JP2002012950A - 高靭性９％Ｎｉ鋼 - Google Patents
高靭性９％Ｎｉ鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 液化天然ガス貯槽用タンクなどで使用される
９％Ｎｉ鋼において、その靭性を改善する技術を提供す
る。 【解決手段】重量％として、Ｃ：０．０２〜０．１０
％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０
％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ：０．０００５〜０．００３％
Ｎｉ：７．５〜１０．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００５０％、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％の１種または２種を含有
でき、残部が鉄および不可避的不純物を含み、かつ鋼中
に平均粒子径が０．５μｍ以下のＣａＯ、カルシウムア
ルミネートおよびＣａＳが合計して１平方ｍｍ2 当たり
４０×１０3 個以上分散して存在することを特徴とする
高靭性９％Ｎｉ鋼。
９％Ｎｉ鋼において、その靭性を改善する技術を提供す
る。 【解決手段】重量％として、Ｃ：０．０２〜０．１０
％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０
％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ：０．０００５〜０．００３％
Ｎｉ：７．５〜１０．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００５０％、さらに、Ｍｏ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％の１種または２種を含有
でき、残部が鉄および不可避的不純物を含み、かつ鋼中
に平均粒子径が０．５μｍ以下のＣａＯ、カルシウムア
ルミネートおよびＣａＳが合計して１平方ｍｍ2 当たり
４０×１０3 個以上分散して存在することを特徴とする
高靭性９％Ｎｉ鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、液化天然ガス（Ｌ
ＮＧと略す）タンクなどに使用される９％Ｎｉ鋼におい
て、その靭性を改善する技術を提供する。
ＮＧと略す）タンクなどに使用される９％Ｎｉ鋼におい
て、その靭性を改善する技術を提供する。
【０００２】
【従来の技術】クリーンなエネルギーとして、ＬＮＧの
需要が増大しており、近年ＬＮＧ貯蔵用タンクの建設が
積極的に推進されている。そこで、タンク建造に使用さ
れる９％Ｎｉ鋼においてもその需要が増大するばかりで
なく、構造物としての安全性を確保する必要から、より
低温靭性の優れた鋼材が求められている。一方、近年、
９％Ｎｉ鋼においても、従来の造塊分塊法から連続鋳造
法を用いた生産性の高い鋼板製造がなされるようになっ
てきている。しかしながら、それに伴ない、中心偏析や
介在物による低温靭性の低下が懸念されるようになって
きた。中心偏析については、熱間圧延前に偏析元素を拡
散させる付加的な均熱拡散処理工程を採用したり、不純
物元素を極めて低いレベルに低減したりして回避する方
法が知られているが、大幅なコストの増加を招いてしま
う。そのため、熱間圧延に先立つスラブ加熱温度を高温
にすることで、拡散効果を図ることも考えられている
が、このようなスラブ加熱温度の高温化は結晶粒の粗大
化を招き、偏析部以外での靭性が逆に低下する。また、
９％Ｎｉ鋼においては、極めてわずかな介在物であって
も靭性阻害要因となる。これの要因は、次工程である加
熱、圧延および熱処理で改善できることが困難である可
能性が高い。
需要が増大しており、近年ＬＮＧ貯蔵用タンクの建設が
積極的に推進されている。そこで、タンク建造に使用さ
れる９％Ｎｉ鋼においてもその需要が増大するばかりで
