JPS6115917A - １８％Ｎｉ系マルエ−ジング鋼の製造方法 - 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】 この発明は硼素（Ｂ）を添加した１８％Ｎｉ系マルエー
ジング鋼の製造方法に関し、特に靭性が優れた硼素添加
型１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を製造する方法に関す
るものである。

一般に１８％Ｎｉ系マルエージング鋼は、各種のマルエ
ージング鋼のうちでも比較的簡単な熱処理によって高い
強度と良好な靭性を得ることができるものであって、従
来から同体燃料ロヴットモーターケースや、深海潜水艇
あるいはウラン遠心分離機の０転円筒などに使用されて
いる。

この種の１８％Ｎ１系マルエージング鋼は、１８％前後
のＮ１を含有するとともに、ＣＯとＭＯを主な時効硬化
元素として添加し、かつ小量のＴＩ　、Ａｌなどを添加
したものであって、通常は熱間加工後に、８００〜９５
０℃の範囲内の温度に加熱後常温に空冷する溶体化処理
を行なって時効硬化元素を充分に固溶させ、その後５０
０℃前後に１〜１０時間程時間熱して常温に空冷する時
効処理を施して金属開化合物を析出させ、その後使用に
供される。このような熱処理が施された状態で１８％Ｎ
ｉ系マルエージング鋼は１７５〜２４５ｋａｆ／−の引
張り強さと１００〜４５０ｋｇｆ／ｒａｍ％の破壊靭性
値（Ｋ　ｒｃ　）を有する。

しかるに１８％Ｎｉ系マルエージング鋼においては、破
壊靭性値は引張り強さが高くなるにつれて低下し、引張
り強さ１７５ｋｏｆ／−で破壊靭性値（ＫＩｃ）　３８
０〜４５０　ｋｏｆ／ｍ＋ｅ％であったものが、引張り
強さ２００ｋｏｆ／−では破壊靭性値が２５０〜３００
　ｋｇｆ／　ｍｉ’に低下し、さらに引張り強さが２３
０ｋｏｆ／−となれば破壊靭性値が１３０〜１７０　ｋ
ｏｆ／ａｖ％まで低下する。このような高強度化に伴な
う破壊靭性値の低下は、１８％Ｎｉ系マルエージング鋼
を前述の如きｉ！！ｉ機器に使用する際において破壊に
対する信頼性、安全性の観点から強度をある程度で抑え
ざるを得す、その結果、高強度が容易に得られるという
１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の最大の特徴を充分に発
揮させることができなかったのが実情である。

そこで従来から、１８％Ｎｉ系マルエージング鋼につい
ては、強度を抑えることなく、靭性を向上させる試みが
種々なされており、それらの方法は次の（１）・〜（４
）に大別される。

（１）溶体化処理後冷却してマルテンサイト組織とした
状態で冷間加工を加え、それに続いてオーステナイト域
へ再加熱する方法。

（２）再結晶温度以下のオーステナイト域で加工し、そ
れに続いてオーステナイト域へ再加熱する方法。

（３）オーステナイト化とマルテンサイト化とを繰返す
方法。

（４）再結晶温度以上のオーステナイト域へ加熱し、続
いて再結晶温度以下のオーステナイト域へ再加熱する方
法。

これらの方法は、いずれもオーステナイト結晶粒やマル
テンサイトラスの微細化を通じて靭性の向上を図るもの
であるが、このような粒の微細化による靭性の改善には
限界があり、これらの方法だけでは未だ満足できる程度
の強靭性は得られていなかった。

ところで一般に鋼の靭性劣化の要因としては、粗大析出
物の生成が挙げられる。そして実際に高ＭＯ系のマルエ
ージング鋼、例えば「鉄と鋼ｊ第６６巻、第８号１１７
７頁に示されるような１０％Ｎｉ−１８％Ｃｏ−１４％
Ｍ　ｏ−０，２％Ｔｉの如きマルエージング鋼において
は、熱間加工中の歪によりＦｅユＭＯ等の粗大析出物が
粒界に優先析出して靭性を劣化させる。ことが知られて
いる。一方、１８％Ｎ＋系マルエージング鋼程度のＭＯ
含有量（高々６％程度）では、そのような粗大析出物は
生成しないものとされており、そのため１８％Ｎｉ系マ
ルエージング鋼については、靭性向上のために粗大析出
物の生成を抑制することは特に考慮が払われていなかっ
たのが実情である。

