JPS6132372B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は亀裂先端開口変位量の優れた含Ni低
温用鋼の製造方法の創案に係り、Niを7.5〜10％
を含有した鋼を特定した圧延条件で熱間圧延を行
うと共に該圧延完了に続いて特定温度域まで一定
冷却速度以上で冷却を行い、更にその後熱処理を
施すことにより液体窒素温度以上において従来得
られなかつた高い亀裂先端開口変位置（以下
COD量という）を有する鋼板を安定且つ低廉に
製造することのできる方法を提供しようとするも
のである。 ９％Ni鋼に代表される7.5〜10％Ni鋼は、従来
LNG温度（−162℃）以下の液化ガス貯蔵容器用
鋼材として使用されている。即ちその熱処理方法
としてはASTM 353およびA553に規格化されて
いるように前者は２回の焼ならし−焼戻し処理、
後者は焼入れ、焼戻し処理が採用されている。更
にこれら低温用鋼に最も重要な性能である低温靭
性は、９％Ni鋼では−196℃８％Ni鋼では−172
℃での２mmＶノツチシヤルピー試験片における横
膨出量で規定されている。然して一般鋼材の低温
靭性に関する規定は通常２mmＶノツチシヤルピー
試験片の特定温度における吸収エネルギー値であ
り、この吸収エネルギーと横膨出量との間には比
例的な良好な関係があることが認められており、
この両者の関係から横膨出量の優れた7.5〜10％
Ni含有鋼を製造するためには古くから行われて
いる吸収エネルギーを向上させる工夫をなすこと
によつて可能となる。一方近時において破壊靭性
概念が広く普及し、Ｋ_IC、CODなどの破壊靭性
が注目され、これらの破壊靭性値は吸収エネルギ
ー又は横膨出量と異り、破壊応力若くは許容欠陥
寸法を直接的に算出できるので構造物の設計上大
きな意味をもつている。特にこれらの破壊靭性値
の中でも低温構造物での脆性破壊発生の危険性を
極力抑えようとする考えからCOD値が鋼材性能
仕様の中に頻繁に提示されるように成つている。
蓋しこのCOD値はBSI−DD19に示されている疲
労ノツチつき３点曲げCOD試験片を用いて試験
し得られる値であつて、９％Ni鋼を１例に挙げ
れば−196℃において上記COD試験片での限界
COD値を0.20mm又は0.25mm以上の如く規定するも
のである。ところでこのCOD値とシヤルピー試
験での吸収エネルギーとの相関については、上述
した横膨出量と吸収エネルギーとの間の関係のよ
うに明瞭な関係が得られておらず、従つて従来の
ように吸収エネルギーを向上させる工夫を行つて
もCOD値の向上が必ずしも認められない。斯か
る原因としてはCOD値は純粋に脆性破壊の発生
特性を顕わしているのに対し、シヤルピー試験吸
収エネルギーには脆性破壊の発生特性と同時に伝
播停止特性を含んでおり、又９％Ni鋼では−196
℃におけるシヤルピー試験でも延性破壊の比率が
非常に高く、吸収エネルギー自体が引張試験にお
ける伸び、絞りのような延性特性を示す場合が多
いためと考えられる。然して高Ni鋼以外の通常
の鋼においては該材料の靭性評価はシヤルピー衝
撃試験における吸収エネルギーではなくて延性−
脆性破面遷移温度（通常vTrs と呼ばれる）で
なされているが、本発明が対象としているような
7.5〜10％Niを含有した鋼ではこのvTrS が−
196℃以下となり正しい靭性の評価ができない場
合が多い。即ち−196℃におけるシヤルピー衝撃
試験において同じ吸収エネルギーを示した場合に
おいても、−196℃以下の温度での衝撃試験を行わ
ない限り、同程度の靭性があるかどうか全く不明
であつて、このような事実も吸収エネルギーから
の破壊靭性値の推定を困難にしている１因と言え