なく、構造物としての安全性を確保する必要から、より
低温靭性の優れた鋼材が求められている。一方、近年、
９％Ｎｉ鋼においても、従来の造塊分塊法から連続鋳造
法を用いた生産性の高い鋼板製造がなされるようになっ
てきている。しかしながら、それに伴ない、中心偏析や
介在物による低温靭性の低下が懸念されるようになって
きた。中心偏析については、熱間圧延前に偏析元素を拡
散させる付加的な均熱拡散処理工程を採用したり、不純
物元素を極めて低いレベルに低減したりして回避する方
法が知られているが、大幅なコストの増加を招いてしま
う。そのため、熱間圧延に先立つスラブ加熱温度を高温
にすることで、拡散効果を図ることも考えられている
が、このようなスラブ加熱温度の高温化は結晶粒の粗大
化を招き、偏析部以外での靭性が逆に低下する。また、
９％Ｎｉ鋼においては、極めてわずかな介在物であって
も靭性阻害要因となる。これの要因は、次工程である加
熱、圧延および熱処理で改善できることが困難である可
能性が高い。
【０００３】９％Ｎｉ鋼においては、従来からその低温
靭性の向上を図るために様々な方面から研究開発が行わ
れている。９％Ｎｉ鋼は、焼戻し感受性が高く、不純物
元素および熱処理条件により靭性が著しく変化すること
が知られている。従って、従来開示されている技術の多
くは、脆化要因となる元素の低減や、圧延や熱処理方法
など厚板製造工程での条件の改善に関するものである。
例えば、圧延を工夫することで靭性を向上せしめる技術
として、特開平２−９６４９号公報に開示されているよ
うに、スラブを９００〜１０００℃に加熱した後、８５
０℃以下で累積下率４０〜７０％で仕上げ温度が７００
〜８００℃として熱間圧延を実施し、その後、空冷以上
の冷却速度で冷却し、焼入れおよび焼き戻すことを特徴
とする高アレスト含Ｎｉ鋼の製造方法などがある。さら
に、熱処理法による靭性の改善できる例として、特開昭
４７−２３３３１７号公報に記載のごとく、中間焼入れ
処理後、Ａｃ1 点変態点以下の温度で焼き戻すことを特
徴とする９％Ｎｉ鋼の靭性向上法、あるいは、特開昭５
８−７３７１７号公報、特開昭６２−２０５２２７号公
報等で開示されているように、ＡＣ3 変態点以上に加熱
して冷却し、ついで、中間焼入れ処理後、焼戻すことを
特徴とする熱処理法などがある。
靭性の向上を図るために様々な方面から研究開発が行わ
れている。９％Ｎｉ鋼は、焼戻し感受性が高く、不純物
元素および熱処理条件により靭性が著しく変化すること
が知られている。従って、従来開示されている技術の多
くは、脆化要因となる元素の低減や、圧延や熱処理方法
など厚板製造工程での条件の改善に関するものである。
例えば、圧延を工夫することで靭性を向上せしめる技術
として、特開平２−９６４９号公報に開示されているよ
うに、スラブを９００〜１０００℃に加熱した後、８５
０℃以下で累積下率４０〜７０％で仕上げ温度が７００
〜８００℃として熱間圧延を実施し、その後、空冷以上
の冷却速度で冷却し、焼入れおよび焼き戻すことを特徴
とする高アレスト含Ｎｉ鋼の製造方法などがある。さら
に、熱処理法による靭性の改善できる例として、特開昭
４７−２３３３１７号公報に記載のごとく、中間焼入れ
処理後、Ａｃ1 点変態点以下の温度で焼き戻すことを特
徴とする９％Ｎｉ鋼の靭性向上法、あるいは、特開昭５
８−７３７１７号公報、特開昭６２−２０５２２７号公
報等で開示されているように、ＡＣ3 変態点以上に加熱
して冷却し、ついで、中間焼入れ処理後、焼戻すことを
特徴とする熱処理法などがある。
【０００４】一方、９％Ｎｉ鋼における各元素の影響も
調査されている。例えば、特開平４−３７１５２０号公
報で開示されているように、Ｓｉ：０．１０％以下でか
つＭｏ：０．０４〜０．５％を含有し、加熱および圧延
後焼入れ処理、中間焼入れ処理および焼戻し処理を行う
ことを特徴とする板厚４０ｍｍ以上の母材および溶接熱
影響部靭性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造方法などがあ
る。これらは、いずれも低温靭性の向上においてＰなど
