JPS6117885B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は低温用鋼の製造法に関し、特定組成
の鋼について圧延条件ならびにその後の熱処理を
適切に制御することにより、とくに低温における
衝撃靭性および強度の向上を図ろうとするもので
ある。 最近エネルギー資源の開発が急速に進み、今ま
で顧みられなかつたような厳しい環境の地域にま
でそれが及んでいる。とくに石油および天然ガス
についてはその傾向が目ざましく北極圏に及ぶ程
の開発が精力的に行なわれている。 この動向に伴つてこれら資源の輸送に使用され
るパイプラインなどの鋼材については低温靭性に
対する要求が一層厳しくなつてきている。 またLPG、LNG等の液化ガスについても運搬
や貯蔵用の低温容器の需要が増加しており、より
優れた性質と経済性とを兼ね備えた低温用鋼材の
供給が要望されている。 ところで低温用鋼材としては2.5〜９％Ni鋼が
開発され広く実用化されている。この低温用鋼材
を製造するには、一般に熱間圧延後いつたん冷却
したのち、Ac₃変態点以上の温度で焼準するか又
はその温度から焼入れし（以下この熱処理をＱで
表わす）、その後Ac₁変態点以上でAc₃変態点を超
えない温度に再加熱した後焼入れ（以下の熱処理
をQ′で表わす）するかまたはQ′は省略してAc₁変
態点より低い温度で焼戻しを行なう熱処理（以下
この熱処理をＴで表わす）によるかいずれかの方
法で製造されている。 かかる熱処理により2.5〜9.0％Ni鋼の低温靭性
は極めて優れたものとなる。しかしながらこの場
合多数回の加熱、焼入れを必要とするため経済的
でないこと及び生産性に乏しいことが大きな難点
であり、また上記熱処理によりスケールが増大し
鋼板の表面性状が損われることも問題である。 さらにNb、Ｖなどの析出硬化型元素を添加し
て強度の向上を計つた鋼においては、オーステナ
イト−フエライト再加熱時と焼戻し加熱時の２回
の熱処理時に、析出したこれらの炭窒化物の粗大
化が起きやすくその結果低温靭性を害する欠点も
あつた。 そこで発明者らは上記の諸問題点を解消すべく
この種鋼材の成分組成、圧延条件およびその後の
熱処理条件について検討を加えた結果、とくにこ
の種鋼材の特性の向上に望ましいとされているい
わゆるQQ′T処理を行なわなくても低温における
靭性および強度に優れた鋼の開発に成功したもの
である。 すなわち特定組成の鋼塊もしくはスラブにAr₃
変態点以上の温度で高圧下率の圧延を施し、引き
続いてAr₃〜Ar₁変態点間の温度領域に一定時間
保した後焼入れし、その後Ar₁変態点より低い温
度で焼戻す熱処理を施すと、得られる鋼組織は強
度の高い焼戻しマルテンサイトの周りを微細なフ
エライト粒子が取り囲んだ組織となり低温靭性お
よび強度の向上にきわめて有効であることを見出
した。 この発明は上記の知見によるものである。 すなわちこの発明は重量でＣ：0.2％以下、
Si：0.03〜0.8％、Mn：0.5〜4.5％、Ni：0.5〜6.0
％、Alsol：0.07％以下、Nb：0.005〜0.2％を基
本成分として含み、必要に応じてCr：１％以
下、Mo：0.8％以下、Cu：0.5％以下、Ｖ：0.2％
以下、Ti：0.1％以下、La：0.03％以下および
Ce：0.03％以下のうちから選ばれた一種または
二種以上を含有し残部は実質的にFeの組成から
なる鋼を、1100℃〜Ar₃変態点の温度領域におい
て圧下率60％以上で圧延し、引続きAr₃〜Ar₁変
態点間の温度領域に30秒〜60分間保持した後焼入
れし、その後Ac₁変態点より低い温度で焼戻しを
行なうことからなる低温用鋼の製造法を提案する
ものである。 この発明において基本成分を上記のように限定
した理由について説明する。 Ｃは鋼材の焼入性を向上させ強度を容易に上昇
させるに有効な元素である。しかし多量に含まれ
ると、焼入れに際してフエライトの発生が完全に
抑制され組織の微細化が起きないとともに不適当
な変態組織を生じて靭性が著しく損われる。また
溶接割れ感受性を高める恐れもある。よつてＣは
0.2重量％（以下単に％で表わす）以下に限定し
た。 Siは脱酸を促進し強度を上昇させるので、Ｃと
同様に有効な元素であり、この意味で少くとも
0.03％以上添加する必要がある。しかし多すぎる
と低温靭性や溶接性が著しく損われるため最大
0.8％にとどめる。 Niは鋼の低温靭性および強度を向上させるの
