JPS6137331B2

JPS6137331B2 -

Info

Publication number: JPS6137331B2
Application number: JP7503278A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Ishikawa; Shuzo Ueda; Nobuo Oohashi
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1978-06-20
Filing date: 1978-06-20
Publication date: 1986-08-23
Also published as: JPS552749A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は靭性の優れた含Mo低合金鋼材の熱
間成形品の製造方法に関するものである。近年、石油工業の目覚ましい発展に伴つて急激
に需要量が増加している化学プラント用圧力容器
の中、クリープを考慮しなくてよい温度領域、す
なわち中温域で使用される容器用鋼材としては、
通常焼ならし−焼もどし処理を施したMoを含有
する低合金鋼材が使用されている。これら鋼材は
最近の圧力容器の大型化に伴いますます厚肉化し
ており、簡単な曲げ加工をはじめ、鏡板、パイ
プ、Ｔピース等の成形はプレス機の容量の点から
冷間では不可能なことが多く、熱間で行なわれる
ことがきわめて頻繁になつている。従来のように
冷間で成形した場合は、成形後ただ応力除去焼鈍
を行なうだけで、加工による機械的性質の劣化は
容易に回復し、構造物の安全性は保証できたが、
熱間で成形した場合は、母材にみられる焼ならし
処理効果が消失してしまうので、成形品について
母材と同等の機械的性質を保証するには、成形後
再び焼ならし−焼もどし処理を行なう必要が生
じ、そうすることが慣例になつている。しかし関係技術者間では、加工後に焼ならし処
理を施すということは、成形品に歪が生じる点、
溶接部の機械的性質の保証が困難になる点、さら
にもつと打撃的であるところの熱処理費がかさむ
点などにより、非常に難儀なことであるとされて
いる。したがつて、加工後の熱処理の簡素化すなわち
願わくば焼ならし処理を省略し、Ac₁以下の温度
での再加熱処理のみの施行は関係技術者の切望す
るところであり乍ら、機械的性質とくに靭性の保
証を考慮すると、到底実施不可能なこととされて
いた。一方、この種鋼材は高温強度に対しては組成の
点で種々の改良が加えられているが、こと低温靭
性に関しては使用温度が高いことから、その必要
性さえ顧みられるとところがなかつた。しかし、
この種鋼材でも靭性が問題になることが全くない
わけではなく、例えば圧力容器は建設時および定
期的に行なわれる点検、補修後には必ず耐圧試験
により安全性が確認されるが、冬期あるいは寒冷
地にあつてはこの耐圧試験時のぜい性破壊が懸念
されるのである。従来は試験温度に十分留意し、
試験の方法や条件が定められているのが実情であ
つて、換言するとMoを含有するこの種鋼材は
ASTMやDINなどで規定されている焼ならし−焼
もどし処理の状態において耐圧試験時のぜい性破
壊の危険を残しているわけであり、ここにより高
いじん性をもつことが切望され、この要望は昨今
きわめて高くなつている。具体的にいうとこの要
請は、この種鋼材のシヤルビー衝撃試験における
破面遷移温度vTrsが通常０℃近傍であることが
多く、従つて破面遷移温度を20℃以上低くするこ
とである。このような高いじん性値が母材に対し
てだけでなく熱間成形品に対しても要求されてい
ることは言うまでもない。すなわち、含Mo低合金鋼の熱間成形品の製造
については、成形後の熱処理の簡素化と成形品の
靭性の向上の二つの達成が要請されているわけで
ある。ところが一方で化学プラント用圧力容器の建設
にはASTMやDINなどの規格で定められた組成と
熱処理（焼ならし−焼もどし）に従う鋼材を使用
することに事実上義務づけられていて、組成や熱
処理を変更することによりじん性の向上を計るこ
とは許されないのである。たとえ熱間成形品の熱
処理に規定はなくても、これについては再度母材
と同じ熱処理を行なわない限り母材の特性は得ら
れないとみるのが常織であつた。したがつて、含Mo低合金鋼の熱間成形品の製
造に当たつて、上記２つの要請の達成は、関係技
術者間において打開策がないとされていた。発明
者らはかような難関を克服し、含Mo低合金鋼の
熱間成形品の靭性を、組成を変更することなく改
善する方法とその成形−熱処理法の簡素化につい
て鋭意研究した結果、この種の従来鋼のうち、こ
