JPS5861222A - 高Ｎｉ合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低温液体保存用の容器や各種の機能材料として
用いられる高Ｎ１合金を安価Ｋかつ多量に製造する方法
にかかわるものである。

Ｎｉを３０〜４５％含むＦ・合金は、２００℃から一１
９６℃に亘る温度域で熱膨張係数が小さくかつ衝撃特性
にも優れているため、低温液体保存用の容器や各種のｍ
能材料として用途が拡大しつつある魅力ある材料である
。

しかしながら、かかる合金は融点から６００℃温度域に
至る広い温度域で割れ感受性が著しく高いために、型遣
方法としては真空溶解ないしけ大気溶解した後に小型の
鋳型に鋳造１７、鍛造などにより凝固組織を破砕した後
に熱間圧延を施してい九１例えば特公昭４５−１４６６
４号公報によれば鋼塊寸法はたかだか４　ｅ　Ｘ　４６
　ｘ　１２２　（ｍ）で単重にして約２トン程度の小型
鋼塊のものを製造していた。

このような小型鋼塊の場合には、鋳造後の冷却に際して
も冷却中に生ずる熱歪等は比較的小さいために鋼塊割れ
も生じにくかった。しかしながら上述した鋼塊法におい
ては生産性プ悪く、製品価格も高く大量生産を行なうこ
とは非常に困難である・ しかし最近メンツレン材料としてストリッジ形状の製品
の需要が高まりつつある。これに適し良生産性を上げる
製造法としては、転炉一連続鋳造−熱間圧延による連続
製造法が考えられるが、この種の高Ｎ１合金は、オース
テナイトの単相鋼であり、高温域の割れ感受性が高いた
めに、連続鋳造ならびにそれに引き続く熱間圧延による
製造法は未開発のｉｔで残されていた。

本発明は、Ｐ、！ｉ、Ｏ，Ｎ等の不純物元素を低位に抑
制するとともに連続鋳造に際しての熱応力の集積を、軽
微にするために二次冷却帯域の鋳片の冷却速度を遅くす
ることにより表面割れ発生を防止するものである。さら
に連鋳機を出た後の冷却過程での熱歪の集積を防止する
ために鋳片を７５０℃以上で保熱炉に装入した後に熱間
圧延を施すことによシ割れ疵がいずれの工程でも生じな
い高Ｓｉ鋼を製造する方法を提供するものである。

すなわち、本発明で対象とする合金は、Ｎｉ３０〜４５
％、Ｍｎ０．４％以下、８１０．４９６以下、ＣＯ，１
０％以下、Ｃｏ１．０９６以下、Ｃｒ０．４’Ａ以下を
含み、さらにＰｏ、０２−以下、Ｓｏ、００５％以下、
００．００３１以下、固溶窒素ｍｏｔＮを０．００５％
以下に規制し、残少はＦ・よυなる高Ｎ１合金である。

□ 本発明において、合金成分を上記の如く限定し、後述す
る製造条件とを併せて実施することにより連続鋳造にお
いても、また連続鋳造に引き続く熱間圧延においても割
れ疵の発生を防止することが可能と表りた。

２００℃から一１９６℃の低′温域における熱膨張係数
が小さく、かつ溶接性、耐食性にも優れるための母相を
構成する主要元素Ｎ１　＊　Ｍ！ｌ　、　８１　。

る。

Ｎｉを３０〜４５％にした理由はこの範囲外では熱膨張
係数が大きくなシイＳ／／考−特性を示しにくくなるた
めである。

Ｃは０．１０１１を超えて含有すると耐食性が劣化し、
また低温域における機械的性質およびイン・ぐした。

Ｍｎを０．４％以下に限定したのは、これ以上含有する
と低温靭性をそこない、かつ、インノ（−特性も低下し
てしまうためである。ｔた８１を０．４％以下に限定し
たのはそれ以上含有すると溶接時の割れ感受性を高めて
しまうためである・Ｃ・はインバー特性を向上する元素
として知られており、含有量が増す程、イン／４−特性
を示すＮｉ含有量の下限が拡大するが、Ｃｏを１．ＯＳ
Ｓ金含有せると低温域にかける機械的性質が低下するこ
とや、製品価格が上がるため１．０−以下とする・また
Ｃｒ・は、０．２〜０．４１１添加すると耐食性力裟向
上する利点がある。しかしながら市販のフェロニ、ケル
には少量のＣｒが含有されているために、本発明の高Ｎ
ｉ合金の原料として高純度の電解ニッケルーを使用しな
い限り不可避的に混入する元素であｐｏ、４畳を超えて
含有するとインバー特性が損なわれるため０．４％以下
に制限した。

