JPS6254059A - 超低温材料用合金およびその製造方法 - 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】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、既存の低温材料であるＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ
合金鋼に微量合金元素としてニオビウム。

ケイ素、銅を添加し、熱間制御圧延により製造した合金
に関する。

〈従来の技術〉 近時、液化天然ガス貯蔵タンク用材料の需要は液化天然
ガスの経済性とあいまって日を追って増加しており、こ
れに伴って液化天然ガスの温度である一１９６℃で強度
と靭性の優れたＡＳＴＭ　Ａ３５３９−ニッケル鋼の需
要が急増している。

〈発明が解決しようとする問題点〉 ところが、かかる９％ニッケル鋼は戦略元素であるニッ
ケルを多く含有しているため価格変動が激しい。また、
低温材料で特に重要なのは靭性であって、低温靭性の向
上のためには、延性−脆性転移温度のない面心立方格子
構造を有するオーステナイト組織で安定化させなければ
ならないが、９％ニッケル鋼の結晶構造は体心立方格子
構造であるため、−１９０℃近くで靭性が急激に低下す
る短所をもっている。

このような問題を解決する目的で開発された合金が、前
述した既知のＦｅ−Ｍｎ−Ａｊ！−Ｃ合金鋼である（Ｊ
、Ｃｈａｒｌｅｓｅｔ、ａｌ、：　Ｍｅｔ、　Ｐｒｏｇ
、　１１９＋７１゜１９８１）　　。

□　しかし、このＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ１−Ｃ合金鋼はオー
ステナイト組織を有することから９％ニッケル鋼に比べ
て低温靭性は優れているものの強度がかなり落ちるとい
う問題点がある。

従って、本発明の目的は、強度および耐食性がＦｅ−Ｍ
ｎ−Ａｌ２−Ｃ合金鋼よりは優れ、９％ニッケル鋼とは
ほぼ同じであり、低温靭性は９％ニッケル鋼よりも向上
した合金を得ることにある。

く問題点を解決するための手段） このため本発明では、超低温材料用合金として、マンガ
ン２５〜３５％、アルミニウム２〜１０％、炭素０．１
〜０．８％、ニオビウム０．０１〜０．２％、シリコン
０．０５〜０．５％、銅０．０５〜１．０％で、残りが
鉄という組成の合金とした。

また、本発明の超低温材料用合金を製造するに当り熱間
制御圧延により金属結晶粒を微細化させて製造するよう
にした。

これにより、９％ニッケル鋼の短所である低延伸率（約
２０％）と、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ２−Ｃ合金鋼の短所であ
る低強度（約３００ＭＰａ）を補完して、Ｆｅ−Ｍｎ−
Ａｌ！−Ｃ合金鋼の靭性を有し、９％ニッケル鋼の強度
および耐食性を有する合金を得ることができるようにな
る。

まず、本発明におけるマンガン、アルミニウム。

炭素はオーステナイト組織を得るための基本組成で、そ
れぞれマンガン２５〜３５％、アルミニウム２〜１０％
、炭素０．１〜０．８％添加した。

マンガンは、２５％以下では超低温材料用合金として必
要なオーステナイト構造を有することができず、また、
３５％を越えると低温破壊靭性が低下する。

アルミニウムは、２％以下で逆延性現象が生じなく低温
延性が低下し、また１０％を越えると有害な他の相が形
成される。

炭素は０．５％を越えると破壊靭性が低下するが、強化
元素として０．０５％以上は必要である。

ニオビウムは析出硬化元素であって０．２％を越えると
価格的に高くなるので０．０１〜０．２％とし結晶粒成
長を抑制し固溶強化を図った。尚、価格的には可能な限
り少ない方が良いが０．１％程度が適当な量である。

