JPS594487B2 - 耐ｓｒ脆化のすぐれた強靭鋼の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、焼なまし又は焼なまし後焼もどしの状態で
一１００℃程度までの低温で使用され、特に応力除去焼
なましく ５ｔｒｅｓｓ Ｒｅ１ｉｅｆ：以下ＳＲと略
称する）後の脆化の少ない強靭鋼の製造法に関する。

エチレンプラントや石炭液化プラントなどの化学工業用
装置には、−１０４℃までの使用に耐える低温用鋼とし
て、第１表に示すＡＳＴＭＡ２０３のＧｒａｄｅＤ又は
Ｅの３．５％Ｎｉ鋼が使用されることが多い。

第１表中、Ｇｒａｄｅ Ｄは引張り強さはソ４６Ｋｇ／
−以上、Ｇｒａｄｅ Ｅは同じくはゾ５０ｋｇ／ｍａを
要する部材に用いられている。

しかしながら、近年、装置の大型化に伴い使用される鋼
材の極厚化、高強度化の要求が強くなっており、更に、
かかる鋼材は、熱間加工（圧延鍛造）後面げなどの熱間
又は温間での再加工が行なわれることが多く、加工後の
ＳＲ処理が必要であリ、又、施工時の溶接後にもＳＲ処
理を行う必要があるため、ＳＲ後に必要な強度、靭性が
要求される。

特に厚肉化に伴いＳＲ処理条件が厳しくなる。

すなわち、温度が高温になり、焼もどし処理に比べ保持
時間が長くなり、かつ徐冷されるため鋼種によってはＳ
Ｒ処理によって特に靭性の劣化が大きくなりＳＲ脆化と
呼ばれている。

ＳＲ脆化は粒界脆化と炭化物の粗大凝集等による生地組
織の変化によって発生するといわれており、前記第１表
の鋼においては、高強度を確保するために炭素量を増す
と、ＳＲ脆化がはげしくなり、低温靭性が著しく劣化し
て、逆にＳＲ脆化を小さくしようとすれば必要な強度が
得られないという欠へかある。

この発明は、上記従来使用されている３、５％Ｎｉ鋼の
欠点を除去し、例えば５０ｍｍをこえる極厚部材として
も高い強度が保持され、かつ耐ＳＲ脆化にきわめてすぐ
れた鋼の製造法を提案するものである。

低温用鋼としては、上記３．５％Ｎｉ鋼の外にＡＳＴＭ
Ａ６４５に規定される５％Ｎｉ鋼或いは９％Ｎｉ鋼が知
られているが、これらはＬＮＧタンク等−１６２℃とい
う極低温で使用されるもので通常Ｎｉ４％以下では必要
な低温靭性は確保できない。

しかも、これらの鋼は、焼入れ一層もどし、或いは焼入
れ−ＡｃＩ点とＡｃ３点の間からの冷却−焼もどしとい
うような複雑な熱処理を施して、特殊なミクロ組織とな
すもので、使用目的、製造法および鋼種としてもこの発
明の３．５％Ｎｉ鋼とは全く異質のものである。

通常３．５％Ｎｉ鋼の焼ならし又は焼ならし後層もどじ
した組織はフェライト＋パーライトであり、その強度を
決定する主要な因子はＣ量である。

第１図は、Ｓｉ０．２５％、Ｍ ｎ ０．６０％、Ｎｉ
３．５係で、板厚８５ｍｍの鋼板を焼ならし８４０℃×
１ｈ−Ａｃ１焼もどし６００℃×２ｈ−Ａｃ１ＳＲ５８
０℃Ｘ２ｈ、１００°Ｃ／ｈで徐冷、という条件で処理
した後の引取り強度を、０％を変化させて測定した結果
である。

この図から明らかなとおり、従来の３．５％Ｎｉ鋼では
ＳＲ後の引張り強さ５０に９／ｘｉ以上確保するには、
０．１０％以上のＣ量が必須である。

一方、ＳＲによる靭性の劣化を詳細に検討した結果、第
２図および第３図に示すとおり、Ｃ量に大きく依存する
ことが判明した。

即ち、第２図および第３図は、第１図の試験に用いたと
同じ鋼板（熱処理条件も同じ）につき、−８５℃及び−
１０４℃でのＶノツチシャルピー衝撃値（ｖＥ−８５、
ｖＥ−１０４）をＣ量ごとにプロットしたものである（
なお・は後述する実施例で得られた本発明鋼の衝撃値を
示す）。

