熱処理法として知られている「焼入れ−中間焼入れ
処理−焼戻し」材は、従来の一般的な製造法である「焼
入−焼戻し処理」材と比較して破壊靱性は優れているも
のの、降伏強度の低下が著しい。したがって、従来の技
術では中間焼入れ処理を利用して従来鋼板なみの強度と
低温靱性を同時に得ることはできない。
（課題を解決するための手段） 本発明は以上の問題点を解決するためになされたもので
あって、その要旨は、重量％でNi:7.5〜10％含有する鋼
スラブを用い、熱間圧延後、Ac3変態点以上に加熱して
冷却する第１回目の焼入れ処理とAc1〜Ac3変態点に加熱
して冷却する第２回目の焼入れ処理とAc1変態点以下に
加熱して冷却する焼戻し処理とを施す９％Ni鋼の製造法
において、熱間圧延前のスラブ加熱温度を800〜900℃と
し、次いで700〜800℃の累積圧下率が50〜80％の熱間圧
延を施し、圧延後前記第１回目の焼入れ処理をAc3〜850
℃に加熱して行うことを特徴とする板厚40mm以上の降伏
強度の優れた厚肉９％Ni鋼の製造法、および、重量％で
Ni:7.5〜10％含有する鋼スラブを用い、熱間圧延後直ち
に10℃/s以上の冷却速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変態
点間の温度で焼入れ処理を施し、Ac1変態点以下の温度
で焼戻し処理を行う９％Ni鋼の製造法において、前記熱
間圧延に当たり、700〜850℃の温度で50〜80％の累積圧
下を施すことを特徴とする板厚40mm以上の降伏強度の優
れた厚肉９％Ni鋼の製造法である。熱間圧延後直ちに10
℃/s以上の冷却速度で冷却する場合は、熱間圧延前のス
ラブ加熱温度を800〜1000℃とすることが好ましい。
あって、その要旨は、重量％でNi:7.5〜10％含有する鋼
スラブを用い、熱間圧延後、Ac3変態点以上に加熱して
冷却する第１回目の焼入れ処理とAc1〜Ac3変態点に加熱
して冷却する第２回目の焼入れ処理とAc1変態点以下に
加熱して冷却する焼戻し処理とを施す９％Ni鋼の製造法
において、熱間圧延前のスラブ加熱温度を800〜900℃と
し、次いで700〜800℃の累積圧下率が50〜80％の熱間圧
延を施し、圧延後前記第１回目の焼入れ処理をAc3〜850
℃に加熱して行うことを特徴とする板厚40mm以上の降伏
強度の優れた厚肉９％Ni鋼の製造法、および、重量％で
Ni:7.5〜10％含有する鋼スラブを用い、熱間圧延後直ち
に10℃/s以上の冷却速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変態
点間の温度で焼入れ処理を施し、Ac1変態点以下の温度
で焼戻し処理を行う９％Ni鋼の製造法において、前記熱
間圧延に当たり、700〜850℃の温度で50〜80％の累積圧
下を施すことを特徴とする板厚40mm以上の降伏強度の優
れた厚肉９％Ni鋼の製造法である。熱間圧延後直ちに10
℃/s以上の冷却速度で冷却する場合は、熱間圧延前のス
ラブ加熱温度を800〜1000℃とすることが好ましい。
（作用） 中間焼入れ材の降伏強度低下は、焼戻し過程で生成する
安定な析出オーステナイトが多量に存在することによ
る。したがって、９％Ni鋼のような析出強化元素が含ま
れていない鋼材の降伏強度を靱性を損わないで上昇させ
るためには、徹底したフェライト粒の細粒化による降伏
点上昇、あるいは転位密度の増加による強化等の手段が
必要である。本発明はその具体的な手段を提供するもの
である。
安定な析出オーステナイトが多量に存在することによ
る。したがって、９％Ni鋼のような析出強化元素が含ま
れていない鋼材の降伏強度を靱性を損わないで上昇させ
るためには、徹底したフェライト粒の細粒化による降伏
点上昇、あるいは転位密度の増加による強化等の手段が
必要である。本発明はその具体的な手段を提供するもの
である。
第１図は、板厚40mmのC:0.05％、Mn:0.57％、Ni:9.42％
を含有する９％Ni鋼スラブを横軸で表したスラブ加熱温