しかるに１８％Ｎｉ系マルエージング鋼においては従来
から時効処理後の強度向上および靭性改善を目的として
０．０００５〜０．０１％程度の硼素を添加することが
行なわれているが、本発明者等の実験によれば、１８％
Ｎｉ系マルエージング鋼でも硼素を含有している場合に
は、熱間加工条件あるいはその後の溶体化処理条件によ
っては粗大析出物が生成されて靭性を低下させているこ
とが判明した。すなわち従来はこのような事実が知られ
ていなかったために、硼素添加型の１８％Ｎｉ系マルエ
ージング鋼については粗大析出物の生成の抑制の観点か
ら熱間加工条件や熱処理条件を選定することがなされて
おらず、そのため靭性の高い硼＊ｍ加型１８％Ｎｉ系マ
ルエージング鋼を安定して得ることができなかったので
ある。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、高
強度を損うことなく、安定して靭性が高い硼素添加型の
１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を製造し得る方法を提供
することを目的とするものである。

本発明者等は、前述の如く硼素添加型の１８％Ｎｉ系マ
ルエージング鋼においては熱間加工条件やその後の溶体
化処理条件によっては粗大析出物が生成されて靭性を損
うことがあるとの知見を基礎に、安定して靭性を向上さ
せ得る条件を見出すべく鋭意実験・検討を重ねた結果、
熱間加工工程における適切な圧下スケジュールと、その
後の溶体化処理における適切な温度条件とを粗合せるこ
とによって、粗大析出物の生成を抑制して、安定して高
い靭性を得ることができることを見出し、この発明をな
すに至ったのである。

すなわちこの発明の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製
造方法は、０．０００５重量％以上、通常は０．０１重
量％以下の硼素を含有する１８％Ｎｉ系マルエージング
鋼の素材を熱間加工後、溶体化処理し、さらに時効処理
する方法において、１２００〜６００℃の範囲内で熱間
加工するに際して９００〜８００℃を除く温度域（但し
９００℃、８００℃を含まない）で加工を加え、かつそ
の熱間加工工程において９００℃を越える温度域で１パ
ス当り２０％以上の加工率のパスを少なくとも１回以上
行ない、さらに１０５０〜７５０℃の範囲内で溶体化処
理するに際して９３０〜８５０℃を除く温度域（但し９
３０℃、８５０℃を含まない）に加熱して溶体化処理す
ることを特徴とするものである。

以下にこの発明の方法についてさらに具体的に説明する
。

この発明で対象とする鋼は、前述のように硼素（Ｂ）を
含有する１８％Ｎｉ系マルエージング鋼である。具体的
には、Ｎｉ１７〜１９％、Ｃ０８〜９．５％、Ｍｏ４．
５〜５．５％、Ｔｉ０．４〜０．８％、Ａｌ　Ｏ，０５
〜０．１５％を主成分とし、さらにＢを０．０００５％
以上含有するものである。このような１８％Ｎｉ系マル
エージング鋼は、溶製後、熱間圧延もしくは熱間鍛造を
施した後、溶体化処理を施し、さらに時効処理を施して
使用に供される。