同図にも明らかな如く、Ｃ０，０８％以下の低Ｃ鋼では
、ＳＲ後の脆化、即ち衝撃値の低下が軽減され、とくに
Ｃ０，０６％以下ではその結果が顕著である。

Ｃ量がＳＲ脆化に大きく影響する理由はＳＲ処理時の析
出炭化物と微量不純物元素との相互作用により脆化が起
るためであると考えられる。

上記の結果から、ＳＲ脆化を防ぐには、Ｃを０．０８％
以下、望ましくは、０．０６％以下にすればよいことが
分るが、かかる低Ｃ鋼では、前述したような用途に用い
られる鋼材に必要な５０ｋｉｍａ以上の引張り強さが得
られないことが第１図の結果から明らかである。

本発明者は、上記の如き、高強度の解保と、ＳＲ脆化の
防止という相反する要求を同時に満足させる条件を追究
した結果、下記のとおり特定の組成と熱処理との組合せ
によって、目的が達成できることを確認した。

鋼の組成としては、ｃｏ、ｏｓ％以下、ＳｉＯ，０１〜
０．３５％、Ｍｎ ０．４０〜１．０％、ＰＯ３０２％
以下、８０．０２係以下、Ｎｉ３．０〜４．０％、Ｍｏ
０．０５〜０．３０％、ｓ ｏｌｌｋｌ ０．０１〜
０．０６％、残部Ｆｅと不可避的不純物からなるか、又
は上記成分のはか０．２％未満のＣｕとＣｒの１種又は
２種をＭｏとの合計で０．０５〜０．３０％を含有する
。

上記組成の鋼を通常の条件で熱間加工（鍛造又は圧延）
して、所望板厚の部材とし、次いでＡｃ３点以上の温度
から焼ならしを行なった後、さらにＡｃ１点以上の温度
で焼もどしを行う。

この発明において、前記のように鋼の組成および熱処理
条件を定めた理由は次のとおりである。

Ｃは強度確保上必要な成分であるが、前述のとおり、Ｓ
Ｒ後の脆化を防ぐには、Ｏ，ＯＳ％以下にしなければな
らない。

更に、０．０６％以下とするのが一層望ましいことは、
第２，３図からも明らかなとおりである。

Ｓｉは、鋼の強度上昇成分として有効であるが、靭性の
低下を防止するには少ない方がよい。

従ってその含有量は０．０１〜０．３５％とした。

Ｍｎは強度及び靭性の双方に有利に働く成分である。

しかし、１％をこえると、偏析する傾向があり、圧延直
角方向の靭性を悪化させる。

Ｎｉは、強度、靭性の確保に必要な成分である。

この発明が、主にエチレンプラント等の構造部材の提供
を目的としているため、かかる部材の使用環境である一
１０４℃までの温度範囲で十分な強度と靭性さを確保す
る必要かつ十分なＮｉ量は３〜４％である。

３％より少ない量では、後述するＭｏ、Ｃｕ等の成分で
補ってもなお必要な強度、靭性を得ることが困難であり
、一方、４％をこえるＮｉの含有は徒らに鋼材の価格を
上昇させるだけで、上記の如き使用条件を想定する鋼材
にはむだな添加となる。

かかる意味で、この３〜４％Ｎｉ鋼はいわゆる低温用鋼
としては広く知られている５％Ｎｉ鋼或いは９％Ｎｉ鋼
とは使用目的が異なり、それに伴って、鋼種としても、
又製造方法においても全く異なるものである。

Ｐ及びＳは鋼の不純物として含有されるものであるが、
前者はＳＲ脆化を犬きくシ、又後者は圧延直角方向の靭
性を劣化させるため、いずれもできるだけ少ない方がよ
い。

この発明で定める０、０２％という値は許容上限値であ
る。

Ｃ量を低くすることとともに、Ｍｏ０．０５〜０．３０
％を含有させるのが、この発明の大きな特徴のひとつで
ある。

即ち、前述のとおり、ＳＲ脆化を防ぐためにＣを０．０
８％以下に制限する必要があるが、それに伴う強度の減
少を補って、十分な引張り強さを確保するための手段を
講じなければならない。

単に、鋼の強度上昇という目的だけならば、種々の添加
成分が考えられるが、この発明では、ＳＲ脆化を起さず
、しかも十分な強度上昇の効果を発揮する成分として、
多くの試験研究の結果、０．０５〜０．３０％のＭｏが
最適であることを確認した。