従来、不純物元素Ｓ、ＯＩＰおよびＮについては材料の
溶接時の割れ防止や、鋼塊製造時の気泡発生防止のため
に上限が規制されていた−例えば特公昭５５−４２１４
１号公報によれば、鋳塊中の残留気泡を防止するために
ＩＮを０．００４％未満にするか、ｔたはＮが０．００
４〜．０．０２％の範囲の場合にはＴｉをｏ、ｏｏｓ〜
０．２％添加することが、有効であると述べられている
。

また１熱間加工性を高めるために、ｓ＜ｏ、ｏｉｓ囁、
Ａｚ＜０．０２．チ、Ｏ＜０．０２５優に規制（特公昭
５５−４２１４１号公報）していることや、材料の溶接
性を確保するために、ｐ＋ｓを０．０２　％以下にして
、Ｃａ　０．００２〜０．３　Ｔｏ、　Ｍｇ　０．００
２〜０．０３％を添加すること（特開昭５３−８３９２
１号公報）などが知られている。また、特開昭５０−１
４５３１号公報によれば溶接性の確保のためにＣａ　ｅ
　Ｍｇ　ｐ　Ｌａ　ａＣ・などを添加することも述べら
れている。

しかし表から、上述の発明はいずれも小型（１０Ｔｏｎ
以下）の鋳塊（鋼塊）を製造し、冷塊を再加熱し、分塊
圧延ないしは鍛造を行なった後に熱間圧延した材料、ま
たはその材料の溶接性に関する知見であシ、本発明で意
図する連続鋳造に引き続く熱間圧延を想定し九ものでは
ない。

本発明者等は上述し九Ｎｉを３０〜４５９！含む高Ｎ１
合金を連続鋳造によシ製造し、鋳片のもつ顕熱を利用し
て直接圧延する製造工程の実現を可能とする研究に取り
組み、各種の元素の高温特性におよげず影響も検討した
。その結果、ｐ、ｓ、ｏ。

Ｎ各元累の含有量を本発明の如く低位に抑え、連続鋳造
時の二次冷却帯域における冷却速度を０．２（１以下と
じ九後、熱間圧延を施こすととによ秒表面疵のない健全
な熱延板を得ることに成功した。

連続鋳造で鋳片を製造し、鋳片の保持する熱を利用して
そのｔま熱間圧延を行なう際に割れ疵を発生することな
く製造する手がかりを得るためにあらかじめ実験室での
検討を行なった。すなわち、熱間加工試験機を用いて、
試料を一旦ｆＩｉＩｉ！ｌ！シた後の冷却過程で塑性試
験を行ない、高Ｎｉ合金の融点から６００′ｃ温度域に
至る各温度での熱間変形能の調査を行なった。−七の結
果、連続鋳造に際しての鋳片表面割れや内部割れ、およ
び直送圧延時の熱間加工件を支配するのは高Ｎｉ合金中
に含まれるＰ、Ｓ、０．Ｎ等の軽元累で１７、特にｓ、
ｏ。

Ｎが熱間変形能に有害１なことを明らかにした。

例えば、Ｓはｏ、ｏｏｓ％超含有されると凝固温度を低
温側に移動させ、がっ９００Ｃ近傍での脆化を著しくす
るために鋳片内部割れや、表面割れ、ならびに直送圧延
時の割れ感受性を著しく高めてしまう、Ｓがａ、、００
５％以下でもｏ、ｏｏｔｓａ上含有すると割れ感受性は
大きいが、連続鋳造時の冷却速度を規制することにょシ
鋳片割れは防止可能となる。０もＳと同様な挙動を示し
、０を０．００３％超含有すると通常の連続鋳造操業で
は内部割れが顕著になってしまう。