この発明の方法は、上述のような硼素添加型１８％Ｎｉ
系マルエージング鋼の製造工程のうち、特に熱間圧延も
しくは熱間鍛造（これらを熱間加工と総称する）の工程
条件、およびその後の溶体化処理の条件を規定したもの
である。すなわち、この種のマルエージング鋼の熱間加
工は、通常１２００〜６００℃の温度域で行なわれるが
、この発明では熱間加工を加える温度域を、１２００〜
６００℃の温度域から９００〜８００℃の範囲を除いた
温度域、したがって１２００〜９００℃、８００〜６０
０℃の濃度域で加工を行なうものとする。さらに熱間加
工においては通常所要の厚みとなるまで複数パスで加工
を施すが、その複数パスのうち、少なくとも１パス以上
は、９００℃を越える温度域における圧下率２０％以上
のパスとする。一方、熱間加工後の溶体化処理は、通常
１０５０〜７５０℃の温度域に加熱して冷却するが、こ
の発明では１０５０〜７５０℃の温度域から９３０〜８
５０℃を除く温度域、すなわち１０５０〜９３０℃もし
くは８５０〜７５０℃の温度域に加熱して冷却する。こ
のように熱闘加工工程条件および溶体化処理条件の両者
を間開することによって、粗大析出物が少なく、かつ比
較的小量の析出物が均一に分布した、破壊靭性値の高い
ｌ素添加１８％Ｎｉ系マルエージング鋼が得られるので
ある。

上述のような熱間加工条件および溶体化処理条件は本発
明者等の詳細な実験により見出されたものであり、そこ
で先ず熱間加工条件を見出す基礎となった実験について
次に説明する。

第１表に成分組成を示す鋼、すなわちＢを０．００３％
含有する１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の素材鋼塊１０
０ｋｇを小型真空溶解炉で溶製した後、１２００℃に加
熱し、種々の加工温度、種々の圧下率で１パスのみの熱
間加工を施し、さらに９５０℃に加熱して室温まで空冷
する溶体化処理を行ない、その後４８０℃で３時間保持
する時効処理を行なった。この工程中において、溶体化
処理後の組織状態を調べるとともに、時効処理後の平面
歪み破壊靭性値を調べた。なおここで溶体化処理後の１
ｌｌｌ状態としては、結晶粒の分布状態すなわち粗粒径
と細粒径との比（粗粒径／細粒径）であられされる混粒
度と、析出物の析出層（面積率）と、析出物の分布形態
（均一／不均一）を調べた。

それらの結果をＷＡＷＡ加工条件すなわち加工ｍ度およ
び加工率と対応して第１図（Ａ）〜（Ｄ）に示す。ここ
で第１図（Ａ）は結晶粒の混粒度を、第１図（Ｂ）は析
出物の析出量を、第１図（Ｃ）は析出物の分布形態を、
第１図（Ｄ）は破壊靭性値（Ｋ　ｒｃ　）を、それぞれ
熱間加工条件と対応して示す。

第１図（Ｄ）から、時効処理後の破壊靭性値は、８００
〜９００℃の温度域で加工を受けた場合に著しく低くな
り、９００℃を越える温度域あるいは８００℃未満の温
度域で２０％以上の強加工を受けた場合に高い値が得ら
れていることが判る。

−力漕体化処理後の析出物の析出量および分布形態（均
一／不均一）も第１図（８）、（Ｃ）から明らかなよう
に熱間加工の加工温度、加工率に大きく依存しており、
前述のような時効処理後に高い破壊靭性値が得られる加
工条件は、溶体化処理後の析出物の析出量が小さくかつ
均一に分布する加工条件と良く対応する。このことから
、硼素添加型の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼において
は、高い破壊靭性値を得るためには溶体化処理後の析出
物の量が少なくかつ均一に分散するような加■Ｉ！度、
加工率を選定する必要があることが判る。

さらに第１図（Ａ）〜（Ｄ）に示される実験結果につい
て詳細に検討すると、この発明で対象とする鋼種におけ
る溶体化処理後の析出物は主としてＦ　ｅ−Ｍ　Ｏ−Ｔ
　ｉ系のものであるが、このような析出物の分布状態は
、第１図（Ａ）に示す結晶粒の分布状態（混粒度に）に
密接に関係している。すなわち第１図（Ａ）に示すよう
に９００℃を越える温度域で２０％以上の強加工を行な
った場合に結晶粒は整粒となり、その場合に第１図（Ｃ
）に示すように析出物の分散が均一となる。その理由は
次のように考えられる。すなわち９００℃を越える高温
で２０％以上の加工を加えた場合には、再結晶域での加
工であるために２０％以上の加工によって全面積が均等
に再結晶し、その結果溶体化処理後の結晶Ｉ１ｍも整粒
となる。一方９００℃以下の低温で加工を受けた場合、
再結晶に必要な臨界加工率が大きいため相対的に低歪加
工となり、また９００℃を越える場合でも２０％未満で
は加工率が不足して、いずれも部分的に再結晶による細
粒化が生じやすくなり、しかも部分的には初期粒以上の
粗大粒が歪Ｉｌ！起粒界移動により生成されるため、溶
体化処理後の結晶粒も混粒組様を呈するものと考えられ
る。そして析出物は旧オーステナイト粒界もしくは再結
晶粒界上に主として優先析出するため、整粒粗織では析
出物が均一分布し、一方混粒＠織では不均一分布を呈す
るものと考えられる。したがって９００℃を越える温度
域で２０％以上の加工を行なって結晶粒の整粒組織を得
ることによって析出物の均一分散を得ることができるの
である。