度で加熱後、800℃からの圧下率が50％となる圧延を施
したもの（●）および圧延後の仕上げ温度が900℃の圧
延を施したもの（○）をそれぞれ空冷し、その後800℃
の焼入れ処理、670℃の中間焼入れ処理、570℃の焼戻し
処理を行った後の板厚1/4t部の降伏強度を示した図であ
る。なお、この鋼の変態点はAc1:620℃、Ac3:720℃であ
る。
を含有する９％Ni鋼スラブを横軸で表したスラブ加熱温
度で加熱後、800℃からの圧下率が50％となる圧延を施
したもの（●）および圧延後の仕上げ温度が900℃の圧
延を施したもの（○）をそれぞれ空冷し、その後800℃
の焼入れ処理、670℃の中間焼入れ処理、570℃の焼戻し
処理を行った後の板厚1/4t部の降伏強度を示した図であ
る。なお、この鋼の変態点はAc1:620℃、Ac3:720℃であ
る。
スラブ加熱温度が1050〜1150℃の範囲では、同じスラブ
加熱温度で800℃からの累積圧下率が50％の圧延を行っ
たものは1kgf/mm2程度の強度上昇しか得られないのに比
較して、スラブ加熱温度が900℃以下の範囲では800℃以
下の累積圧下率が50％の熱間圧延を施した鋼ではその降
伏強度が2kgf/mm2以上上昇している。
加熱温度で800℃からの累積圧下率が50％の圧延を行っ
たものは1kgf/mm2程度の強度上昇しか得られないのに比
較して、スラブ加熱温度が900℃以下の範囲では800℃以
下の累積圧下率が50％の熱間圧延を施した鋼ではその降
伏強度が2kgf/mm2以上上昇している。
スラブ加熱温度を900℃以下とすることおよび800℃以下
の未再結晶温度域で50％以上の圧延をすることにより、
加熱オーステナイト粒粗大化の防止と共に圧延でのオー
ステナイトの微細化が達成され、圧延ままの状態でのミ
クロ組織は上記の処理をしていないものに比較して著し
い細粒化が進んでいる。
の未再結晶温度域で50％以上の圧延をすることにより、
加熱オーステナイト粒粗大化の防止と共に圧延でのオー
ステナイトの微細化が達成され、圧延ままの状態でのミ
クロ組織は上記の処理をしていないものに比較して著し
い細粒化が進んでいる。
このように微細化された圧延ままの組織に対し、均一な
マルテンサイト組織を得るために焼入れ処理を施す。９
％Ni鋼の場合、Ac3変態点が低く、通常800℃程度の温度
で焼入れ処理を施すが、この温度では合金元素の拡散、
オーステナイト組織の再結晶も通常の低炭素鋼と比べ遅
い。このためスラブ加熱温度の低下、圧延温度の制御に
より焼入れ処理後均一で細粒なマルテンサイト組織を得
ることができる。
マルテンサイト組織を得るために焼入れ処理を施す。９
％Ni鋼の場合、Ac3変態点が低く、通常800℃程度の温度
で焼入れ処理を施すが、この温度では合金元素の拡散、
オーステナイト組織の再結晶も通常の低炭素鋼と比べ遅
い。このためスラブ加熱温度の低下、圧延温度の制御に
より焼入れ処理後均一で細粒なマルテンサイト組織を得
ることができる。
このようにして得られた均一なマルテンサイト組織に中
間焼入れ処理および焼戻し処理を施す。中間焼入れ処理
は先に述べた多くの例と同様に、二相域加熱することに
より部分的に生成するオーステナイトへの合金元素、不
純物元素の濃化を促進させ、これを急冷することにより
高純なフェライトと成分元素濃度の高いマルテンサイト
の混合組織を生成させることを目的として行われるもの
であって、次に行われる焼戻し処理時に安定な析出オー
ステナイトを生成させ低温靱性を著しく向上させる。こ
の場合、９％Ni鋼のAc3変態点は720℃程度であるため、
中間焼入れ処理の過程においても先に述べた理由から熱
処理後の結晶粒の大きさは熱処理前のミクロ組織に依存
する。
間焼入れ処理および焼戻し処理を施す。中間焼入れ処理
は先に述べた多くの例と同様に、二相域加熱することに
より部分的に生成するオーステナイトへの合金元素、不
純物元素の濃化を促進させ、これを急冷することにより
高純なフェライトと成分元素濃度の高いマルテンサイト