の不純物元素の阻害要因を低減する効果が認められた
が、例えば、連続鋳造時に発生する中心偏析部や、介在
物などによる靭性低下に対しては、あまり顕著な効果が
期待できない。
調査されている。例えば、特開平４−３７１５２０号公
報で開示されているように、Ｓｉ：０．１０％以下でか
つＭｏ：０．０４〜０．５％を含有し、加熱および圧延
後焼入れ処理、中間焼入れ処理および焼戻し処理を行う
ことを特徴とする板厚４０ｍｍ以上の母材および溶接熱
影響部靭性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造方法などがあ
る。これらは、いずれも低温靭性の向上においてＰなど
の不純物元素の阻害要因を低減する効果が認められた
が、例えば、連続鋳造時に発生する中心偏析部や、介在
物などによる靭性低下に対しては、あまり顕著な効果が
期待できない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このように
９％Ｎｉ鋼において、生産性の高い製造工程を付与する
場合におきる靭性低下を阻止し、優れた材質を有する鋼
を提供するものである。
９％Ｎｉ鋼において、生産性の高い製造工程を付与する
場合におきる靭性低下を阻止し、優れた材質を有する鋼
を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の趣旨は、 （１）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．１０％ Ｓｉ：０．１〜０．５％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ：０．０００５〜０．００３％ Ｎｉ：７．５〜１０．０％ Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ｎ：０．００２〜０．００６％ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、かつ
鋼中に平均粒子径が０．５μｍ以下のＣａＯ、カルシウ
ムアルミネートおよびＣａＳが合計して１平方ｍｍ2 当
たり４０×１０3 個以上分散して存在することを特徴と
する高靭性９％Ｎｉ鋼。 （２）重量％として、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする
（１）記載の高靭性９％Ｎｉ鋼。
鋼中に平均粒子径が０．５μｍ以下のＣａＯ、カルシウ
ムアルミネートおよびＣａＳが合計して１平方ｍｍ2 当
たり４０×１０3 個以上分散して存在することを特徴と
する高靭性９％Ｎｉ鋼。 （２）重量％として、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする
（１）記載の高靭性９％Ｎｉ鋼。
【０００７】
【発明の実施の形態】一般に、９％Ｎｉ鋼の中の介在物
として、Ａｌ2 Ｏ3 やＭｎＳが知られている。特に、製
鋼工程で脱酸生成物として生成するＡｌ2 Ｏ3 は、クラ
スター化し靭性を阻害することがあり、９％Ｎｉ鋼に対
し極めて有害である。また、ＭｎＳは主に中心偏析部に
存在し、圧延中に伸展してやはり靭性を阻害する。
として、Ａｌ2 Ｏ3 やＭｎＳが知られている。特に、製
鋼工程で脱酸生成物として生成するＡｌ2 Ｏ3 は、クラ
スター化し靭性を阻害することがあり、９％Ｎｉ鋼に対
し極めて有害である。また、ＭｎＳは主に中心偏析部に
存在し、圧延中に伸展してやはり靭性を阻害する。
【０００８】このような介在物対策として、従来からＣ
ａ添加処理が開発されてきた。Ｃａ添加の作用して、 1) Ａｌ脱酸鋼にＣａを添加すると、脱酸生成物がＡｌ
2 Ｏ3 から低融点のカルシウムアルミネートに変化する
ために、精練工程で液体介在物として球状化し、浮上分
離が容易になり、Ａｌ2 Ｏ3 が低減する、 2) Ｃａ添加により、ＣａＳを生成し、ＭｎＳが低減す
る、 ことが知られている。
ａ添加処理が開発されてきた。Ｃａ添加の作用して、 1) Ａｌ脱酸鋼にＣａを添加すると、脱酸生成物がＡｌ