即ちＭｏはＳＲ処理の温度域でＣを固定して前記ＳＲ脆
化促進というＣの有害な作用を除くとともに、鋼の強度
の上昇に大きく寄与する。

かかる効果が顕著に現われ、特に厚さ８５Ｕというよう
な極厚鋼板でＳＲ後におい才も５０ｋｇ／−以上の引張
り強さを得るには、０．０５％以上のＭｏが必要である
。

しかし、０．３０％以上の含有では、加工後の焼ならし
処理でもベイナイトが形成され、強度は著しく上昇する
が、靭性の劣化がはげしい。

上記Ｍｏの一部は、ＣｕとＣｒの１種又は２種と置換す
ることができる。

Ｃｕは固溶強化により、強度上昇に寄与し、又、Ｃｒは
Ｍｏとはゾ同じ作用効果をもつ。

しかし、いずれも前記Ｍｏの作用効果には及ばないので
、これらの成分を添加する場合も、必ずＭｏと併用する
ことさし、Ｃｕ１Ｃｒはそれぞれ０．２０％未満に抑え
、Ｍ ｏ 十Ｃｕ＋Ｃｒは０．０５〜０．３０％としな
ければならない。

しかし、Ｃｕ１ＣｒはＭｏに比較して安価であるから、
ＭＯの一部に替えて使用するのは鋼材の価格を下げる上
で有利である。

５ｏＡＡ７は、鋼の脱酸および細粒化のために必要な成
分である。

°しかじ、その量が０．０６％をこえると靭性に悪影響
を及ぼす。

上記本発明鋼は、既述の如くエチレンプラント等の構造
部材となるものであるが、これらの部材は、熱間で鍛造
又は圧延された極厚物が多く、焼入れ一部もどしのよう
な熱処理を施すことは困難であり、又焼入れをすると部
材の歪、変形を惹起し勝ちである。

さらに、極厚物では冷間加工が困難なたや温間又は熱間
で加工されることが多く、焼入れ焼もどし材は強度の低
下を招くため焼ならし又は焼もどしで製造する必要があ
る。

従って、この発明では、熱間加工の後層ならし焼なまし
して使用することを前提とし、その状態で高い強度と靭
性を確保できるように各成分範囲を選定した。

又この発明における焼ならしはＡｃ１変態点以上９５０
℃以下で行われる。

すなわちＡｃ１変態点以下ではオーステナイト化しない
ため焼ならしの効果が得られない。

又９５０’Ｃを越えて高温に加熱するとオーステナイト
粒が粗大化し、靭性が低下するためである。

特にＡｃ３変態点近傍の７５０〜９００℃程度の温度範
囲が均質なオーステナイト粒が得られ焼ならし効果が大
きいため７５０〜９００℃程度が望ましく、均熱後の冷
却は空冷又は徐冷が行われる。

又必要により焼ならした後にＡｃ１変態点以下５６０℃
以上に焼もどしを行うことにより、炭化物を微細に析出
させ、強度靭性共に向上させることができる。

この際Ａｃ１変態点を越えて加熱すると一部オーステナ
イト化し、冷却後靭性が改善されない。

又５６０℃未満の加熱では焼もどし効果を得るのに長時
間均熱する必要があり実用的でなＧ）。

次に実施例によって、この発明を具体的に説明する。

実施例 第２表に示す組成の鋼を電気炉で溶製し、８５關厚の板
に熱間圧延した。

この鋼板について、下記の熱処理を施した後の機械的性
質を第３表に示す。

焼ならし二８４０°ＣＸ１ｈ−空冷 焼もどし：６００℃Ｘ２ｈ−空冷 ＳＲ：５８０℃×２ｈ−１００°／ｈで ３００℃まで冷却 第２，３表中、Ａ−Ｆは本発明鋼であり、いずれも低Ｃ
で、かつＭｏを必須成分として含有している。

ＤはＣｕを、ＥはＣｒを、ＦはＣｕとＣｒを、それぞれ
少量づつ含有する。

比較鋼のＧ−Ｊは第１表に示したＡＳＴＭＡ ２０３の
Ｇｒａｄｅ Ｄに相当し、又、ＫはＧｒａｄｅＥに相当
するものである。

＊ 試験片の平行部 ８．５ ｍｕφ×５０龍ｌ＊
＊ ＪＩ３４号 ２ｍｒｎＶノツチシャルピー
試験片第３表に見る如く、Ａ−Ｆの本発明鋼はＳＲ後の
低温靭性が大巾に改善されており、特に強度レベルにお
いて同等の比較鋼と対比すれば、その傾向が一層明瞭ヱ
ある。