の混合組織を生成させることを目的として行われるもの
であって、次に行われる焼戻し処理時に安定な析出オー
ステナイトを生成させ低温靱性を著しく向上させる。こ
の場合、９％Ni鋼のAc3変態点は720℃程度であるため、
中間焼入れ処理の過程においても先に述べた理由から熱
処理後の結晶粒の大きさは熱処理前のミクロ組織に依存
する。
以上の理由から、第１図に示したようにスラブ加熱−圧
延での効果が焼入れ処理−中間焼入れ処理−焼戻し処理
という調質処理後の材質に大きく影響する。
延での効果が焼入れ処理−中間焼入れ処理−焼戻し処理
という調質処理後の材質に大きく影響する。
一方、この圧延での効果をより高める方法として、圧延
後直接焼入れ処理を利用する方法が考えられる。
後直接焼入れ処理を利用する方法が考えられる。
第２図は、同じ化学成分を有する９％Ni鋼スラブを横軸
で表したスラブ加熱温度で加熱後、850℃から50％の累
積圧下率で板圧40mmまで圧延し、ただちに12℃/sの冷却
速度で室温まで冷却後、670℃での中間焼入れ処理、570
℃での焼戻し処理を施した鋼（○）、および圧延の仕上
げ温度を950℃とした圧延を施し、前記した条件で冷
却、熱処理を実施した同板厚の鋼（●）の板厚1/4t部で
の降伏強度を示した図である。
で表したスラブ加熱温度で加熱後、850℃から50％の累
積圧下率で板圧40mmまで圧延し、ただちに12℃/sの冷却
速度で室温まで冷却後、670℃での中間焼入れ処理、570
℃での焼戻し処理を施した鋼（○）、および圧延の仕上
げ温度を950℃とした圧延を施し、前記した条件で冷
却、熱処理を実施した同板厚の鋼（●）の板厚1/4t部で
の降伏強度を示した図である。
圧延仕上げ温度が950℃の鋼板の降伏強度が60kgf/mm2程
度なのに比較して、同じスラブ加熱温度で加熱後、850
℃以下での累積圧下率を50％に制御して製造した鋼板の
降伏強度は2kgf/mm2以上高い値を示す。さらに、同じス
ラブを1000℃以下の温度に加熱後、やはり850℃以下の
累積圧下率が50％の圧延を行った鋼板では、4kgf/mm2以
上の優れた降伏強度の上昇を示す。
度なのに比較して、同じスラブ加熱温度で加熱後、850
℃以下での累積圧下率を50％に制御して製造した鋼板の
降伏強度は2kgf/mm2以上高い値を示す。さらに、同じス
ラブを1000℃以下の温度に加熱後、やはり850℃以下の
累積圧下率が50％の圧延を行った鋼板では、4kgf/mm2以
上の優れた降伏強度の上昇を示す。
これは、熱間圧延の温度、圧下率を規制することによる
圧延中のオーステナイト結晶粒の細粒化が圧延後の冷却
で得られるマルテンサイトの細粒化に大きく影響してい
ると同時に、圧延後の冷却は850℃以下の低温圧延中に
導入された加工転位をマルテンサイト中にも導入する効
果もあるためである。
圧延中のオーステナイト結晶粒の細粒化が圧延後の冷却
で得られるマルテンサイトの細粒化に大きく影響してい
ると同時に、圧延後の冷却は850℃以下の低温圧延中に
導入された加工転位をマルテンサイト中にも導入する効
果もあるためである。
このようにして得られた高転位密度を有する微細なマル
テンサイト組織に中間焼入れ、焼戻し処理を施す。中間
焼入れ処理は先に述べたように低温靱性の向上のために
行われるが、その加熱中では高転位密度を有するマルテ
ンサイトがフェライト−オーステナイトの混合組織に変
化する。その時、部分的に変態するオーステナイトへの
合金元素の濃化する程度は、合金元素のフェライト中で
の拡散挙動により支配されるが、フェライトの前組織で
あるマルテンサイトの転位密度が高い場合には、転位密
度が低い場合と比較して転位の回復もおくれ、そのため
に残っている転位が合金元素の高速拡散路になると考え
られる。この現象により、結局オーステナイトへの合金
元素の濃縮は前組織であるマルテンサイトの転位密度に
も影響され、高い合金元素を含んだオーステナイトが生
成し、これが中間焼入れ処理後に合金元素の濃縮がより