の発明で限定した組成をもつ鋼に限つては、熱間
加工温度の限定とそれにつぐAc₁以下の温度での
再加熱処理の組み合わせにより靭性が著しく向上
することを新しく見出した。発明者らはこの現象を応用することにより、規
格内組成で化学プラント用圧力容器に用いられる
靭性のきわめて高い熱間成形部材を有利に、すな
わち成形後難儀な焼ならし処理を施すことなく製
造することに成功したものである。なお、この発明による含Mo鋼製熱間成形品の
製造方法は鉄骨、橋梁、一般圧力容器などのあら
ゆる大型溶接構造物に使用することが可能なのは
もちろんである。この発明の構成要件の限定理由はつぎのとおり
である。まず、鋼の成分範囲についてＣ含有量は構造用
鋼材として要請される強度を得るためには0.02％
（％は重量百分率以下同じ）を最低限必要とし、
一方、溶接硬化性、溶接われ感受性を考慮してそ
のへい害が生じない0.25％を上限とする。次にSiは溶接熱影響部の靭性の点では一般に少
ない方が好ましいが製鋼上の都合で0.02％以上を
必要とする一方、適当な強度の付与、ならびに化
学プラントなどでは耐酸化性の向上のために、靭
性を損なわない量すなわち、1.0％を上限として
含有することができる。 Mnは母材に延性と強度を与えるために0.40％
以上を必要とする反面、2.0％を越えると溶接硬
化性が著しく上昇するので2.0％以下に限定す
る。 Alとくに酸可溶Alは、脱酸および結晶粒微細
化による強度および靭性の向上に有効な元素であ
るが、その効果は0.005％以上で明瞭にあらわ
れ、0.1％を越えると飽和するので、0.005〜0.1％
に限定する。以上は一般的な鋼中成分であるが、この発明で
はとくに次のようにMoを含有することが前提で
ある。 Moはオーステナイトからフエライトへの変態
において、フエライトの生成を抑制する作用をも
ち、光顕組織をフエライト−パーライトからベイ
ナイトへ変える働きをする元素であることはすで
に熟知されたところである。この発明では、Moのこの作用を利用して素材
の光顕組織をあらかじめベイナイト混在組織また
は全面ベイナイト組織にしておくことが、この発
明の製造工程を経た後に所期した効果を発揮させ
るために必須である。こゝにベイナイト混在組織
および全面ベイナイト組織をAc₁点以上に加熱し
た場合に生成するオーステナイト結晶粒はフエラ
イト−パーライト組織をAc₁点以上に加熱した場
合に生ずるそれよりも小さく、この細粒化作用が
この発明による鋼材の強靭化に役立つ。この発明においてはMoのこのような作用を効
果的に利用するために、0.30％以上を含有させる
ことが必要であり、多ければ多いほどその効果も
大きく、とくに焼もどし処理すなわちAc₁点以下
500℃以上への再加熱による析出硬化に基づく強
度上昇にも大いに寄与するがしかしMoは高価な
だけではなく、多すぎると溶接硬化性が上昇する
不利もあるので、上限を1.30％に限定する。さらに必要に応じCu：2.0％以下、Ni：2.0％以
下、Cr：1.5％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％
以下、およびＢ：0.0030％以下の１種または２種
以上をときとして含有させる理由は、これらはい
ずれもMoとの共存で素材の光顕組織をベイナイ
ト化するのに均しく役立ち、この発明の製造工程
を経た後の靭性を前述の理由で著しく向上させ
る。また、これらの元素はいずれも強度上昇にも
寄与するので、この種鋼材には必要に応じて適宜
組み合わせ含有させるを可とする。これらの元素のそれぞれの上限値は、これらを
越えるとこの種鋼材として必要な溶接性が失われ
ると同時に、経済性の点でも好ましくないことか
ら定めたものである。またTiおよびZrのように
溶接性などの改良に寄与する元素も、0.1％を限
度としてさらに含有させてもよい。なお、この発明において、通常の製鋼工程で含
有される程度の不可避的な混入不純物は許容でき
る。すなわちその一般的な限度はＰおよびＳにつ
きいずれも溶接部の高温われ感受性を高くするた
め、それぞれ0.030％以下にすることが好まし
く、一方、ＮはAlやＶとの共存で結晶粒を微細
化し靭性の向上に役立つので、通常の製鋼工程で
含有される0.0020〜0.0150％は有効であるが、
0.015％を越えると、ブローホールなどの発生に
より鋼塊性状がわるくなるとともに、溶接性も劣
化するので、0.0020〜0.015％であることが好ま
しい。以上この発明で必須とする鋼組成の限定理由を
記述したが、つぎに工程上の限定理由について述
べる。まず、上記の組成をもつ鋼材に、通常の焼
ならし−焼もどし処理を施しベイナイト組織を有