また溶体化処理後の析出物の量は、９００〜８００℃の
温度域での加工を受けた場合に増大する。

その理由は、この発明で対象とする銅の場合、加工中の
ような動的状態で析出物が最も析出し易い温度域が８０
０〜９００℃の温度域であるためと考えられる。したが
って析出物の量を押えるためには、９００〜８００℃の
温度域を除く温度域で熱間加工する必要がある。なおこ
こで、９００℃を越える高温域で２０％以上の加工を加
えて整粒組織とした場合であっても、さらに９００〜８
００℃の温度域での加工を受けた場合には、前記理由に
よりその９００〜８００℃の温度域での加工中に析出物
の口が増大してしまうから、複数パスで熱間加工する場
合、いずれのパスも９００〜８００℃の温度域を避ける
必要がある。一方前述の整粒組織の点からは、１パスで
も９００℃を越える温度域で２０％以上の加工を加えれ
ば、その他のパスが８００℃未満の温度域の加工あるい
は２０％未満の加工率であっても、整粒組織を得て析出
物の均一分散を得ることが可能である。

したがって以上を総合すれば、少くとも１パスは９００
℃を越える温度での２０％以上の加工とし、かつ全パス
を通じて９００−８００℃の温度域での加工を避けるこ
とによって、析出物が少なくかつ析出物が均一分布した
組織が得られ、その結果靭性の著しい向上をもたらすこ
とができるのである。

なお第１図（Ｄ）によれば、８００℃未満の温度域での
２０％以上の加工でも高い破壊靭性値を得ることが可能
であるが、８００℃未満の低温域で２０％以上の強加工
を行なうことは実際には圧延機の負荷増大等から好まし
いことではなく、したがってこの発明では２０％以上の
強加工は９００℃を越える温度域で行えば良いものとし
た。

上述のような熱間加工後の溶体化処理条件についての本
発明者の実験結果を次に説明する。

前記実験で用いたものと同成分の供試材（第１表）につ
いて、前述の熱間加工条件範囲内の条件として１０５０
℃で加工率３０％で熱間加工し、次いで種々の温度に１
時間加熱して溶体化処理を行ない、その後４８０℃×３
時間の時効処理を施し、破壊靭性値（Ｋ　Ｉｃ　）を測
定した。溶体化処理温度と時効処理後の破壊靭性値との
関係を第２図に示す。

第２図から明らかなように、８５０〜９３０℃の温度域
での溶体化処理は破壊靭性値の著しい低下をもたらす。

その原因は、本発明者等の実験によれば、溶体化処理温
度が８５０＝９３０℃では析出物の口が増大することに
よるものであることが判明している。すなわち、この発
明で対象とする圀の場合、溶体化処理の如き静的状態で
析出物が最も析出し易い温度域は８５０〜９３０℃であ
り、それより高温もしくは低温では析出の進行が遅いこ
とに起因するものと考えられる。したがって溶体化処理
温度は、高い靭性を得るために８５０〜９３０℃のｒＩ
Ａ度域を除く温度域とする必要がある。