る。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、Ni：7.5〜10％を含
有する鋼を1000〜1200℃に加熱し、1000℃以下で
の累積圧下率20％以上でしかも仕上り温度を750
〜950℃とした圧延を行い、この圧延完了後引続
いて１℃/sec以上の冷却速度で350℃以下まで冷
却し、次いでAc₁〜Ac₃間に加熱してから空冷以
上の冷却速度で常温まで冷却し、その後に550℃
以上Ac₁点以下で焼戻すことを提案するものであ
る。 即ち斯かる本発明について更に説明すると、圧
延工程においてスラブ加熱温度を1000℃以上、
1200℃以下の比較的低温加熱としてオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制し、このものを圧延工程にお
いては1000℃以下で累積圧下率20％以上の圧下を
加えることと、その圧延仕上り温度を750〜950℃
とすることを共に満足する圧延を行う。又斯かる
圧延を終了した鋼板を１℃/sec以上の冷却速度で
圧延終了後直ちに350℃以下まで冷却しオーステ
ナイト粒界に合金元素、不純物元素の偏析のない
フレツシユなオーステナイト相からの低温変態生
成物組織（少くともマルテンサイトを一部含むベ
イナイト組織）を得る。次いでこの鋼板を真の
Ac₁点以上、Ac₃点以下の温度領域に加熱し、空
冷以上の冷却速度で室温まで冷却する。最終的に
上記したような処理を終了した鋼板を550℃以上
Ac₁点以下の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速
度で室温まで冷却するものである。 上記のように限定する理由を述べるならば、先
ずLNG用鋼材として−196℃で充分なCOD値を母
材、溶接継手部で得るためには最低7.5％のNiが
必要であり、又このNiを10％超えてそれ以上に
含有させてもその効果は飽和現象を示してコスト
アツプに見合うメリツトがないから10％を上限と
する。 本発明対象鋼における主成分は上記したNi7.5
〜10％であり、その他の合金元素については特に
制限はない。しかし本発明の効果が好ましく発揮
し得る範囲としては、Ｃ：0.15％以下、Si：0.50
％以下、Mn：0.1〜1.0％であり、その他必要に
応じてＣγ、Moの１種又は２種を何れも0.5％以
下含有せしめ得る。蓋しＣについては焼入性を向
上させるのに有効な元素であるが、0.15％を超え
て含有させると溶接性を損う。又Siは製鋼上の要
請から鋼中に入つて来る元素であるが、このもの
は低い方が好ましく、特に0.5％以上となると
COD特性を害する傾向が認められるので0.5％を
上限とする。更にMnは鋼の焼入性を向上させる
ためNiに代る元素として有効であるが、1.0％を
超えて含有させると焼戻し脆性を助長し限界
COD値も劣化してくるのでこれを上限とする。
0.1％未満では焼入れ効果が小さいので0.1％を下
限とする。 必要に応じて含有せしめるCrも鋼の焼入性を
向上させるのに有効な元素であるが、0.5％を超
えて含有すると溶接部のCOD値を劣化させる。
Moについては焼戻脆性を抑制する作用ならびに
鋼の焼入性を向上させる作用を有し、これらによ
りCOD値を向上させ、又鋼の強度も上昇させる
効果を有するが、0.5％を超えて含有させてもそ
れ以上の効果はみられないので、これを上限とす
る。 次に上記のような鋼を前述のように圧延してか
ら特定温度域まで一定以上の速度で冷却する。即
ち従来鋼においては圧延終了後室温まで空冷し、
次いでオーステナイト域に再加熱しその後空冷若
しくは水冷を行つているのに対し本発明では圧延
後再結晶したばかりのオーステナイトの優位性を
有効に利用し、圧延後直ちに１℃/sec以上の冷却
速度で350℃以下まで冷却するものである。蓋し