する鋼材とする。この鋼材を熱間成形するに当たり、Ac₁点以上
950℃以下の任意の温度に加熱し、その温度域で
とくに３％以上、30％以下の加工を行なうことが
この発明の第１の特徴である。ここで、加熱および加工温度をAc₁点以上とす
る理由はつぎのとおりである。この発明の立脚点
はすでに触れたように素材のベイナイト組織をフ
エライト（α）＋オーステナイト（γ）の２相ま
たはγ単一相に分解し、細粒化することにあり、
そのためには加熱温度の下限はAc₁点となる。な
お、この場合の加熱温度が950℃を越えるとγ結
晶粒は却つて粗大化し、靭性を損うので上限を
950℃とする。なお、この温度域に加熱するだけでは、Ac₁点
以下に再加熱しても靭性の改善効果はみられな
い。この発明の所期した効果を発輝するには、Ac₁
点以上、950℃以下で詳しく言えばAc₃点以上に
加熱した場合はその温度からAr₁点までの温度域
で３〜30％の加工を行なうことが必須条件であ
り、この加工はオーステナイト粒の微細化と転位
の導入とに役立ち、このうち後者はつづいて行な
われるAc₁点以下の再加熱時に合金元素を微細に
析出させて強度および靭性の向上に寄与するので
ある。この場合の加工度は３％未満では効果が少な
く、30％を越えると変形抵抗が上昇して加工が困
難となるので、３〜30％に限定した。この加工は成形品の形状に応じてプレス、スピ
ニング、曲げ、圧延、鍜造、引抜きなどから適宜
選択すればよく、圧力容器に用いられる大ていの
部材は３〜30％の加工率で成形が可能である。な
お、この発明の効果は、加熱温度をAc₁〜Ac₃の
２相温度域とし、結晶粒の微細化と転位の導入と
の著しい効果を狙つてAr₁〜Ac₃温度域で加工を
施した場合にもつとも大きい。したがつて、好ましくは加熱温度はAc₁〜Ac₃
の温度域、加工温度はAr₁点以上、Ac₃点以下の
範囲とするのがとくに有利である。次に、引き続き行なわれる550℃以上、Ac₁点
以下の加熱もこの発明の重要な要件で第２の特徴
をなす。すなわちAc₁点以上、950℃以下に加熱し、か
つ３〜30％の加工を加えてもその後加工されたま
までは靭性がきわめて低く、これを550℃以上、
Ac₁点以下に再加熱することにより靭性は顕著に
上昇し、ここではじめてこの発明の効果が達成さ
れるからである。再加熱温度は550℃未満では靭性向上の効果が
少なく、Ac₁点を越えるとα＋γの２相組織とな
るので、靭性は却つて損われるため、550℃〜
Ac₁に限定される。なお、この再加熱後の冷却は空冷、炉冷のいず
れでもよく、その条件は用途に応じて適宜に選択
すればよい。なおこの発明はその製造工程が熱間
成形品の全体に適用される場合のみならず、熱間
成形品の一部に局所的に適用される場合も対象に
なる。例えば鏡板という熱間成形品に対してこの
発明が鏡材の一部であるナツクル部およびフラン
ジ部のスピニング加工部に適用される場合などは
対象になる。この発明に基づく実施例について以下説明す
る。表１に示す化学成分の鋼のうち、前記Ａ〜Ｄお
よびＧ〜Ｔはこの発明の鋼成分範囲に属し、また
記号ＥおよびＦは比較鋼であつてこの発明の製造
法による効果が得られないか、または従来法ある
いはこの発明の製造法に比べてより簡易な公知の
製造法によつてさえかなりに優れた靭性が得られ
る鋼組成（発明の鋼成分範囲外）に属するもので
ある。なお、記号Ａ〜Ｃ鋼は大型高周波誘導加熱
式真空溶解炉を用いて溶製した5ton鋼塊材で、Ａ
およびＢは60mm、Ｃは75mmに圧延したもの、Ｄ、
ＥおよびＧ〜Ｔ鋼は小型高周波誘導加熱式真空溶
解炉を用いて溶製した100Kg鋼塊を板厚75mmに鍜
造したもの、さらにＦ鋼は転炉RH脱ガス工程で
溶製し、板厚75mmに熱間圧延したものである。こ
れらのいずれも熱間成形に先だち焼ならし−焼も
どし処理が施された。

【表】これら各供試鋼のAc₁およびAc₃変態点を表２
に示しまた母材および熱間成形品の製造工程と機
械的性質の関係を表３〜12に示す。

【表】

【表】さて表３、４および表６〜12はこの発明の限定
組成内の鋼Ａ〜ＤおよびＧ〜Ｔに関する成績であ
り、表５および６はこの発明組成範囲外の鋼Ｅお
よびＦについて参考に掲げた成績である。これらの表中の記載でたとえば「930℃×
60min加熱→850℃10％加工A.C.」は930℃に
60min間加熱し、空冷中850℃の温度で10％圧延
（この実施例では加工はすべて圧延法により行な
つた）を行ない、その後空冷する過程を意味す
る。とくに表３において、番号１は熱間成形を行な
う素材の熱処理であり、通常の焼ならし−焼もど
し処理、同じく番号４はγ域に加熱し、γ域で圧