Ｎは１０００℃以下で低歪速度の引張応力が負荷される
曲げ矯正点付近での鋳片表面割れ発生を著しく助長し、
かつ製品の溶接時の割れ感受性を高めることから、その
上限値を０．００５１とした。望ましくはＮを０．００
１％以下に抑制することによシ鋳片割れならびに溶接時
の割れ発生を抑制しうるが、製鋼上の多くの困難が伴い
、現状では難しい。

従って固溶窒素量、５ｏｔＮでｏ、ｏｏｓ嘩以下に制限
し、かつ連続鋳造時の二次冷却速４度を０．２℃／Ｓ以
下の徐冷却とすることによシ鋳片割れの発生を皆無にす
ることを可能とした。

Ｐは凝固時にデンドライト界面に凝固偏析が生ずるため
に鋳片表面縦割れや内部割れ感受性を高めるためその上
限値を０．０２％とした。

次に、製造法について詳述する。

成分範囲を上述した如く限定した本発明で対象とする高
Ｎｉ合金においてもＮ１含有量が高いため通常の炭嵩鋼
の連続鋳造と同一の鋳造条件で製造した際に紘種々の割
れ疵が発生してしまう、鋳片表面割れ防止のためには凝
固殻の成長を均一かつゆっくり生ぜしめることにより局
部的に発生する熱歪の解放を行なうことが′ＷＬ要であ
る。そのためにはロール間の水冷却方式がら気水噴霧冷
却方式に変え、鋳片表面温度で１３００℃から９００１
：：温度範囲の平均冷却速度を０．２℃／Ｓ以下に限定
する必要がある。冷却速度がそれ以上速くなると熱歪の
集積が大になシ表面割れを生じ易くなってしまう。

さらに、本発明合金１は１０００’Ｃがら６ｏｏ℃温度
域に亘うて、１０−２／ｓ以下の低歪速度の引張歪が負
荷された場合にはオーステナイト粒界に沿って割れ発生
が生じ易く、連鋳機においてロール間のバルジングによ
シ鋳片温度が９００１：以下になった場合に、鋳片表面
割れ、特に鋳片表面のニップ部に割れが発生してしまい
、その後の直送圧延工程に材料を搬送できなくなってし
まう。

従って、本発明においては連続鋳造時の鋳造条件として
１３０ｏから９００℃温度における冷却速度を０．２　
Ｖｓ以下と限定した。

なお九本合金を彎曲型の連続鋳造機で鋳造する際には、
曲げ燭正点での鋳片表面温度を９００℃以上とすること
が表面割れの点から望ましい。

次に、連続鋳造に引き続く熱間圧延条件について述べる
。上述した通り連続鋳造の操業条件を最適化することに
よ）鋳造過程での割れ疵の発生は抑制可能となりたが、
連鋳機を出た後に水冷却岬により鋳片を冷片忙した際に
は、再び冷却過程で熱歪の集積が生じ置き割れや冷聞手
入れ時に割れが発生し易くなる１本発明者等はかかる熱
歪の集積を解消すると共に、熱エネルギー的にも有効な
方法として鋳片の直送圧延法を開発した。すなわち、鋳
片の表面温度が７５０℃を下らない状態から復熱炉に搬
送し１１５０℃から１０００℃範囲に復熱した状態で熱
間圧延を施すものである。

鋳片温度が７５０Ｃよシ低温になりた場合には冷却、な
らびに復熱時に割れ疵の発生する可能性があるため、こ
のように限定する。さらに１１５０℃を超えて復熱する
場合には意図的にも加熱する必要があ）、加熱炉原単位
上得策とならないし、さらに１加熱中に鋳片！！面酸酸
化激しく生じ）熱延板の性状度も悪くなる。ま次、１０
００℃以下の復熱ではその後の熱間圧延時の温度確保が
難かしく変形抵抗が高くなると共に材質特性の劣化ｔも
交らす・従りて、本発明においては鋳片表面温度ｔ７５
０℃以上とし、そのまま保熱炉に搬送し１１５０℃から
１０００℃範囲に鋳片温［ｔ−保つ友後に熱間圧延する
こととする。

