JPH0254417B2 - - Google Patents

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つて日を追つて増
加しており、これに伴つて液化天然ガスの温度で
ある−196℃で強度と靭性の優れたASTM A553
９％ニツ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％ニツケル鋼は戦略元素で
あるニツ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
あつて、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％ニツ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
所をもついる。 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―Al―Ｃ合金鋼で
ある（J.Charleset.al.：Met.Prog.119，71，
1981）。 しかし、このFe―Mn―Al―Ｃ合金鋼はオース
テナイト組織を有することから９％ニツケル鋼に
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。 従つて、本発明の目的は、強度および耐食性が
Fe―Mn―Al―Ｃ合金鋼よりは優れ、９％ニツケ
ル鋼とはほぼ同じであり、低温靭性は９％ニツケ
ル鋼よりも向上した合金を得ることにある。 〈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％ニツケル鋼の短所である低延
伸率（約20％）と、Fe―Mn―Al―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％ニツケル
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％以下においては温度が低
下するに従い延性が増加する逆延性現象が表れな
いが、３％以上においては低温（−196℃）で延
性が増大する逆延性現象が表れ、低温での良好な
延性を付与するのに必要である。また、10％を越
えて添加した際は有害な異相が生成される。 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つて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つた。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つて、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つた。 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
粒成長が速くなつて粗大な結晶粒となり、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（ASTM規格における結晶粒度No.11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制御圧延の場合には、結晶粒
が粗大となり転位密度が低く、強度が９％ニツケ
ル鋼に劣つてしまう。 〈実施例〉 以下、本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 合金の溶解は大気中で誘導炉を使用して行い、
溶解材料としては純度99％以上の電解鉄、電解マ
ンガン、電解アルミニウム、電解銅を使用し、ニ
オビウムとしてはニオビウム66％の鉄―ニオビウ
ム母合金を使用した。炭素およびケイ素は純度98
％以上の材料を使用した。装入計算は表１に示し
た組成を目標にし、装入順序は先ず電解鉄を誘導
炉に装入して溶解し、溶解したとき炭素を添加
し、ついでマンガンを装入した。ニオビウム、ケ
イ素および銅は量が少ないので、アルミニウムと
一緒の出湯直前に添加した。成分分析結果は表１
のとおりである。尚、表１にはFe―Mn―Al―Ｃ
合金鋼（以下、公知合金とする）の組成も示す。

【表】 溶解が終了した後は鍛造を行つて鋳塊の均質化
および圧延のための大きさの調節を施したうえで
均質化（1150℃、２時間）処理した後、中間圧延
および最終圧延を実施する。圧延は第１図に示さ
れた圧延工程により熱間制御圧延し、該圧延後は
各種試験のための機械加工をした。 尚、制御圧延後の形状としては、板状で厚さ
0.2〜５cm、幅100cmまでのものが可能である。 第２図は試片を引張試験した結果を示したもの
で、微量合金元素を添加して制御圧延した本発明
合金が、微量合金元素の添加なしで制御圧延を実
施しなかつた表１の公知合金よりも、常温および
−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
ASTM規格に従つたもので、板状でゲージ部分
が６×３×30mmのものを用いた。 第３図は９％ニツケル鋼と本発明合金の衝撃試
験の結果を示したもので、全温度区間にわたつて
９％ニツ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−196℃では50ジユール以
上の差異を示している。尚、衝撃試片としては、
ASTM規格に従つたもので、10×10×55mmのも
のを使用した。 第４図は９％ニツ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％ニツケル鋼とほぼ同じであり、延性は
−196℃で延伸率47％を示し、同じ温度で９％ニ
ツケル鋼が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つて、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。従つて、９％ニツケル鋼ではこのよ
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ツキ
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、銅の添加によつて銅化合物が不
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つて９％
ニツケル鋼と似かよつ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つた
影響を及ぼすことなく、かえつて耐食性および結
晶粒の微細化に若干寄与していることがわかつ
た。尚、腐食溶液としては1NのH₂SO₄溶液及び
0.5％NaCl溶液の混合液を使用し、腐食度合をス
キヤニング・ポテンシヨ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】 ここでも同様に熱間制御圧延によつて結晶粒を
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
によつ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
つた。延性は強度の増加に因つてやや悪くなつた
が、それでも−196℃での延伸率が40％であつて、
やはり９％ニツケル鋼の21％よりはずつと大きく
なつている。 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、フエ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】 上記の合金を実施例１においてと同じ方法で試
片を作つ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なくなつた
ことから、強度はいささか落ちたけれども、実施
例１の合金と温度に伴つた変化の傾向が同じであ
つて、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％ニツ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Fe―30Mn―Al―0.3C―0.1Nb―
0.1Si―0.2Cu合金銅であつて、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、鋳造後、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％ニツケル鋼及び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
晶処理によつ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つた公知合金の引張性質比
較図、第３図は９％ニツケル鋼と本発明合金の温
度に伴つた衝撃エネルギー比較図、第４図は９％
ニツケル鋼と本発明合金の温度に伴つた引張性質
比較図、第５図は９％ニツケル鋼、公知合金及び
本発明合金の耐食性比較図、第６図はFe―30Mn
―Al―0.3C―0.1Si―0.2Cu合金系において、Alの
含有量を変化させたときの延伸率変化図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 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％であつて、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 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％であつて残りが鉄か
   らなる合金材料に、最終圧延温度が600〜850℃、
   最終通過の圧下率が10〜40％である熱間制御圧延
   を施し、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。