従来技術では熱間圧延後オーステナイト域に再加
熱する段階が存するので再加熱温度の調整などに
より微細なオーステナイトが得られるが本発明に
おいては圧延後引続き350℃以下まで１℃/sec以
上の冷却速度で冷却し低温変態生成物組織を得る
ものであるから、圧延終了時に等軸的且つ微細な
オーステナイト粒を得る必要がある。このため本
発明では圧延時の加熱温度を比較的低温域にし、
又1000℃以下で20％以上の圧下を加える必要があ
る。即ち圧延時のスラブ加熱温度を1000〜1200℃
とするのは、1200℃を超える温度にスラブを加熱
すると圧延開始前のオーステナイト粒が粗大化
し、たとえその後の熱間圧延において実質的な圧
下を行うことにより再結晶によるオーステナイト
の微細化が進行するにしても旧オーステナイトが
大きければ圧延後に得られるオーステナイト粒度
に限度があり、このため所定のCOD値を有する
鋼が得られないことになるからである。 又加熱温度の下限を1000℃としたのは後述する
仕上り温度並びに1000℃以下仕上り温度間に行う
べき累積圧下率との関係からであつて、加熱温度
が1000℃未満では後述仕上り温度域で仕上げしか
も1000℃以下からその仕上り温度間で20％以上の
累積圧下を安定して加えることができないからで
ある。 なおこの累積圧下率が20％末満では再結晶によ
る微細オーステナイトが得られない。又、この累
積圧下率については圧下率の増加に伴いオーステ
ナイト粒は再結晶の繰り返しにより細かくなり、
相当に増大させてもその効果が飽和するとしても
逆効果をもたらすことがないことから上限値を設
定する必要がない。圧延仕上温度を750℃以上と
する理由は、それが750℃以下の場合において再
結晶速度が遅くなるため圧延方向に伸長したオー
ステナイト粒のまま冷却され、しかもその後本発
明の熱処理ではAc₃点以上に加熱されることがな
いため該段階での異方性増大はそのまま最終製品
での材質異方性増大となる。即ちこれらの関係に
ついては添附した顕微鏡写真の通りであつて、第
１，２図のものは1150℃に加熱し、1000℃以下の
累積圧下率を40％としたもので、第１図のものは
その仕上り温度が700℃であるのに対し第２図の
ものの仕上り温度は820℃の何れも圧延まま材の
ミクロン組織を示すものであるが、第１図のもの
ではオーステナイト粒が圧延方向に伸長したまま
の状態が明確に残つているのに対し第２図のもの
ではそれが充分に解消して微細なオーステナイト
が得られている。なお第３図のものは1200℃に加
熱し、1000℃以下の累積圧下率を20％として仕上
り温度を970℃としたものであるが、このように
仕上り温度が950℃以上の場合には1000℃以下の
圧下が充分に確保できないことと再結晶後のオー
ステナイト粒の粒成長が速く粗粒化するためやは
り第２図のような微細オーステナイト組織が得ら
れていない。これらの関係から仕上り温度を750
〜950℃とするものである。 更に本発明においては上記のような熱間圧延後
に再結晶した直後のオーステナイト粒を有効に利
用することが重要な１つのポイントをなしてい
る。即ち一旦室温にまで冷却し再加熱された場合
には合金元素のみならずＰのような靭性を阻害す
る不純物元素がオーステナイト粒界に偏析する。
一方再結晶直後のオーステナイト粒界及び粒内は
このような偏析はなく非常に清浄且つ均質なオー
ステナイト組織が得られる。粒界偏析のない清
浄、均質なオーステナイトは、焼入性を向上さ
せ、圧延直後から冷却後のAc₁以上への加熱の
際にオーステナイトの析出を均一且つ微細に分散
させ、しかも析出したオーステナイト相への合金
元素の拡散を促進し、析出オーステナイト相の合
金元素濃度を促進し、最終焼戻し時に生ずる焼