次に実施ｆＲｔ用いて成分規制と製造条件の組み合せに
より健全な熱圧板ｔ−製造する方法に関して述べる。

実施例１ 高Ｎ［合金の熱間変形能におよぼすＰ　ｓ　Ｊ！　−０
＃Ｎ等の微量元素め影ｌ１１ｔ−調べるために第１表に
示すような成分の高Ｎ１ｆｉを溶製し、高温引張試験を
施し次。

試験法としては連続鋳造時の黒腫Ｗｔ想定して、試料を
いり九ん溶融した後の冷却過程で引張試験を施すもので
、その結果のニガを第１図、第２図に示し友。いずれも
引張破断し交際の絞ル値と試験温度の関係−図である。

第１図は冷却速度２０　’ｃ７ｍ　、歪速ｇ；＝ｓ７ｇ
の場合でこの図において鍋釜２の如く、１３００から７
００℃温度域において絞９値が５０１Ｇ以上の値を示す
場合には鋳片の表面縦割れ、内部割れ、ならびに直送圧
低時の割れが生じに〈匹０反対に絞り値が５０−以下の
合金では高温賦〈おける割れ感受性が著しく高いことを
確認している。第１表の調香１および３も鋼′４に２と
同じ挙動を示す・他方第１図に示される調香５の合金は
絞ｐ値を５０−以下に低下させる微量元素Ｐｅ８ａＯが
あり、Ｐは０．０２　％　ｍ　Ｂは０．００５９Ｇ、　
ＯＲ０，０１１！ｔこえて含有する場合には砥性低下が
激しくなる。

調香４、および６も同じ参勤を示す。従って、割れ防止
のためにはこれらの微量元素を各々Ｐ０．０２参以下、
ｓｏ、ｏｏｓ俤以下、００．０１−以下に規制する必要
がある。

さらに、第２図は第１図において引張変形時の歪速度を
一＝５Ｘ１０−’／！ａとした場合であるが、この場合
には絞ｉ値が５０嗟以下の場合には連鋳片の表面横割れ
が発生し謳いことを別途見い出している。飼えば、第２
図中の調香２の合金の如く１１００〜６００℃温度域で
絞プ値が５０″優以上の合金は割れ難いが、調香５の如
き合金は鋳片横割れ頻度が高くなる。鋼番１および３は
調香２と同じ挙動を示すＯＫ対し調香４と６は調香５と
同じ挙動を示す、この低速変形時の脆化におよぼす元素
としてはｓ、Ｏ＊Ｎが代表的なもので、絞シ値を５０参
以上にする九めにはｓｔｏ、ｏｏｓ優以下％０１Ｇ、０
０３饅以下、Ｎｌ固溶窒素−・を量で０．００５１１以
下にすることが必要である・ なお、第１図、第２図に示した熱間変形能に関して主と
して影響を与えるのは８　＃　Ｐ　ｅ　Ｏ−ＮなどＯ元
素であ）、それ以外ＫＢもＮとの共存時には悪影響をも
たらす、しかしながら、Ｃ、Ｍｕ　＃８％、　Ｃｒ　、
　Ｃｏなとの元素はそれ雛独で社何ら影響を及はさない
ことも判明している。

実施例２ 実施例１に述べた実験室の知見を基にして、第２表の調
香７、および８に示す化学組成をもつ高Ｎ１合金を電気
炉で溶製し、連続鋳造機を用いて鋳片ｔ−製造し友。

Ｐ、８，０．Ｎなどの不純物元素’ｉＰ０．０２憾以下
、ｓ　ｏ、ｏｏｓ＊以下、ｏｏ、ｏｏａ＊以下、ＮＯ，
００５畳以下に適中するために、溶製および鋳造工程で
格別の配慮を施した。すなわち、溶銑段階で脱硫。

鴫 脱燐処理を施し、低窒素の絹原料を用い電気炉で通常の
２倍の時間を資して合金を溶製し、ＶＡＲ脱ｆス装置を
用いて脱ガス処理を施した後垂直型の連続鋳造情で鋳造
した。連続鋳造に際しては吸窒防止の次めに取鍋〜タン
ディ、シ、、タンディッシ、〜鋳型間のシールを完全に
施すことにより、ｆｓ２表の調香７，８に示した高純度
のＮ１合金を得ることが出来た。