に極めて有用な元素である。すなわちNiはオー
ステナイト−フエライト２相温度域に保持中に残
存する未変態オーステナイトに拡散、濃縮しオー
ステナイトの安定化を助けるで、以後の熱処理に
よつて得られる組織を有利に制御できひいては製
品の低温靭性を著しく改善するのに必須の成分と
いえる。従つてこの発明ではNiは積極的に0.5％
以上添加する。しかしながらNiは高価であるの
と、6.0％を超えて添加すると焼入れ処理に際し
てフエライトの析出が極めて困難となるため前述
のようなこの発明の目的とする組織が得られずか
えつて低温靭性が低下する。このためNiの添加
量の上限は6.0％とした。 Mnは焼入性を向上させ鋼の強度および低温靭
性を共に高める作用があるので、高価なNiに代
る極めて有用な元素である。従つてこの発明では
Mnを積極的に添加し0.5％以上とするが、4.5％
を超えて添加すると溶接割れ感受性が著しく高ま
るとともに焼戻ぜい性も増大する。さらに焼入性
の向上に伴つてフエライトの析出が困難となりこ
の発明の目的とする組織が得られず低温靭性は著
しく低下する。よつてMnの上限は4.5％とした。 Alは周知のとおり製鋼過程で脱酸剤として働
くほか、熱延中もしくは熱処理中に窒化物を形成
して組織を微粒化するので有用ではあるが、あま
り多くなるとAl₂O₃系介在物が増して溶接性を害
する。よつて上限を0.07％とした。 Nbは高温加熱によつて鋼に固溶し、その後の
圧延過程で炭窒化物としてきわめて微細に析出す
る。このためオーステナイト粒はその再結晶時に
結晶粒の粗大化が著しく抑制される結果、非常に
微細な組織となる。また析出硬化により強度を上
昇させるのにも寄与する。従つてこの発明では、
後述の圧延条件のもとでNbの上記効果を十分に
発揮させるため0.005％以上添加する。しかしNb
の添加量が多くなると溶接部靭性が低下する悪影
響が生じるため0.2％を上限とする。 またこの発明では、上述のようなＣ、Si、Ni、
Mn、AlおよびNb等の基本成分のほかに、必要に
応じて鋼材の特性を補足する範囲でCr：１％以
下、Mo：0.8％以下、Cu0.5％以下、Ｖ：0.2％以
下、Ti：0.1％以下、La：0.03％以下およびCe：
0.03％以下のうち一種または二種以上添加するこ
とができる。 以下上記各成分を限定した理由について述べ
る。Crは固溶硬化元素として知られ、また焼入
性を向上させて強度を上昇させる効果を有する。
しかし過多に添加するとAr₃変態時にフエライト
の析出が困難となつてこの発明の目的とする組織
が得られないため低温靭性が低下し、また溶接時
に溶接部の硬化を招く。よつて添加するにしても
１％以下とする。 MoはMnの多量添加によつて誘起される焼戻ぜ
い性を防止するために有効な元素である。同時に
強い固溶強化を有しまたた焼入性も向上させる。
しかしながらMoは高価でありまた多量に添加す
ると溶接の際溶接部を著しく硬化させるので0.8
％を上限とする。 Cuも固溶強化元素であり強度を高めるととも
に耐食性の向上にも有効であるが、多量に添加す
ると熱間加工性を阻害するので上限を0.5％とし
た。 ＶとTiはともに析出硬化型元素であり強度を
一層向上させる場合に有効である。しかし多量に
添加するとこれらの元素の炭窒化物の生成量が増
加し、溶接の際母材および溶接部の靭性が劣化す
るのでＶは0.2％以下、Tiは0.1％以下と限定す
る。 La、Ceは硫化物系の非金属介在物の形態を球
状化させ靭性を向上させる効果がある。しかし多
量に添加すると低温靭性はかえつて低下するため
それぞれ0.03％以下に限定する。なおこの発明で
はLa、Ceの代りにその他の希土類元素あるいは
それらをミシユメタルの形で添加することができ
るが、その場合添加量は単独でも合計でも0.03％
以下とする必要がある。 次にこの発明に係る製造法について順次詳細に
説明する。 上述の成分をその許容範囲内で含む残部は実質
的にFeの組成からなる鋼を溶製し、造塊法ある
いは連鋳法によつて鋼塊もしくはスラブとしたの
ち一旦冷却後再加熱するか、あるいは連鋳スラブ
の場合は鋳造後直ちに再加熱したのち1100℃〜
Ar₃変態点の温度領域において圧下率60％以上の
圧延を施す。圧延開始温度が1100℃と通常の熱間
圧延と比較してかなり低いがこれはオーステナイ
ト粒の再結晶に際し該再結晶粒を細かくするため
である。圧延の後期にはNbの炭窒化物の析出が