進んだ微細なマルテンサイトに変態する。
テンサイト組織に中間焼入れ、焼戻し処理を施す。中間
焼入れ処理は先に述べたように低温靱性の向上のために
行われるが、その加熱中では高転位密度を有するマルテ
ンサイトがフェライト−オーステナイトの混合組織に変
化する。その時、部分的に変態するオーステナイトへの
合金元素の濃化する程度は、合金元素のフェライト中で
の拡散挙動により支配されるが、フェライトの前組織で
あるマルテンサイトの転位密度が高い場合には、転位密
度が低い場合と比較して転位の回復もおくれ、そのため
に残っている転位が合金元素の高速拡散路になると考え
られる。この現象により、結局オーステナイトへの合金
元素の濃縮は前組織であるマルテンサイトの転位密度に
も影響され、高い合金元素を含んだオーステナイトが生
成し、これが中間焼入れ処理後に合金元素の濃縮がより
進んだ微細なマルテンサイトに変態する。
さらに、こうして得られたフェライト−マルテンサイト
の混合組織を焼き戻すと合金元素のより濃縮したオース
テナイトが生成することになる。このように合金元素が
より濃縮したオーステナイトの強度はそうでないものに
比較して高く、フェライト−オーステナイトの混合組織
としての強度も上昇する。
の混合組織を焼き戻すと合金元素のより濃縮したオース
テナイトが生成することになる。このように合金元素が
より濃縮したオーステナイトの強度はそうでないものに
比較して高く、フェライト−オーステナイトの混合組織
としての強度も上昇する。
以上の理由から、低温圧延で加工転位を導入することに
より、焼戻し後のオーステナイトへの合金元素の濃化を
促進させることができ、その結果、中間焼入れ処理を実
施した後でもより高い強度を有する鋼板の製造が可能に
なる。
より、焼戻し後のオーステナイトへの合金元素の濃化を
促進させることができ、その結果、中間焼入れ処理を実
施した後でもより高い強度を有する鋼板の製造が可能に
なる。
このような観点から考えると、先に引用した多くの例
は、すべて低温靱性の優れた鋼板の製造法を提供するも
のの、より板厚の厚い９％Ni鋼板の製造には有効ではな
い。
は、すべて低温靱性の優れた鋼板の製造法を提供するも
のの、より板厚の厚い９％Ni鋼板の製造には有効ではな
い。
次に、本発明における成分の限定理由であるが、Niは靱
性の向上、オーステナイトの安定化に著しく効果があ
り、LNG温度での靱性を確保するためには7.5％以上の添
加が必要であるが、多量に添加してもその効果が飽和す
るため10％を上限とする。Ni以外の成分は特に限定する
必要はないが、所定の強度を確保することならびに靱性
低下を防止するため、C:0.04〜0.10％、Si:0.10〜0.50
％、Mn:0.4〜1.0％、sol.Al:0.005〜0.10％、P:0.015％
以下、S:0.010％以下とすることが好ましい。
性の向上、オーステナイトの安定化に著しく効果があ
り、LNG温度での靱性を確保するためには7.5％以上の添
加が必要であるが、多量に添加してもその効果が飽和す
るため10％を上限とする。Ni以外の成分は特に限定する
必要はないが、所定の強度を確保することならびに靱性
低下を防止するため、C:0.04〜0.10％、Si:0.10〜0.50
％、Mn:0.4〜1.0％、sol.Al:0.005〜0.10％、P:0.015％
以下、S:0.010％以下とすることが好ましい。
以上のような元素を含有している鋼を電気炉、転炉で溶
製した後、連続鋳造機あるいは造塊分塊法によりスラブ
を製造する。そしてこのスラブを熱間圧延前のスラブ加
熱温度を800〜900℃とし、次いで700〜800℃の累積圧下
率が50〜80％の熱間圧延を施し、Ac3変態点〜850℃に加
熱して水冷する焼入れ処理と、Ac1〜Ac3変態点に加熱し
て冷却する中間焼入れ処理と、Ac1変態点以下に加熱し
て冷却する焼戻し処理を施すか、あるいは熱間圧延にお
いて700〜850℃の温度で50〜80％の累積圧下を施した