なおこの発明の方法において、熱間加工濃度の上限を１
２００℃、下限を６００℃とした理由は次の通りである
。すなわち１２００℃を越える場合には高温のために酸
化によるスケールロスが大きくなり、一方６００℃未満
では変形抵抗が大きくなって加工が困難となるためであ
る。また溶体化処理温度の上限を１０５０℃、下限を７
５０℃とした理由は次の通りである。すなわち、１０５
０℃を越える場合には結晶粒の粗大化を招き、また７５
０℃未満では時効硬化元素が充分に固溶されないからで
ある。

なおまた、溶体化処理後の特効処理は、常法に従えば良
く、例えば５００℃前後に１〜１０時間程時間熱して空
冷すれば良い。

以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。

第２表の＃ＩＡ、Ｂ、Ｃで示す３種の硼素添加型１８％
Ｎ１系マルエージング鋼を常法に従って溶製した後、コ
ンセルアーク炉にて真空再溶解し、種々の条件で熱間加
工および溶体処理を施した後、４８０℃Ｘ３時間の時効
処理を行なった。各鋼種の条件で得られた鋼について、
平面歪み破壊靭性試験および引張り試験を行なって、破
壊靭性値および引張り強さを調べた。各工程条件および
試験結果第３表に示す。なお破壊靭性試験は、ＡＳＴＭ
　　Ｅ−３９９に従い、３点曲げ試験によって実施した
。

第３表に示すように、この発明の条件軛囲内で製造した
場合（条件番号４．６．１０．１２．１３）には、いず
れも破壊靭性値（Ｋ　１ｃ　）として３８０　ｋＱｆ／
ｍｍ％以上の値が得られ、また引張り強さも２００に！
ｌｌｆ／−以上の高強度が得られることが明らかである
。これに対し熱間加工工程での９００℃以上の温度域で
の加工度が２０％に満たない比較例（条件番号１．２．
３）　、９００〜８００℃の温度域で熱間加工を行なっ
た比較例（条件番号７．８．９）、および溶体化処理温
度が９３０〜８５０℃の濃度域の比較例（条件番号２．
５．８．１１）では、いずれも破壊靭性値が低く、最高
でも３３８　ｋｇｆ／　Ｉ！１ｍ９４であった。

ＪＸ上のようにこの発明の方法によれば、硼素添加型の
１８％Ｎ＋系マルエージング鋼を製造するにあたって、
従来よりも破壊靭性を格段に向上させて、強度を損うこ
となく安定して高い破壊靭性を有する鋼材を製造するこ
とができる。したがってこの発明の製造方法を適用する
ことによって硼素添加型１８％Ｎ１系マルエージング鋼
の信頼性、安全性を従来よりも格段に高めることができ
るとともに、その利用分野をさらに拡大することができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）〜（Ｄ）は硼素添加型１８％Ｎｉ系マルエ
ージング鋼に及ぼす熱間加工条件の影響を示すための図
で、（Ａ）は溶体化処理後の混粒度に及ぼす熱間加工条
件の影響を示す図、（Ｂ）は溶体化処理後！後の析出物
の析出１（面ＷＡ率）に及ぼすｌ！１ｍ加工条件の影響
を示す図、（Ｃ）は溶体化処理後の析出物の分布形態に
及ぼす熱間加工条件の影響を示す図、（Ｄ）は時効処理
後の破壊靭性１１（Ｋ！ｃ）に及ぼす熱間加工条件の影
響を示す図である。第２図は硼素添加型１８％Ｎｉ系マ
ルエージング鋼の溶体化処理温度と特効処理後の破壊靭
性値との関係を示す相関図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ０．０００５重量％以上の硼素を含有する１８％Ｎｉ系
   マルエージング鋼を、熱間加工後に溶体化処理し、さら
   に時効処理して製造するにあたり、１２００〜６００℃
   の範囲内で熱間加工するに際して、９００℃以下８００
   ℃以上の温度域を除く温度域で加工を加え、かつその熱
   間加工の少くとも１パス以上を、１パス当り加工率２０
   ％以上の、９００℃を越える温度での加工とし、 さらに１０５０〜７５０℃の範囲内で溶体化処理するに
   際して、９３０℃以下８５０℃以上の温度域を除く温度
   域に加熱して溶体化処理することを特徴とする硼素添加
   型の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法。