2 Ｏ3 から低融点のカルシウムアルミネートに変化する
ために、精練工程で液体介在物として球状化し、浮上分
離が容易になり、Ａｌ2 Ｏ3 が低減する、 2) Ｃａ添加により、ＣａＳを生成し、ＭｎＳが低減す
る、 ことが知られている。
【０００９】発明者らは、このような従来知られたＣａ
添加を９％Ｎｉ鋼に適用した結果、Ａｌ、ＣａおよびＳ
添加量を狭い範囲に制御することで、微細なＣａＯおよ
びカルシウムアルミネートが鋼中に存在すると同時に、
微細なＣａＳも生成することを見出した。Ａｌ脱酸鋼に
Ｃａを添加すると、その相互の添加量により、種々のカ
ルシウムアルミネートが生成する。精練工程で良く知ら
れているように2)で述べたものは、最も融点が低いカル
シウムアルミネートであるが、それ以外にも融点がさら
に高温であるものも存在する。今回知見したカルシウム
アルミネートは、現時点では恐らくこの融点が高いもの
であると推定している。その結果、それらの微細な介在
物が次工程であるスラブ加熱温度段階あるいは熱処理段
階でγ粒のピン止め効果として極めて有効であることを
見出すと同時に、介在物として靭性を低下させるＭｎＳ
の生成を抑え、従来、偏析拡散として付加工程として行
ってきたスラブの均熱拡散処理を廃止し、高いスラブ加
熱温度で加熱し、通常の圧延工程を経ても靭性が低下し
ないことが明らかにした。
添加を９％Ｎｉ鋼に適用した結果、Ａｌ、ＣａおよびＳ
添加量を狭い範囲に制御することで、微細なＣａＯおよ
びカルシウムアルミネートが鋼中に存在すると同時に、
微細なＣａＳも生成することを見出した。Ａｌ脱酸鋼に
Ｃａを添加すると、その相互の添加量により、種々のカ
ルシウムアルミネートが生成する。精練工程で良く知ら
れているように2)で述べたものは、最も融点が低いカル
シウムアルミネートであるが、それ以外にも融点がさら
に高温であるものも存在する。今回知見したカルシウム
アルミネートは、現時点では恐らくこの融点が高いもの
であると推定している。その結果、それらの微細な介在
物が次工程であるスラブ加熱温度段階あるいは熱処理段
階でγ粒のピン止め効果として極めて有効であることを
見出すと同時に、介在物として靭性を低下させるＭｎＳ
の生成を抑え、従来、偏析拡散として付加工程として行
ってきたスラブの均熱拡散処理を廃止し、高いスラブ加
熱温度で加熱し、通常の圧延工程を経ても靭性が低下し
ないことが明らかにした。
【００１０】以下、本発明について、詳細に述べる。本
発明の出発材としては、電気炉、転炉等の通常工業的に
用いられる溶解炉で溶製し、連続鋳造工程を経て、スラ
ブを製造する。次に本発明における成分の限定理由につ
いて述べる。
発明の出発材としては、電気炉、転炉等の通常工業的に
用いられる溶解炉で溶製し、連続鋳造工程を経て、スラ
ブを製造する。次に本発明における成分の限定理由につ
いて述べる。
【００１１】C:強度を付与するのに必要な元素であり、
0.02％以上の添加が必要であるが、0.10％を越えて添加
すると、靭性の低下を招くので、その上限を0.10％とす
る。 Si：強度上昇および脱酸に寄与するので、0.10％以上添
加されるが、過剰の添加は、焼戻し感受性を増加させる
ので、その上限を0.5 ％とする。 Mn：強度上昇に寄与するために、0.2 ％以上添加する必
要があるが、過剰の添加は、焼戻し脆化感受性の増大を
招き、靭性を低下させるので、その上限を1.0％とす
る。 Ｐ：焼戻し脆化感受性に対し有害な元素であり、その上
限を0.01％とする。 Ｓ：CaS の生成に対し、必要な元素であり、0.0005％以
上添加する必要があるが、0.003%を越えて添加するとMn
S の増加を招くのでその上限を0.003%とする。 Ni：靭性の改善および強度確保に必要な元素であり、Ｌ
ＮＧ用鋼材としての靭性を確保するためには、7.5 ％以
上の添加を必要とするが、10％を越える添加はその効果
が飽和し、コスト増加を招くのでその上限を10.0％とす
る。 Al：脱酸材として0.01％以上の添加が必要であるが、0.