起こり、温度も低下するので再結晶は抑制されオ
ーステナイト再結晶粒の粗大化が防止されるので
該再結晶は細かくかつ均一に伸長される。 この時施される圧延によりオーステナイト粒界
には歪エネルギーが蓄積され、また粒内には転位
および変形帯が数多く導入される。これらの加工
歪蓄積個所は、圧延終了後冷却途中に起こるオー
ステナイト→フエライト変態時にフエライト核発
生個所になり易いため微細なフエライト粒組織を
得るのに有効であり、このためには60％以上の圧
下率で圧延を行なう必要がある。 圧下率がシヤルピー破面遷移温度に与える影響
を調べるため、表１に示す組成のスラブを1150℃
に加熱したのち1100〜760℃の温度域で各種圧下
率の圧延を行ない、続いて700℃に10分間保持し
た後焼入れした。そして620℃に再加熱して焼戻
しを行なつた。この状態でシヤルピー衝撃試験と
引張り試験を実施したところ第１図に示すとおり
の結果が得られた。

【表】 すなわち全圧下率が60％以上になるとシヤルピ
ー破面遷移温度は急激に低下し靭性は良好とな
る。また降伏強さと引張り強さも全圧下率が60％
以上となると低下するが、従来法のQQ′T処理で
製造したときと同程度である。 次に上記圧延を施した鋼材をAr₃〜Ar₁変態点
間の温度領域に30秒〜60分保持する。 このときにオーステナイト粒界および粒内の変
形帯界面より多数のフエライト粒が析出し、結局
微細なフエライト粒組織が得られる。一方この変
態が進行する際組織の一部には未変態のオーステ
ナイト領域が残存するがこの部分には添加元素の
濃縮が起こるためオーステナイト相は安定化す
る。 このとき発生する微細なフエライト粒の生成速
度および量はAr₃〜Ar₁変態点間の保持温度、保
持時間および鋼の化学成分に依存する。発明者ら
の研究よると上述の条件を満たしていればいずれ
も優れた低温靭性が得られることが確められた。
ただAr₃変態点直下では、フエライト粒析出開始
までに時間がかかり、また圧延時に導入された加
工歪が解放され易くなり加工熱処理の効果も減少
するため好ましくない。従つて保持温度はAr₁変
態点より高くAr₁＋３／４（Ar₃−Ar₁）までの間
の領域がより望ましい。 保持時間が30秒未満の時は添加成分の多い鋼の
場合はフエライト粒が析出しないため目的とする
組織が得られず低温靭性は低下する。また60分を
超えるとフエライト粒の析出が進行し過ぎるとと
もにフエライト粒が粗大となり好ましくない。そ
して未変態オーステナイト量が少なくなつて強度
を十分に高めることができなくなる悪影響も生じ
る。さらに炉在時間がこれ以上長時間に及ぶと生
産性の面でも不利である。 上記熱処理を施した鋼材を急冷すると未変態の
オーステナイト相は容易にマルテンサイトに変態
するが、このマルテンサイトは初析の微細なフエ
ライトにより分断されているため非常に細かくな
つている。この細かなマルテンサイトは鋼をAc₁
変態点以下の温度で焼戻すことにより焼戻しマル
テンサイトとなり、鋼は微細なフエライトと焼戻
しマルテンサイトの混合組織、すなわち焼戻しマ
ルテンサイトを微細なフエライト粒が取り囲んだ
形態の組織となる。 この発明法により得られる組織は従来のいわゆ
るQQ′T法で得られる組織とは著しく異なつてい
る。後者の場合は始めの焼入れ過程（Ｑ）で生じ
た粗いマルテンサイト組織が２回目の焼入れ
（Q′）時の加熱により一部フエライトへ一部オー
ステナイトへと変態するがその際生じたオーステ
ナイトの一部が冷却に際してフエライト相を取り
囲んだ形でマルテンサイト組織になる。これがそ
ろ後の焼戻し（Ｔ）によりフエライト粒を取り囲
んだ焼戻しマルテンサイトからなる微細組織とな
る。 これに対しこの発明で得られる組織は前述の如
く強度の高い焼戻しマルテンサイトが独立して分
布し、かつ微細なフエライト粒が該マルテンサイ
ト粒を取り囲んでいるため低温靭性の向上にきわ
めて有効である。また最後の析出過程でフエライ
ト粒に固溶Nbが析出し強度はさらに向上する。 これらの効果により強度は従来のQQ′T処理に
よる場合よりも高くすることができかつ低温靭性
にも優れた鋼板が得られる。 その上従来のQQ′T処理の如く数回の加熱、冷
却を必要としないので生産性が著しく向上し、か
つ大幅なコスト低減をはかることができる。 以下この発明の実施例について説明する。 実施例 １ 表１に示す組成の鋼を溶製し、この組成のスラ
ブに表２に示す各条件で圧延および熱処理を施し