後、直ちに10℃/s以上の冷却速度で室温まで冷却し、次
いでAc1〜Ac3変態点間に加熱し冷却する中間焼入れ処理
と、Ac3変態点以下の温度での焼戻し処理とを行う。
製した後、連続鋳造機あるいは造塊分塊法によりスラブ
を製造する。そしてこのスラブを熱間圧延前のスラブ加
熱温度を800〜900℃とし、次いで700〜800℃の累積圧下
率が50〜80％の熱間圧延を施し、Ac3変態点〜850℃に加
熱して水冷する焼入れ処理と、Ac1〜Ac3変態点に加熱し
て冷却する中間焼入れ処理と、Ac1変態点以下に加熱し
て冷却する焼戻し処理を施すか、あるいは熱間圧延にお
いて700〜850℃の温度で50〜80％の累積圧下を施した
後、直ちに10℃/s以上の冷却速度で室温まで冷却し、次
いでAc1〜Ac3変態点間に加熱し冷却する中間焼入れ処理
と、Ac3変態点以下の温度での焼戻し処理とを行う。
圧延に先立つスラブ加熱温度の規制は、加熱オーステナ
イト粒の細粒化を得るために設けられたものであって、
第１図に示したように900℃以下の温度で降伏点の上昇
に著しく効果があるが、800℃未満になると熱間圧延時
の変形抵抗が著しく大きくなり、鋼板の形状が悪化す
る。なお、850℃以下の累積圧下率が50％以上の圧延後
直ちに10℃/s以上の速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変態
点間に加熱し冷却する中間焼入れ処理とAc3変態点以下
の温度での焼戻し処理とを行う場合、第２図に示したよ
うに通常行われている1250℃以下スラブ加熱の範囲でも
高い降伏強度を示すので圧延温度の規制は必要ないが、
好ましくは800〜1000℃のスラブ加熱温度を選択すると
降伏点上昇はより顕著になる。この場合のスラブ加熱温
度の下限値は先に述べたものと同一の理由による。
イト粒の細粒化を得るために設けられたものであって、
第１図に示したように900℃以下の温度で降伏点の上昇
に著しく効果があるが、800℃未満になると熱間圧延時
の変形抵抗が著しく大きくなり、鋼板の形状が悪化す
る。なお、850℃以下の累積圧下率が50％以上の圧延後
直ちに10℃/s以上の速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変態
点間に加熱し冷却する中間焼入れ処理とAc3変態点以下
の温度での焼戻し処理とを行う場合、第２図に示したよ
うに通常行われている1250℃以下スラブ加熱の範囲でも
高い降伏強度を示すので圧延温度の規制は必要ないが、
好ましくは800〜1000℃のスラブ加熱温度を選択すると
降伏点上昇はより顕著になる。この場合のスラブ加熱温
度の下限値は先に述べたものと同一の理由による。
このように加熱されたスラブを熱間圧延するが、圧延後
焼入れ、中間焼入れ、焼戻しの各処理を行う場合には70
0〜800℃の累積圧下率が50〜80％の圧延を、熱間圧延後
直ちに10℃/sの冷却速度で冷却する場合には700〜850℃
の累積圧下率が50〜80％の圧延を行う。
焼入れ、中間焼入れ、焼戻しの各処理を行う場合には70
0〜800℃の累積圧下率が50〜80％の圧延を、熱間圧延後
直ちに10℃/sの冷却速度で冷却する場合には700〜850℃
の累積圧下率が50〜80％の圧延を行う。
この熱間圧延の制約は、圧延後の組織の細粒化と同時
に、加工による転位密度の増加を得るために行われる。
したがって、そのためには圧延後焼入れ処理を施す場合
は、800℃以下から50％以上の圧下率で、また圧延後10
℃/s以上の冷却速度で冷却する場合は、850℃以下の温
度から50％以上の圧下率で圧延する必要がある。
に、加工による転位密度の増加を得るために行われる。
したがって、そのためには圧延後焼入れ処理を施す場合
は、800℃以下から50％以上の圧下率で、また圧延後10
℃/s以上の冷却速度で冷却する場合は、850℃以下の温
度から50％以上の圧下率で圧延する必要がある。
しかしながら、700℃未満の温度で圧延を行うと圧延時