08％を越えて添加すると、狙いとするＣａＯの生成量が
減少するために、その上限を0.08％とする。 Ｎ：ＡｌＮとして結晶粒の細粒化に寄与するために、0.
002 ％以上の添加が必要であるが、過剰な添加は、粗大
なＡｌＮの生成を招き靭性を阻害するのでその上限を0.
006 ％とする。 Ca：本発明にとって重要な元素であり、Ｃａを含む酸化
物が生成されるためには0.0005％以上の添加が必要であ
るが、0.005 ％を越えて添加されるとカルシウムアルミ
ネートがほとんど液体介在物となってしまう傾向があ
り、好ましい微細分散した介在物が生成しない。そのた
めに、上限を0.0050％とする。以上のような成分系を有
するスラブ及び鋼（鋼板等）には、脱酸生成物として、
カルシウムアルミネートやＣａＯの脱酸生成物やＣａＳ
などの硫化物が存在している。
0.02％以上の添加が必要であるが、0.10％を越えて添加
すると、靭性の低下を招くので、その上限を0.10％とす
る。 Si：強度上昇および脱酸に寄与するので、0.10％以上添
加されるが、過剰の添加は、焼戻し感受性を増加させる
ので、その上限を0.5 ％とする。 Mn：強度上昇に寄与するために、0.2 ％以上添加する必
要があるが、過剰の添加は、焼戻し脆化感受性の増大を
招き、靭性を低下させるので、その上限を1.0％とす
る。 Ｐ：焼戻し脆化感受性に対し有害な元素であり、その上
限を0.01％とする。 Ｓ：CaS の生成に対し、必要な元素であり、0.0005％以
上添加する必要があるが、0.003%を越えて添加するとMn
S の増加を招くのでその上限を0.003%とする。 Ni：靭性の改善および強度確保に必要な元素であり、Ｌ
ＮＧ用鋼材としての靭性を確保するためには、7.5 ％以
上の添加を必要とするが、10％を越える添加はその効果
が飽和し、コスト増加を招くのでその上限を10.0％とす
る。 Al：脱酸材として0.01％以上の添加が必要であるが、0.
08％を越えて添加すると、狙いとするＣａＯの生成量が
減少するために、その上限を0.08％とする。 Ｎ：ＡｌＮとして結晶粒の細粒化に寄与するために、0.
002 ％以上の添加が必要であるが、過剰な添加は、粗大
なＡｌＮの生成を招き靭性を阻害するのでその上限を0.