た。最終板厚はすべて25mmである。これらの鋼板
の機械的性質、すなわち降伏強さ、引張強さ、破
面遷移温度および−60℃での衝撃吸収エネルギー
を調べ、それらの結果を表２に併せ示す。 また比較のため従来のQQ′T処理法により得ら
れた鋼についても上記各機械的性質を調べ表２に
併せ示した。

【表】 比較例の試料No.1の如く圧延の際の全圧下率
が60％未満であるとオーステナイト粒の実質的な
微細化が不十分なためシヤルピー試験の破面遷移
温度が高い。また圧下率は適正であつても試料
No.2の如く２相温度域での保持時間が短いとフ
エライトの発生が不十分で組織のほとんどが単相
の焼戻しマルテンサイトとなるため強度は充分高
いが低温靭性は非常に低い。一方保持時間が長す
ぎると（試料No.3）フエライト粒が多数発生し
しかも粗大化するため強度の低下を招く。 これに対し圧延条件、熱処理条件とも適正範囲
内にあると（試料No.4〜No.6）高強度で破面遷
移温度も著しく低く、かつ−60℃における衝撃吸
収エネルギーも充分良行な鋼が得られる。試料
No.4〜No.6は２相域での保持条件を変化させた
場合である。No.6のようにNo.5と較べて保持時
間を長くした場合は強度が若干低下する程度で低
温靭性は優れている。No.4はNo.5に比して保持
温度がやや低いが、こうするとフエライト粒の発
生がより多くなり、強度は若干低下するが低温靭
性は優れている。No.7は従来のQQ′T処理で製造
されている場合であるが、この発明によつて得ら
れたものと較べて強度がやや低い。これは従来法
では数回の熱処理によりNbの析出硬化による効
果が減殺されるためである。 実施例 ２ 表３に示す組成を有する各鋼を溶製し、この組
成のスラブに1100〜800℃で70％の圧下率で圧延
し、690℃の２相域において20分間の保持後、焼
入れし、ついで630℃において焼戻し処理を行つ
た。これらの鋼板の降伏強さ、引張強さ及びシヤ
ルピー衝撃試験における破面遷移温度、−60℃で
の衝撃吸収エネルギーについて調べた結果を表４
に示す。 また比較のため従来法であるQQ′T処理法、す
なわち890℃、１時間加熱後水冷、700℃、20分間
加熱後水冷ののち、630℃において焼戻しにて処
理された場合についても上記した各種機械的性質
について調べ、得られた結果を表４にて併せて示
した。

【表】

【表】

【表】

【表】 表４に示したところから明らかなように、この
発明に従い得られた鋼はいずれも、従来のQQ′T
処理法によつて得られたものに比べて同等以上の
機械的性質が得られている。 以上のようにこの発明によれば従来のQQ′T処
理によつて得られるよりも優れた特性の低温用鋼
を経済的に製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、1100℃〜760℃の温度域での圧下率
とシヤルピー破面遷移温度および強度との関係を
示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ：0.2％以下、Si：0.03〜0.8％、
   Mn：0.5〜4.5％、Ni0.5〜6.0％、Alsol：0.07％以
   下、Nb：0.005〜0.2％を含み、残部は実質的に
   Feの組成からなる鋼を、1100℃〜Ar₃変態点の温
   度領域において60％以上の圧下率で圧延し、続い
   てAr₃〜Ar₁変態点間の温度領域に30秒〜60分間
   保持した後焼入れし、その後Ac₁変態点より低い
   温度で焼戻しを行なうことを特徴とする低温用鋼
   の製造法。 ２ 重量でＣ：0.2％以下、Si：0.03〜0.8％、
   Mn：0.5〜4.5％、Ni：0.5〜6.0％、Alsol：0.07％
   以下、Nb：0.005〜0.2％を含み、かつCr：１％
   以下、Mo：0.8％以下、Cu：0.5％以下、Ｖ：0.2
   ％以下、Ti：0.1％以下、La：0.03％以下および
   Ce：0.03％以下のうちから選ばれた一種または
   ２種以上を含有し、残部は実質的にFeの組成か
   らなる鋼を、1100℃〜Ar₃変態点の温度領域にお
   いて60％以上の圧下率で圧延し、続いてAr₃〜
   Ar₁変態点間の温度領域に30秒〜60分間保持した
   後焼入れし、その後Ac₁変態点より低い温度で焼
   戻しを行なうことを特徴とする低温用鋼の製造
   法。