に鋼板に曲がりが生じ、製品の形状が悪化するため、70
0℃以上の温度で圧延を施すべきである。また、前記し
た理由で圧下率については50％以上必要であるが、80％
を越えると圧延集合組織の発達により靱性値の異方性が
生じ、LNGタンク用鋼として好ましくない。
に鋼板に曲がりが生じ、製品の形状が悪化するため、70
0℃以上の温度で圧延を施すべきである。また、前記し
た理由で圧下率については50％以上必要であるが、80％
を越えると圧延集合組織の発達により靱性値の異方性が
生じ、LNGタンク用鋼として好ましくない。
このように圧延された鋼板を冷却後、Ac3変態点〜850℃
に加熱して冷却する焼入れ処理、Ac1〜Ac3変態点に加熱
して冷却する中間焼入れ処理、Ac1変態点以下に加熱し
て冷却する焼戻し処理を施すか、あるいは熱間圧延後直
ちに10℃/s以上の冷却速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変
態点間の温度での中間焼入れ処理、Ac1変態点以下の温
度での焼戻し処理を行う。なお、本発明においてAc1変
態点とは、熱膨張曲線において急激に収縮を開始する点
をいう。
に加熱して冷却する焼入れ処理、Ac1〜Ac3変態点に加熱
して冷却する中間焼入れ処理、Ac1変態点以下に加熱し
て冷却する焼戻し処理を施すか、あるいは熱間圧延後直
ちに10℃/s以上の冷却速度で冷却し、次いでAc1〜Ac3変
態点間の温度での中間焼入れ処理、Ac1変態点以下の温
度での焼戻し処理を行う。なお、本発明においてAc1変
態点とは、熱膨張曲線において急激に収縮を開始する点
をいう。
焼入れ処理を施す理由は、前記したように中間焼入れ処
理を施す前組織として微細なマルテンサイトを得るため
であって、Ac3変態点以上に加熱する必要があるが、そ
の温度が高すぎると再結晶挙動により熱間圧延で達成さ
れた結晶粒の細粒化効果が消滅してしまうため、850℃
以下の温度で実施する。この微細なマルテンサイト組織
は熱間圧延後直ちに急冷しても得られる。この場合、板
厚中心部の平均冷却速度が10℃/s以上でないと好ましい
マルテンサイト組織が得られない。
理を施す前組織として微細なマルテンサイトを得るため
であって、Ac3変態点以上に加熱する必要があるが、そ
の温度が高すぎると再結晶挙動により熱間圧延で達成さ
れた結晶粒の細粒化効果が消滅してしまうため、850℃
以下の温度で実施する。この微細なマルテンサイト組織
は熱間圧延後直ちに急冷しても得られる。この場合、板
厚中心部の平均冷却速度が10℃/s以上でないと好ましい
マルテンサイト組織が得られない。
以上の圧延後の焼入れ処理あるいは圧延後直ちに10℃/s
以上の冷却速度で冷却した鋼板に、Ac1〜Ac3変態点に加
熱し焼入れする中間焼入れ処理、続いてAc1変態点以下
の温度で加熱し冷却する焼戻し処理を施す。
以上の冷却速度で冷却した鋼板に、Ac1〜Ac3変態点に加
熱し焼入れする中間焼入れ処理、続いてAc1変態点以下
の温度で加熱し冷却する焼戻し処理を施す。
中間焼入れ処理は前記したようにフェライトと微細なマ
ルテンサイトの混合組織を得るために行われるのであっ
て、したがって加熱時にフェライトと微細なオーステナ
イトの混合組織を生成させる必要がある。そのため加熱
温度はAc1〜Ac3変態点間の温度に制約されると同時に、
加熱後は水冷される必要がある。
ルテンサイトの混合組織を得るために行われるのであっ
て、したがって加熱時にフェライトと微細なオーステナ
イトの混合組織を生成させる必要がある。そのため加熱
温度はAc1〜Ac3変態点間の温度に制約されると同時に、
加熱後は水冷される必要がある。
焼戻し処理は、中間焼入れ処理で得られたマルテンサイ
ト組織の転位密度を下げると同時に加熱時に安定なオー
ステナイトを多量に析出し、低温靱性を著しく改善する
ために行われる。したがって、その温度は通常行われる
ようなAc1変態点以下の温度域である。
ト組織の転位密度を下げると同時に加熱時に安定なオー