006 ％とする。 Ca：本発明にとって重要な元素であり、Ｃａを含む酸化
物が生成されるためには0.0005％以上の添加が必要であ
るが、0.005 ％を越えて添加されるとカルシウムアルミ
ネートがほとんど液体介在物となってしまう傾向があ
り、好ましい微細分散した介在物が生成しない。そのた
めに、上限を0.0050％とする。以上のような成分系を有
するスラブ及び鋼（鋼板等）には、脱酸生成物として、
カルシウムアルミネートやＣａＯの脱酸生成物やＣａＳ
などの硫化物が存在している。
【００１２】図１は、0.05C-0.15Si-0.65Mn-0.003P-0.0
01S-9.15Ni-0.014Alなる組成を含有する板厚２０ｍｍの
９％Ｎｉ鋼において、８００℃から焼入れした後、横軸
に示す温度で焼戻した時の−１９６℃におけるシャルピ
ー値（靭性）を縦軸に表したものを示す。なお、それぞ
れは、含有する介在物（ＣａＯ、カルシウムアルミネー
ト及びＣａＳ）個数を変化させてある。これから明らか
なように、１ｍｍ2 当たりの個数が１５×１０3 より小
さい場合、５５０℃以下で焼き戻した時の靭性低下が顕
著になるが、個数が４０×１０3 以上大きな場合、５０
０℃焼戻しでも靭性は著しく高い値を示す。この図１か
ら、顕著な効果を表す下限条件としては、介在物個数が
１ｍｍ2 あたり、４０×１０3 個以上必要であるとし
た。図中の数字は、１ｍｍ2 面積当たりの介在物（Ｃａ
Ｏ、カルシウムアルミネート及びＣａＳ）個数を示す。
なお、介在物平均粒径は、０．０８〜０．２８μｍであ
った。
01S-9.15Ni-0.014Alなる組成を含有する板厚２０ｍｍの
９％Ｎｉ鋼において、８００℃から焼入れした後、横軸
に示す温度で焼戻した時の−１９６℃におけるシャルピ
ー値（靭性）を縦軸に表したものを示す。なお、それぞ
れは、含有する介在物（ＣａＯ、カルシウムアルミネー
ト及びＣａＳ）個数を変化させてある。これから明らか
なように、１ｍｍ2 当たりの個数が１５×１０3 より小
さい場合、５５０℃以下で焼き戻した時の靭性低下が顕
著になるが、個数が４０×１０3 以上大きな場合、５０
０℃焼戻しでも靭性は著しく高い値を示す。この図１か
ら、顕著な効果を表す下限条件としては、介在物個数が
１ｍｍ2 あたり、４０×１０3 個以上必要であるとし
た。図中の数字は、１ｍｍ2 面積当たりの介在物（Ｃａ
Ｏ、カルシウムアルミネート及びＣａＳ）個数を示す。
なお、介在物平均粒径は、０．０８〜０．２８μｍであ
った。
【００１３】このような条件を満足するためには、各介
在物の粒子が或る程度小さくないと多量に分散できな
い。検討によれば、その介在物の平均粒子径が０．５μ
ｍ以下であれば、所定の個数を確保できる可能性がある
が、これより介在物径が大きくなると、靭性を阻害する
ので、結局介在物の平均粒子として０．５μｍ以下を上
限値とする。
在物の粒子が或る程度小さくないと多量に分散できな
い。検討によれば、その介在物の平均粒子径が０．５μ
ｍ以下であれば、所定の個数を確保できる可能性がある
が、これより介在物径が大きくなると、靭性を阻害する
ので、結局介在物の平均粒子として０．５μｍ以下を上
限値とする。
【００１４】なお、本発明で規定した介在物の分散状態
は、抽出レプリカを作成した後、透過型電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）にて１００００〜５００００倍程度の倍率で測定
される。その場合の介在物の同定は、１０００μｍ2 程
度の視野において、判別した介在物において、ＴＥＭ付
属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成
分析により実施され、場合によっては、電子線回折によ
り結晶構造を解析しても良い。
は、抽出レプリカを作成した後、透過型電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）にて１００００〜５００００倍程度の倍率で測定
される。その場合の介在物の同定は、１０００μｍ2 程
度の視野において、判別した介在物において、ＴＥＭ付
属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成
分析により実施され、場合によっては、電子線回折によ
り結晶構造を解析しても良い。
【００１５】このようにして得られた介在物について、
観察合計が２０個以上について、その平均粒径として、
円相当径を平均化し、平均粒子径とし、観察視野数から
計算できる総観察面積に対して、観察された個数の総量
を計算し、１ｍｍ2 に換算することで、１平方ｍｍ2 当