延し、550℃以上Ac₁点以下に再加熱するこの発
明の処理、番号６はγ域に加熱し、α＋γ２相で
圧延し、550℃以上、Ac₁点以下に再加熱するこ
の発明の処理、さらに番号９はこの発明の特許請
求の範囲第２第目を具現する適切な実施例であ
り、Ac₁〜Ac₃のα＋γ２相域に加熱し、そこで
圧延し、550℃以上Ac₁点以下に再加熱する処理
である。鋼ＡおよびＢとも母材１に比べ、この発明の方
法に従う番号４、６および９、中でも６および９
の工程を経ると、きわめて高い靭性を示してい
る。製造工程２と４の比較により、加熱温度が950
℃を越えるとこの発明の効果が得られないことが
わかる。また製造工程３と４、５と６および８と９の比
較により、この発明の効果を発輝するには、γ相
又はα＋γ二相温度域での加工後550℃以上Ac₁
点以下での再加熱処理が必要であることがわか
る。さらに製造工程６と７の比較により、α＋γ域
での加工後あらためて焼ならし−焼もどし処理を
行なうよりは、単にAc₁点以下での再加熱処理を
行なつておく方が靭性の点でよりよい結果が得ら
れることがわかる。この現象は経済性の点でも歓
迎され本発明の特徴である。製造工程４および６と９の比較により、２相域
加熱−２相域加工後Ac₁以下の再加熱工程が他の
いかなる工程よりも靭性の点で優れていることが
わかる。また表６〜12に本発明組成内の鋼Ｇ〜Ｔ
について表３と同様の加工・熱処理履歴を施した
後の特性を示しているが、本発明による製造工程
では高い靭性を得るのに適していることが明らか
である。また鋼ＣおよびＤについても表４のよう
にこの発明による製造工程12では母材10に比べて
高い靭性を得るのに適していることが明らかであ
る。また製造工程12と13の比較により、加工後に手
間な焼ならし−焼もどし処理を行なうより、簡単
で経済的なAc₁点以下での再加熱処理のみを施す
方が却つて高い靭性が得られることがわかる。鋼
Ｃについて、製造工程12と15の比較により加工を
付与することがこの発明に不可欠の条件であるこ
とがわかる。さらにこの発明組成外の鋼Ｅについては表５に
示した製造工程16、17および18の比較から明らか
なように、この鋼はこの発明の方法によるまでも
なくより簡単なγ域での加工のままですでに優れ
た靭性を示しまた、本発明組成外の鋼Ｆについて
もほぼ同様のことがいえる。つまりこの発明の組
成内の鋼に限つてこの発明の工程に従う効果が現
われるので、この発明の鋼組成はその必須条件で
あることが明白である。上述のようにしてこの発明によれば、主に化学
プラントその他一般用圧力容器のごとき大型溶接
構造のうち専ら中温域で使用されるが故に低温じ
ん性につき従来等閑に付され、そのため点検とく
に耐圧試験が寒冷環境で行われたときにしばしば
せい性破壊を生じる懸念があつた含Mo低合金鋼
材について、その化学的成分組成に何らの変更を
伴わずまた、生産過程に著しい手間をかける要な
くして有利に必要な低温じん性の改善をもたらす
ことができる。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.02〜0.25wt％、Si：0.1〜1.0wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、Mo：0.30〜1.30wt％、およ
びAl：0.005〜0.10wt％を含み、残部は不可避の
不純物と実質的にFeの組成になり、焼ならし−
焼もどしを施した含Mo鋼材にて熱間成形品を製
造するに当り、 Ac₁点以上、950℃以下の温度に加熱しついで
950℃以下、Ar₁点以上の温度域で３％以上、30
％以下の加工を施し、その後、500℃以上、Ac₁点以下の温度に再加
熱して冷却することを特徴とする靭性の優れた含Mo低合金鋼材
の熱間成形品の製造方法。２Ｃ：0.02〜0.25wt％、Si：0.1〜1.0wt％、
Mn：0.4〜2.0wt％、Mo：0.30〜1.30wt％、およ
びAl：0.005〜0.10wt％を含み、さらに、Cu：
2.0wt％以下、Ni：2.0wt％以下、Cr：1.5wt％以
下、Nb：0.1wt％以下、Ｖ：0.1wt％以下および
Ｂ：0.0030wt％以下の１種または二種以上を含有
し、残部は不可避の不純物と実質的にFeのの組
成になり、焼ならし−焼もどしを施した含Mo鋼
材にて熱間成形品を製造するに当り、 Ac₁点以上、950℃以下の温度に加熱しついで
950℃以下、Ar₁点以上の温度域で３％以上、30
％以下の加工を施し、その後500℃以上、Ac₁点以下の温度に再加熱
して冷却することを特徴とする靭性の優れた含Mo低合金鋼材
の熱間成形品の製造方法。