ケイ素は強化元素の一つであって、０．５％を越えると
破壊靭性が低下するため、０．０５〜０．５％とし強度
及び耐食性の向上を図った。

銅は空気中の腐食抵抗を増加させ耐食性を向上させるが
、１．０％を越えると低温での機械的性質を害するので
、０．０５〜１．０％添加した。

また、添加したニオビウムとケイ素の影響を極大化させ
て高い強度を得るために通常の冷間圧延および再結晶処
理を行わずに、熱間制御圧延方法を使用した。

熱間制御圧延とは、圧延前の加熱段階から最終的に通過
するときまでの全体圧延過程を最適に制御して所期の強
度と靭性を得る方法である。微量合金を添加した後に熱
間制御圧延をすれば、より微細な金属結晶粒を得ること
ができるために、強度が増加することになる。この熱間
制御圧延工程では、中間圧延温度は９００℃、中間圧下
率は２５％とし、最終圧延温度は６００〜８５０℃であ
り、最終通過の圧下率は１０〜４０％が最適条件である
。

最終制御圧延温度が、８５０℃を越えると、結晶粒成長
が速くなって粗大な結晶粒となり１．６００℃以下であ
れば、冷間圧延と同様に圧延が困難になる。また、最終
圧下率が、１０％以下であれば結晶粒の微細化が起こら
ず、４０％を越えると冷間加工で亀裂が生ずるおそれが
ある。

また、熱間制御圧延を行うことで、結晶粒の微細化（Ａ
３７Ｍ規格における結晶粒度Ｎａ１ｌと同程度のサイズ
）と共に、転位密度が増加し、降伏及び引張強度が４０
％程度増加されるが、熱間制御圧延をせず通常の熱間圧
延の場合には、結晶粒が粗大となり転位密度が低く、強
度が９％ニッケル鋼に劣ってしまう。

〈実施例〉 以下、本発明の実施例について説明する。

＝１９６℃での降伏強度において約３００ＭＰａ以上大
きいことを示している。尚、引張試片としてはＡ３７Ｍ
規格に従ったもので、板状でゲージ部分が６　Ｘ　３　
Ｘ３Ｑｍｍのものを用いた。

第３図は９％ニッケル鋼と本発明合金の衝撃試験の結果
を示したもので、全温度区間にわたって９％ニッケル鋼
より優れた靭性を示しており、特に最低試験温度である
一１９６℃では５０ジユ一ル以上の差異を示している。

尚、衝撃試片としては、Ａ３７Ｍ規格に従ったもので、
１０ＸＩＯＸ５５鶴のものを使用した。

第４図は９％ニッケル鋼と本発明合金の温度に伴う引張
性質を示したもので、強度が大きく改善されて９％ニッ
ケル鋼とほぼ同じであり、延性は一１９６℃で延伸率４
７％を示し、同じ温度で９％ニッケル鋼が２１％を示す
のに比べ、はるかに大きな値を示している。ここで、特
筆すべきことは低温になるほど延性が増加する現象であ
って、このような逆延性現象は一般の材料ではみうけら
れないことである。従って、９％ニッケル鋼ではこのよ
うな逆延性現象はみられない。このような低温において
の延性の増加は、超低温材料としては非常に望ましい現
象である。延性の増加理由は、低温で本発明合金の加工
硬化率が大きいためにネッキングが抑制されながら均一
変形がなされるからである。

第５図は公知合金と本発明合金の腐食試験結果を示した
もので、銅の添加によって銅化合物が不活性層を形成す
ることによる不動態現象が現れている。銅の添加による
耐食性の向上によって９％三ツケル鋼と慎かよった不動
態現象をみせている。

銅が添加されていない公知合金は不動態現象が現れてい
ない。一方、添加された０、１８％のケイ素は、本発明
合金の機械的性質にはこれといった影舌を及ぼすことな
く、かえって耐食性および結晶粒の微細化に若干寄与し
ていることがわかった。尚、腐食溶液としてはＩＮのＨ
ｚ　Ｓ　Ｏａ溶液及び０．５％ＮａＣｌ溶液の混合液を
使用し、腐食度合をスキャニング・ポテンシコメータに
より観察した。

実施例２ 実施例１の方法と同じ方法で溶解、圧延および鍛造した
実施例２の合金の目標組成と成分分析結果は、表２のと
おりである。

表り＝実施例２の合金組成 ここでも同様に熱間制御圧延によって結晶粒を微細化さ
せた。

引張試験の結果、アルミニウムとケイ素の影響によって
強度はさらに増加され、表１の公知合金の降伏強度より
も３５０ＭＰａ以上大きいことがわかった。延性は強度
の増加に因ってやや悪くなったが、それでも−１９６℃
での延伸率が４０％であって、やはり９％ニッケル鋼の
２１％よりはずっと大きくなっている。