たりの粒子数を求めた。
観察合計が２０個以上について、その平均粒径として、
円相当径を平均化し、平均粒子径とし、観察視野数から
計算できる総観察面積に対して、観察された個数の総量
を計算し、１ｍｍ2 に換算することで、１平方ｍｍ2 当
たりの粒子数を求めた。
【００１６】さらに、本発明では、ＭｏおよびＣｒを選
択的に添加することができる。 Ｍｏ：強度を改善する元素であると同時に、焼戻し脆化
を抑制することができるために、０．０５％以上添加し
ても良いが、過剰な添加は過度の強度上昇を招き、かつ
溶接部の靭性を低下させるのでその上限を０．５％とす
る。 Ｃｒ：強度を改善する元素であるが、０．０５％の添加
でその効果を発揮するが、０．５％を越えて添加すると
溶接部の靭性を阻害するので、その上限を０．５％とす
る。
択的に添加することができる。 Ｍｏ：強度を改善する元素であると同時に、焼戻し脆化
を抑制することができるために、０．０５％以上添加し
ても良いが、過剰な添加は過度の強度上昇を招き、かつ
溶接部の靭性を低下させるのでその上限を０．５％とす
る。 Ｃｒ：強度を改善する元素であるが、０．０５％の添加
でその効果を発揮するが、０．５％を越えて添加すると
溶接部の靭性を阻害するので、その上限を０．５％とす
る。
【００１７】以上のように製造されたスラブは、通常の
熱間圧延工程を経て所定の板厚を有する鋼板として圧延
される。この時、偏析拡散の意味から通常の温度以上の
スラブ加熱温度を選択しても結晶粒の粗大化が起こら
ず、靭性の低下が小さい。この場合、現在まで開示され
ている靭性を向上させる圧延方法や、圧延後の加速冷却
を適用しても何ら発明の効果を妨げるものではない。ま
た、その後の熱処理については、通常実施される焼入れ
および焼戻し処理だけでなく、靭性を向上させると言わ
れる焼入れ、中間焼入れおよび焼戻し処理を適用しても
何ら差し支えない。
熱間圧延工程を経て所定の板厚を有する鋼板として圧延
される。この時、偏析拡散の意味から通常の温度以上の
スラブ加熱温度を選択しても結晶粒の粗大化が起こら
ず、靭性の低下が小さい。この場合、現在まで開示され
ている靭性を向上させる圧延方法や、圧延後の加速冷却
を適用しても何ら発明の効果を妨げるものではない。ま
た、その後の熱処理については、通常実施される焼入れ
および焼戻し処理だけでなく、靭性を向上させると言わ
れる焼入れ、中間焼入れおよび焼戻し処理を適用しても
何ら差し支えない。
【００１８】
【実施例】次に、本発明の実施例を示す。第１表は実験
に供した鋼の化学成分を示したもの、第２表はそれを用
いて鋼板を製造した時の製造条件と母材の衝撃特性を示
したものである。第２表より、本発明範囲内の供試鋼
（鋼：A,B,C,D ）を用いた鋼（番号：１〜７）は、すべ
ての製造条件において、−196 ℃におけるシャルピー吸
収エネルギーが２００Ｊ以上の高い値を示している。そ
れに対し、本発明範囲を逸脱している鋼はすべて２００
Ｊ未満の低い吸収エネルギーを示す。すなわち、鋼８、
９は本発明範囲の中で、Ｃ量が上限を越えている例であ
る。同じように、鋼１０は、Ｓｉが、鋼１１はＭｎが、
さらに鋼１２はＰがそれぞれ本発明範囲の上限を越えて
いる例である。さらに、鋼１３はＳが本発明の下限に満
たない量が添加されている例であり、その結果介在物の
個数が、３５×１０3個／ｍｍ2 と少ない。鋼１４はＡ
ｌが、本発明の上限を越えて添加されたもので、介在物
の平均粒子径も１．３３μｍと大きくしかも個数も５×
１０3 個／ｍｍ 2 と少ない。鋼１５はＮｉが下限に満た
ない例である。最後に、鋼１６はＣａの範囲がその下限
に達していない例であり、やはり介在物平均粒径および
個数が３．７５μｍおよび０．５×１０3 個／ｍｍ2 と
本発明範囲に達していない。
に供した鋼の化学成分を示したもの、第２表はそれを用
いて鋼板を製造した時の製造条件と母材の衝撃特性を示
したものである。第２表より、本発明範囲内の供試鋼
（鋼：A,B,C,D ）を用いた鋼（番号：１〜７）は、すべ
ての製造条件において、−196 ℃におけるシャルピー吸
収エネルギーが２００Ｊ以上の高い値を示している。そ
れに対し、本発明範囲を逸脱している鋼はすべて２００
Ｊ未満の低い吸収エネルギーを示す。すなわち、鋼８、
９は本発明範囲の中で、Ｃ量が上限を越えている例であ
る。同じように、鋼１０は、Ｓｉが、鋼１１はＭｎが、
さらに鋼１２はＰがそれぞれ本発明範囲の上限を越えて
いる例である。さらに、鋼１３はＳが本発明の下限に満
たない量が添加されている例であり、その結果介在物の
個数が、３５×１０3個／ｍｍ2 と少ない。鋼１４はＡ
ｌが、本発明の上限を越えて添加されたもので、介在物