上記した調香７．８の溶鋼の連続鋳造時の諸条件は次の
如くである。すなわち、鋳型寸法は厚み２１０■１幅１
２００■のものを用い、鋳造速度は０．６ｍ／ｍ１ｎで
ある・二次冷却帯械の冷却争件は二水準行なった。すな
わち通常操業と同じ＜ａ−ル間での水冷却法（従来法）
と気水噴霧冷却法である・ロール間での水冷却法におい
ては１３００〜９００℃間における鋳片表面の平均冷却
速度は３　ｔｌ：／８である。他方、ロール間での気水
噴霧冷却法では０．１　’Ｃ７Ｂの均−徐冷却が得られ
た・鋳片の割れ疵発生状況は第３表に示したが、従来の
ロール間水冷却法（急冷型）では鋳片の無欠陥化ｔはか
るのが困難である０割れ疵の発生防止の丸めには０．２
３以下の緩冷却を施す必要がある。参考までに第２表の
調香９（比較例）１連続鋳造で鋳込んだ結果、鋳聾直下
でブレークアウトし健全な鋳片が得られなかった。

実施例３ 第２表に示した調香７およ、び８を実施例２に述べた方
法で連続鋳造鋳片を製造し、鋳片表面温度が８００℃の
ときに表面に保温板を覆い熱延工程に搬送して保熱炉に
装入し、１１００℃に鋳片を保持した後に熱間圧延を施
し友、得られた厚さ５■の熱延板は表面の酸化スケール
も殆んどなく、割れ疵のない良好な熱延板が得られた。

比較のために連続鋳造鋳片に保温板をつけることなく７
５０℃以下の温度まで冷却し、再加熱して圧延を施した
ところ鋳片に内在し次熱歪によ〕割れが発生した。ｔた
、鋳片の保温温度が１１５０℃以上に加熱した際には表
面スケールが激しく生成し、熱延板の表面性状が悪い、
さらにｔ友、保温温度が１０００℃以下の場合には変形
抵抗が高くなってしまうため、熱間圧延が困難であった
。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図とも試料をいったん溶融し友後の二次冷
却過榴で引張試験を施し、引張破断した際の絞り値と試
験温度の関係図で、いずれも冷却速度は２０　Ｃ／Ｓで
あるが、歪速度は第１図の場合；　＝　５Ａ、　ｔＪｆ
、　２　図テｕ　；＝５Ｘ１　ｏ−ｓ／ｓ　Ｏ場合テｈ
る・

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）　　高Ｎ１合金の熱延板を連続鋳造とそれに引き
   続く熱間圧延によシ製造するに際して、成分をＮｉ　３
   ０〜４５１１．　Ｍｎ　０．４ｆｌｋＤＡ下−８１０，
   ４１１Ｊａ下、ｃｏ、ｔｏｓ以下、Ｃｏ１．０＊以下、
   　Ｃｒ　０．４−以下を含み、さらにＰｏ、０２１１以
   下、ｓｏ、ｏｏｓ−以下、００．００３ｓＪＪ下、固溶
   室ｙａｏ、ｏｏｓｓ以下、残部Ｆ・とし、割れ疵の発生
   防止のために連続鋳造時の二次冷却速度を０．２　Ｖ８
   以下とする徐冷却を施す仁とを特徴とする高Ｎ１合金の
   製造方法・（２）高Ｎ１合金の熱延板を連続鋳造とそれ
   に引き続く熱間圧延によシ製造するに際して、成分なＮ
   ｌ　３０〜４５１１　、　Ｍｎ　０．４−以下、８１０
   ．４１１以下、Ｃ０，１０１以下、Ｃｏ１．０Ｓ以下、
   Ｃｒ０．４１１以下を含み、さらにＰｏ、０２嘔以下、
   ｇｏ、００５嘩以下、００．００３ｓ以下、固溶窒素０
   ．００５鳴以下、残部Ｆ・とし、割れ疵の発生防止のた
   めに連続鋳造時の二次冷却速度を０．２　ＣＡ以下の徐
   冷却とし、鋳片の表面温度が７５０℃以上の状態で保熱
   炉に鋳片を搬送し１１５０℃から１ｏｏｏ℃の範囲に鋳
   片温度を保った後に保熱炉より取り出し熱間圧延を行な
   うことを特徴とする高Ｎ１合金の製造方法。