実施例３ 目標組成はオーステナト安定化元素であるマンガンと、
フェライト安定化元素であるアルミニウムをそれぞれ減
らし、実施例２で増やしてみた微量合金元素の添加量を
減らして引張試験をしてみた。目標組成および成分分析
の結果は表３のとおりである。

表３：実施例３の合金組成 上記の合金を実施例１においてと同じ方法で試片を作っ
て引張試験したところ、アルミニウムの添加量が減り微
量合金元素の添加量が少なくなったことから、強度はい
ささか落らだけれども、実施例１０合金と温度に伴った
変化の傾向が同じであって、やはり表１の公知合金の強
度よりは著しく強度が大きく、かつ９％ニッケル鋼より
は延伸率の大きい引張性質を示し、衝撃靭性は実施例２
の合金よりも優れていた。

実施例４ 本実施例ではＦ　ｅ　−３０Ｍ　ｎ　−Ａ　ｌ　−０，
３Ｃ−０，１Ｎｂ　−０，ＩＳ　ｉ　−０，２Ｃｕ合金
鋼であって、アルミニウムの含有量を重量パーセントで
０．１，２゜３．４．５％と変化させたものを、実施例
１と同じ方法で溶解、ｖ＃造後、鍛造を経て制御圧延に
より製造し、延性に及ぼすアルミニウムの影響について
調べた。尚、実験条件は実施例１と同一とした。

かかる結果を第６図に示す。この図から、アルミニウム
の含有量が２％以下のときには、温度の低下と共に延性
が増加する逆延性現象は生じないが、３％以上では、低
温（−１９６℃）で明らかに逆延性現象が生じているこ
とがわかる。

〈発明の効果〉 以上述べたように本発明によれば、低温材料として既知
である９％ニッケル鋼及びＦｅ−Ｍｎ　−Ａｌ−Ｃ合金
鋼のそれぞれの長所である強度と耐食性及び低温靭性を
共に兼備した低温材料として極めて優れたものである。

また、熱間制御圧延を用いて製造したことにより、通常
の冷間圧延及び再結晶処理によって得られたものに比べ
て一層微細な結晶粒が得られ強度及び靭性を向上させる
ことができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明による熱間制御圧延の一実施例を示す工
程図、第２図は熱間制御圧延した本発明合金と制御圧延
しなかった公知合金の引張性質比較図、第３図は９％ニ
ッケル鋼と本発明合金の温度に伴った衝撃エネルギー比
較図、第４図は９％ニッケル鋼と本発明合金の温度に伴
った引張性質比較図、第５図は９％ニッケル鋼、公知合
金及び本発明合金の耐食性比較図、第６図はＦ　ｅ　−
３０Ｍｎ−Ａｌ　−０，３Ｃ−０，ＩＳ　ｉ　−０，２
Ｃｕ合金系において、Ａ１の含有量を変、化させたとき
の延伸率変化図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）マンガン２５〜３５％、アルミニウム２〜１０％
   、炭素０．１〜０．８％、ニオビウム０．０１〜０．２
   ％、ケイ素０．０５〜０．５％、銅０．０５〜１．０％
   であって、残りは鉄で構成されることを特徴とする超低
   温材料用合金。
2. （２）マンガン２５〜３５％、アルミニウム２〜１０％
   、炭素０．１〜０．８％、ニオビウム０．０１〜０．２
   ％、ケイ素０．０５〜０．５％、銅０．０５〜１．０％
   であって残りが鉄からなる合金材料を熱間制御圧延し、
   金属結晶粒を微細化させることを特徴とする超低温材料
   用合金の製造方法。
3. （３）熱間制御圧延は、その最終圧延温度が６００〜８
   ５０℃、最終通過の圧下率が１０〜４０％であることを
   特徴とする特許請求の範囲第２項に記載の超低温材料用
   合金の製造方法。