の平均粒子径も１．３３μｍと大きくしかも個数も５×
１０3 個／ｍｍ 2 と少ない。鋼１５はＮｉが下限に満た
ない例である。最後に、鋼１６はＣａの範囲がその下限
に達していない例であり、やはり介在物平均粒径および
個数が３．７５μｍおよび０．５×１０3 個／ｍｍ2 と
本発明範囲に達していない。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【発明の効果】本発明により、高生産性な９％Ｎｉ鋼の
製造が可能になり、本鋼板を適用することで、ＬＮＧタ
ンクなどの脆性破壊に対する抵抗性が飛躍的に高まり、
地震時などの構造物の安全性が向上する。
製造が可能になり、本鋼板を適用することで、ＬＮＧタ
ンクなどの脆性破壊に対する抵抗性が飛躍的に高まり、
地震時などの構造物の安全性が向上する。
【図１】第１図は、焼戻し後の靭性に及ぼす介在物個数
の影響を示す説明図。
の影響を示す説明図。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％として、Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｓｉ：０．１〜０．５％Ｍｎ：０．２〜１．０％Ｐ≦
０．０１％Ｓ：０．０００５〜０．００３％Ｎｉ：７．
５〜１０．０％Ａｌ：０．０１〜０．０８％Ｎ：０．０
０２〜０．００６％Ｃａ：０．０００５〜０．００５０
％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、か
つ鋼中に平均粒子径が０．５μｍ以下のＣａＯ、カルシ
ウムアルミネートおよびＣａＳが合計して１平方ｍｍ2
当たり４０×１０3 個以上分散して存在することを特徴
とする高靭性９％Ｎｉ鋼。 - 【請求項２】重量％として、Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｃｒ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項１記載の高靭性９％Ｎｉ
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000194007A JP2002012950A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 高靭性９％Ｎｉ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000194007A JP2002012950A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 高靭性９％Ｎｉ鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002012950A true JP2002012950A (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=18692904
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000194007A Withdrawn JP2002012950A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 高靭性９％Ｎｉ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002012950A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023016219A1 (zh) * | 2021-08-10 | 2023-02-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种高强韧冷作模具钢及其制备方法 |
-
2000
- 2000-06-28 JP JP2000194007A patent/JP2002012950A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2023016219A1 (zh) * | 2021-08-10 | 2023-02-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种高强韧冷作模具钢及其制备方法 |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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