戻脆性を抑制する効果を有する。 然して−196℃の如き極低温において安定にし
て高い限界COD値を得るためには結晶粒の微細
化と安定したオーステナイト相の析出が必要であ
る。上述したような再結晶直後のオーステナイト
からの冷却時における〜の効果は総べて結晶
粒の微細化および安定したオーステナイト相析出
を促進するので安定且つ高い限界COD値が得ら
れる。即ち前記のように焼入性が向上する結果、
１℃/sec以上の冷却速度で350℃以下まで冷却す
ることにより容易に微細な低温変態生成物組織が
得られるもので、この冷却速度が１℃未満では仮
りに本発明の如く熱間圧延しそれに続いて冷却を
行つてもフエライトの生成が避けられず、本発明
の効果を発揮し得ない。なおこの冷却速度につい
ては１℃/sec以上であれば冷却速度の増加に伴い
低温変態生成物が生成し易くなり、その上限を特
に設定する必要がない。又斯かる冷却速度で350
℃以下まで冷却しないならば低温変態生成物組織
（少くとも一部マルテンサイトを含み残部がベイ
ナイトから成る組織）を得ることができない。蓋
し従来よりも小さな冷却速度で微細な低温変態生
成物組織が得られ、同一の冷却速度下では幅の狭
い、即ちラス状組織の密度の高いベイナイト・マ
ルテンサイトが得られる。このようにラス状組織
の密度が従来より高い低温変態生成物が得られる
ことは後述するAc₁〜Ac₃に加熱される段階で析
出するオーステナイト相の分散度、安定性に決定
的な影響を与え、即ち優れたCOD値を安定に得
るための微細組織を的確に得しめる。 圧延直後の上述のような冷却をなしてからAc₁
〜Ac₃に加熱される際にオーステナイトが旧オー
ステナイト粒界、ラス粒界に分散析出し、粒界拡
散によつて急速にオーステナイト中へ合金元素が
濃縮し合金元素成分の高い分散されたオーステナ
イト相が析出する。一方従来法においては熱間圧
延後常温付近まで空冷された鋼を、Ac₃以上に
再加熱後空冷以上の冷却速度で冷却し、Ac₁以下
で焼戻す（即ちＱ−Ｔ）、若しくはAc₃以上に
再加熱後空冷以上の冷却速度で冷却し、再びAc₁
〜Ac₃間の温度に加熱後空冷以上の冷却速度で冷
却し、最終的にAc₁以下で焼戻す（即ちＱ−Q′−
Ｔ）２つの場合が考えられるが、その何れの場合
もAc₃以上の温度に再加熱したときにオーステナ
イト粒界に合金元素が偏析するため、それに続い
て焼戻しのみを行うＱ−Ｔの場合には粒界偏析元
素の影響を直接的に受け、焼戻脆化の促進、或い
はオーステナイト粒界に集中的に析出する不安定
オーステナイト相のためCOD値を充分に得るこ
とができない。熱処理回数増によるコスト高を無
視して再加熱Ｑ後Ac₁〜Ac₃に再加熱しても主と
して旧オーステナイト粒界全体を覆う形でオース
テナイト相が析出し、又ラス状組織の密度も低い
ことからラス粒界から析出するオーステナイトも
粗大且つまばらであつて、結果的に粗大でしかも
合金元素の稀薄なオーステナイト相が形成され易
い。 上述したようにAc₁〜Ac₃間で析出するオース
テナイト相は空冷以上の冷却時にマルテンサイト
に代表される低温変態生成物に変態し、最終的な
焼戻し温度を550℃以上Ac₁点以下とすることに
より−196℃においても充分に安定なオーステナ
イト相が析出することになるが、旧オーステナイ
ト相が微細で且つ合金元素が濃縮されている本発
明の場合には、より微細な、しかも合金元素濃度
の高いオーステナイト相を析出する。オーステナ
イトの安定性は粒度および合金元素濃度に依存
し、上述の如く析出オーステナイト相の微細化お
よび合金元素の濃縮化を共に図つたものはオース
テナイトの安定化に大きく寄与していることが明
かである。最終焼戻し温度の下限値を550℃とし
たのは充分な限界COD値を得るためである。な
お念のため附言すれば、7.5〜10％のNiを含有し