ステナイトを多量に析出し、低温靱性を著しく改善する
ために行われる。したがって、その温度は通常行われる
ようなAc1変態点以下の温度域である。
本発明は、中間焼入れ処理による低温靱性の優れた９％
Ni鋼の強度を向上させ、従来製造できなかった板厚40mm
以上の低温靱性、強度いずれも優れた鋼板の製造を可能
にするものである。
Ni鋼の強度を向上させ、従来製造できなかった板厚40mm
以上の低温靱性、強度いずれも優れた鋼板の製造を可能
にするものである。
（実施例） 供試鋼の化学成分を第２表に示す。
ここで、Ａ鋼はNi含有量の要件を満たすが、Ｂ鋼はNi含
有量が少ない鋼である。
有量が少ない鋼である。
また、第３表は第２表に示した化学成分を有するスラブ
を第３表中の加熱、圧延、熱処理条件で製造したときの
引張試験結果およびDT試験結果を示す。
を第３表中の加熱、圧延、熱処理条件で製造したときの
引張試験結果およびDT試験結果を示す。
本発明法により製造された鋼A1〜A5は61kgf/mm2以上の
降伏強度を示すと同時にDTエネルギーで示される高い脆
性亀裂停止性能を有する。
降伏強度を示すと同時にDTエネルギーで示される高い脆
性亀裂停止性能を有する。
これに対し、鋼A6、A7、A11は圧延後焼入れ処理、中間
焼入れ処理、焼戻し処理する場合の比較例である。
焼入れ処理、焼戻し処理する場合の比較例である。
鋼A6はスラブ加熱温度が1000℃と高く、鋼A7は圧延の噛
み込み温度が850℃と高いため、その後適切な焼入れ処
理、中間焼入れ処理、焼戻し処理を実施しても59〜60kg
f/mm2程度の低い降伏強度を示した。
み込み温度が850℃と高いため、その後適切な焼入れ処
理、中間焼入れ処理、焼戻し処理を実施しても59〜60kg
f/mm2程度の低い降伏強度を示した。
鋼A11はスラブ加熱、圧延条件は適切であるが、焼入れ
温度が860℃と高く、そのため降伏強度が実施例に比べ
て低い。
温度が860℃と高く、そのため降伏強度が実施例に比べ
て低い。
鋼A8、A9、A10は圧延後直ちに10℃/s以上で冷却する場
合の比較例である。
合の比較例である。
鋼A8は圧延の噛み込み温度が900℃と高く、鋼A9は850℃
以下の累積圧下率が30％と低い。また、鋼A10は圧延後
の冷却速度が５℃/sと遅い。したがって、鋼A8、A9の降
伏強度は60kgf/mm2以下であり、実施例と比較して低
く、鋼A10は降伏強度は62.3kgf/mm2と高いが、DTエネル
ギー値が実施例と比較して124kgf・ｍと低い。
以下の累積圧下率が30％と低い。また、鋼A10は圧延後
の冷却速度が５℃/sと遅い。したがって、鋼A8、A9の降
伏強度は60kgf/mm2以下であり、実施例と比較して低
く、鋼A10は降伏強度は62.3kgf/mm2と高いが、DTエネル
ギー値が実施例と比較して124kgf・ｍと低い。
鋼B1、B2はNi量が7.12wt％と低い。そのため加熱圧延、
熱処理条件が適切であってもDTエネルギーが実施例と比
較して著しく低い。
熱処理条件が適切であってもDTエネルギーが実施例と比
較して著しく低い。
（発明の効果） 以上のように、本発明法により、従来法では得られなか
った高い降伏強度および優れた低温靱性を有する板厚40
mm以上の９％Ni鋼の製造が可能になり、LNG用貯蔵タン
ク等の安全性向上に対して大きく寄与することは明らか
である。
った高い降伏強度および優れた低温靱性を有する板厚40
mm以上の９％Ni鋼の製造が可能になり、LNG用貯蔵タン
ク等の安全性向上に対して大きく寄与することは明らか
である。
第１図はスラブ加熱温度と0.2％PSとの関係を圧延条件
で整理して示した図、 第２図はスラブ加熱温度と0.2％PSとの関係を圧延後水
冷した材料について圧延条件で整理して示した図であ
る。
で整理して示した図、 第２図はスラブ加熱温度と0.2％PSとの関係を圧延後水
冷した材料について圧延条件で整理して示した図であ
る。
Claims (3)
- 【請求項１】重量％でNi:7.5〜10％含有する鋼スラブを