例えば比較鋼のうち−１０４℃での衝撃値が最も高いＦ
が炭素量を極力下げて、強度を犠牲にしているにも拘ら
ず、５．０ｋｇ−ｍにすぎないのに対して、本発明鋼は
全て１０ｋｇ−ｍ以上の値を示していることからも明ら
かなように、ＳＲ後の強度と低温靭性を兼備させるとい
うこの発明の目的が十分達成されている。

かかる引張り強さくＴ、Ｓ）と衝撃値（ｖＥ−８５、ｖ
Ｅ−１０４）との関係を明瞭に示したのが第４，５図で
ある。

即ち、第４図は、第３表に示されたＡ−Ｆの本発明鋼及
びＧ−にの比較鋼のＴ、Ｓと■Ｅ−８５との関係を、又
第５図は同じ＜Ｔ、ＳとｖＥ−１０４との関係をそれぞ
れ示すものである。

これらの図によれば、本発明鋼ではＴ、Ｓが約４７ ｋ
ｇ７ｍ＋ｔから５５ ｋｇ−／−近くまで上昇しても、
低温靭性の劣化は殆んどないのに対し、従来鋼ではＴ、
Ｓを上昇させれば必然的に衝撃値が低下するという傾向
が明らかである。

第３表の本発明鋼の衝撃値を炭素量に関連させて第２図
及び第３図中に示したのが黒丸・であって、特に−１０
４℃の結果を示す第３図ではＣ量が少なくなれば靭性が
向上するという一般的傾向以上に本発明鋼の靭性が改善
されていることが分り、かかる高靭性の鋼が更に、高い
引張り強度を兼備しているということは、従来の知識で
は全く予期しえないことである。

上記実施例は、焼なまし後部もどしして、ＳＲ処理を施
した試料の結果だけを示したが焼なまし後ＳＲ処理を施
したものでも全く同じ傾向きなることが確められている
。

以上詳述したとおり、本発明鋼は、８５ｍｍという極厚
部材でも焼ならしのま＼で、或いは焼ならし一層もどし
の処理で高い強度を有し、しかもＳＲ後の靭性が一１０
４℃においても極めてすぐれているから、低温用大型構
造部材として広い用途が期待できるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼の引張り強さに及ぼすＣ量の影響を示す図表
、第２図及び第３図は鋼の靭性に及ぼすＣ量の影響を示
す図表、第４図及び第５図は鋼の引張り強さと低温靭性
の関係を示す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｉ ｃｏ、ｏｓ係以下、Ｓｉ０．０１〜０．３５係、
   Ｍｎ０．４〜１．０％、ｐｏ、ｏ２％以下、８０．０２
   ％以下、Ｎｉ ３．０〜４．０％、Ｍｏ ０．０５〜０
   ．３０％、ｓｏ／Ａ７０．０１〜０．０６％、残部Ｆｅ
   と不可避的不純物からなる鋼を熱間加工後、Ａｃ１変態
   点以上９５０℃以下の温度に加熱し焼ならしを行なった
   時後、Ａｃ１変態点以下５６０℃以上の温度に加熱し焼
   もどしすることを特徴とする耐ＳＲ脆化のすぐれた強靭
   鋼の製造法。 ２Ｃ０，０８係以下、ＳｉＯ，０１〜０．３５％、Ｍｎ
   ０．４〜１．０％、Ｐｏ、０２％以下、８０．０２％
   以下、Ｎ ｉ ３．０−４．０％、Ｍｏ ０．０５〜０
   ．３０％、及び０．２％未満のＣｕとＣｒの１種又は２
   種をＭｏとの合計で０．０５〜０．３０％、５ｏｌＡ７
   ０．０１〜０．０６％ミ残部Ｆｅと不可避的不純物から
   なる鋼を熱間加工後、Ａｃ１変態点以上９５０℃以下の
   温度に加熱し焼ならしを行なった後、Ａｃ１変態点以下
   ５６０℃以上の温度に加熱し焼もどしすることを特徴と
   する耐ＳＲ脆化のすぐれた強靭鋼の製造法。