た鋼にあつては、Ac₁としては通常の意味での
Ac₁、即ち鋼の熱膨脹試験において鋼が膨脹から
収縮に変る温度であるAcc₁の他に炭化物などか
らオーステナイトが析出し始めるAtc₁が存在す
るが、本発明でいうAc₁とはこれらの両者を総称
するものである。 本発明における如き高Ni鋼の低温靭性は焼戻
脆性を抑制することによつて向上することが知ら
れており、又この焼戻脆性はＰに代表される不純
物元素の粒界偏析に起因しており、このような不
純物元素の偏析がMn、Niのような合金元素と密
接に関係し、合金元素の粒界偏析が不純物元素の
偏析を促進することはよく知られている。即ち従
来法では既に再加熱時にオーステナイト粒界のよ
うな粒界に不純物元素および合金元素が偏析して
おり、この中でも不純物の偏析はその後の熱処理
によつても析出オーステナイト中には固溶しない
ため粒界に残留したままとなる。従つて最終熱処
理時に偏析したMn、Ni等が不純物を引き寄せる
ことになり脆化が促進される。これに対し本発明
の場合には合金元素、不純物元素の偏析するのが
遅延され、焼戻脆性が抑制されることは明らかで
ある。 本発明によるものの具体的な実施例について説
明すると以下の如くである。 即ち本発明者の用いた供試鋼の成分組成および
そのAc₁、Ac₃を示すと次の第１表の通りであ
る。

【表】 又これらの鋼Ａ、ＢおよびＣに対する圧延条件
および熱処理条件とそれによつて得られた鋼板の
シヤルピー衝撃試験値、限界COD値は夫々次の
第２表に示す通りであつて、備考欄に示した×印
は比較鋼材、〇印は本発明鋼材を示すものであ
る。

【表】 即ちこの第２表に明かなように本発明方法で得
られた〇印のものは高い吸収エネルギーと共に優
れた限界COD値が得られている。 これに対し従来法若しくは本発明方法を前記し
たような条件の何れかによつて逸脱した方法によ
るものは高い吸収エネルギーを示しても限界
COD値は低い。前記した添附図面代用写真のも
のは20℃/secで冷却した圧延まま材であつて本発
明の第２図のものが既述し、たように微細で等軸
的な低温変態生成物組織となつており、1000℃以
下の圧下率が同じであつても低温仕上りでは圧延
方向に伸長した組織となり、高温仕上りでは粗粒
化となることは第１，３図に関して既述した通り
である。 以上説明したような本発明によれば液体窒素温
度の如きにおいて従来法で得られなかつた高い
COD値を有する鋼板を安定且つ的確に製造せし
めるものであつて工業的にその効果の大きい発明
たることは明かである。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すもので、第１
図は1150℃加熱、1000℃以下の圧下率40％で仕上
り温度700℃による比較鋼材、第２図は加熱温
度、1000℃以下の圧下率は第１図のものと同じで
あるが仕上り温度が820℃の本発明鋼材、第３図
は1200℃加熱、1000℃以下の圧下率20％で仕上り
温度970℃の比較鋼材についての各圧延まま材に
関し、このミクロ組織を、倍率400倍の顕微鏡写
真で夫々示すものである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ni：7.5〜10％を含有する鋼を1000〜1200℃
   に加熱し、1000℃以下での累積圧下率20％以上で
   しかも仕上り温度を750〜950℃とした圧延を行
   い、この圧延完了後引続いて１℃/sec以上の冷却
   速度で350℃以下まで冷却し、次いでAc₁〜Ac₃間
   に加熱してから空冷以上の冷却速度で常温まで冷
   却し、その後に550℃以上Ac₁点以下で焼戻すこ
   とを特徴とする亀裂先端開口変位量の優れた含
   Ni低温用鋼の製造方法。