用い、熱間圧延後、Ac3変態点以上に加熱して冷却する
第１回目の焼入れ処理とAc1〜Ac3変態点に加熱して冷却
する第２回目の焼入れ処理とAc1変態点以下に加熱して
冷却する焼戻し処理とを施す９％Ni鋼の製造法におい
て、 熱間圧延前のスラブ加熱温度を800〜900℃とし、次いで
700〜800℃の累積圧下率が50〜80％の熱間圧延を施し、
圧延後前記第１回目の焼入れ処理をAc3〜850℃に加熱し
て行うことを特徴とする板厚40mm以上の降伏強度の優れ
た厚肉９％Ni鋼の製造法。 - 【請求項２】重量％でNi:7.5〜10％含有する鋼スラブを
用い、熱間圧延後直ちに10℃/s以上の冷却速度で冷却
し、次いでAc1〜Ac3変態点間の温度で焼入れ処理を施
し、Ac1変態点以下の温度で焼戻し処理を行う９％Ni鋼
の製造法において、 前記熱間圧延に当たり、700〜850℃の温度で50〜80％の
累積圧下を施すことを特徴とする板厚40mm以上の降伏強
度の優れた厚肉９％Ni鋼の製造法。 - 【請求項３】熱間圧延前のスラブ加熱温度を800〜1000
℃とすることを特徴とする請求項２記載の板厚40mm以上
の降伏強度の優れた厚肉９％Ni鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2062155A JPH0768576B2 (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 降伏強度の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2062155A JPH0768576B2 (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 降伏強度の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03264617A JPH03264617A (ja) | 1991-11-25 |
| JPH0768576B2 true JPH0768576B2 (ja) | 1995-07-26 |
Family
ID=13191939
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2062155A Expired - Fee Related JPH0768576B2 (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 降伏強度の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0768576B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4872917B2 (ja) * | 2005-09-21 | 2012-02-08 | 住友金属工業株式会社 | 低温用鋼材およびその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61127813A (ja) * | 1984-11-22 | 1986-06-16 | Nippon Steel Corp | 高アレスト性含Ｎｉ調質鋼の製造法 |
-
1990
- 1990-03-13 JP JP2062155A patent/JPH0768576B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4872917B2 (ja) * | 2005-09-21 | 2012-02-08 | 住友金属工業株式会社 | 低温用鋼材およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03264617A (ja) | 1991-11-25 |
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