JP2002012951A - 応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼 - Google Patents
応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼Info
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- JP2002012951A JP2002012951A JP2000194008A JP2000194008A JP2002012951A JP 2002012951 A JP2002012951 A JP 2002012951A JP 2000194008 A JP2000194008 A JP 2000194008A JP 2000194008 A JP2000194008 A JP 2000194008A JP 2002012951 A JP2002012951 A JP 2002012951A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 液化天然ガスの液化装置などに使用される板
厚５０ｍｍ以上の９％Ｎｉ鋼において、応力除去焼鈍後
の溶接部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％、Ｓ
ｉ：0.10％未満、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％、さらに、Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、Ｃｒ：0.05〜0.
5 ％の１種また２種以上を含有し、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0.5 μｍ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３５×１０3個以上分散して
存在することを特徴とする応力除去焼鈍後の溶接部靭性
に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼。
厚５０ｍｍ以上の９％Ｎｉ鋼において、応力除去焼鈍後
の溶接部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％、Ｓ
ｉ：0.10％未満、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％、さらに、Ｍｏ：0.05〜0.5 ％、Ｃｒ：0.05〜0.
5 ％の１種また２種以上を含有し、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0.5 μｍ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３５×１０3個以上分散して
存在することを特徴とする応力除去焼鈍後の溶接部靭性
に優れた厚肉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）の液化装置などに使用される板厚５０ｍｍ
以上の９％Ｎｉ鋼において、応力除去焼鈍（ＳＲと略
す）後の溶接部の靭性を改善する技術を提供する。
ＮＧと略す）の液化装置などに使用される板厚５０ｍｍ
以上の９％Ｎｉ鋼において、応力除去焼鈍（ＳＲと略
す）後の溶接部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、それに伴ない液化装置用圧力容器
などに使用される厚肉９％Ｎｉ鋼の使用が増加してい
る。従来これらは鍛鋼などで製造されてきたが、製造コ
ストの低減を狙い、鋼板化が検討されている。９％Ｎｉ
鋼板は、従来、主としてＬＮＧタンクなどの分野に適用
され、溶接部の靭性の優れた９％Ｎｉ鋼の製造方法など
が提案されているが、これらの技術は溶接後、ＳＲ処理
が適用されない状態での使用を前提にしており、ＳＲ後
の溶接部の靭性向上に課題があった。
需要が増大しており、それに伴ない液化装置用圧力容器
などに使用される厚肉９％Ｎｉ鋼の使用が増加してい
る。従来これらは鍛鋼などで製造されてきたが、製造コ
ストの低減を狙い、鋼板化が検討されている。９％Ｎｉ
鋼板は、従来、主としてＬＮＧタンクなどの分野に適用
され、溶接部の靭性の優れた９％Ｎｉ鋼の製造方法など
が提案されているが、これらの技術は溶接後、ＳＲ処理
が適用されない状態での使用を前提にしており、ＳＲ後
の溶接部の靭性向上に課題があった。
【０００３】近年では、タンクの大型化に伴ない、厚肉
９％Ｎｉ鋼の製造方法や、溶接部の靭性の優れた９％Ｎ
ｉ鋼あるいは、製造方法が提案されている。例えば、特
開平０６−１８４６３０号公報には、Ｓｉ：０．１０％
以下を含有する９％Ｎｉ鋼スラブを加熱後、７００〜９
００℃での累積圧下率を２０〜９０％の熱間圧延を施
し、その後、Ａｃ3 変態点〜８５０℃の間に加熱して冷
却する焼入れ処理を施し、焼き戻すことを特徴とする肉
厚が４０ｍｍ以上の低温靭性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の
製造法が開示されており、圧延および熱処理工程を工夫
することで、厚肉材の製造法を工夫している。
９％Ｎｉ鋼の製造方法や、溶接部の靭性の優れた９％Ｎ
ｉ鋼あるいは、製造方法が提案されている。例えば、特
開平０６−１８４６３０号公報には、Ｓｉ：０．１０％
以下を含有する９％Ｎｉ鋼スラブを加熱後、７００〜９
００℃での累積圧下率を２０〜９０％の熱間圧延を施
し、その後、Ａｃ3 変態点〜８５０℃の間に加熱して冷
却する焼入れ処理を施し、焼き戻すことを特徴とする肉
厚が４０ｍｍ以上の低温靭性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の
製造法が開示されており、圧延および熱処理工程を工夫
することで、厚肉材の製造法を工夫している。
【０００４】あるいは、特開平０４−３７１５２０号公
報には、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．０４〜０．
５％を含有する９％Ｎｉ鋼スラブを８５０〜１２００℃
に加熱し、７００〜８５０℃での累積圧下率が３０〜８
０％の熱間圧延を施し、その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点
の間に加熱して冷却する焼入れ処理、その後焼き戻すこ
とを特徴とする肉厚が４０ｍｍ以上の母材および溶接熱
影響部の靭性のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の
製造法が記載されている。さらに、特開平６−８８１６
５号公報には、Ａｌ：０．０１％以下を特徴とする溶接
部靭性の優れた９％Ｎｉ鋼が開示されている。しかしな
がら、これらの方法は、確かに厚肉材の母材の靭性を改
善したり、あるいは、ＬＮＧタンク用鋼として、溶接ま
までは、優れた溶接部靭性を提供する発明ではあるが、
ＳＲ後の溶接部の靭性低下を防ぐことはできず、ＳＲが
必要な圧力容器用の厚肉９％Ｎｉ鋼としての適用はでき
ないのが現状である。
報には、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．０４〜０．
５％を含有する９％Ｎｉ鋼スラブを８５０〜１２００℃
に加熱し、７００〜８５０℃での累積圧下率が３０〜８
０％の熱間圧延を施し、その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点
の間に加熱して冷却する焼入れ処理、その後焼き戻すこ
とを特徴とする肉厚が４０ｍｍ以上の母材および溶接熱
影響部の靭性のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の
製造法が記載されている。さらに、特開平６−８８１６
５号公報には、Ａｌ：０．０１％以下を特徴とする溶接
部靭性の優れた９％Ｎｉ鋼が開示されている。しかしな
がら、これらの方法は、確かに厚肉材の母材の靭性を改
善したり、あるいは、ＬＮＧタンク用鋼として、溶接ま
までは、優れた溶接部靭性を提供する発明ではあるが、
ＳＲ後の溶接部の靭性低下を防ぐことはできず、ＳＲが
必要な圧力容器用の厚肉９％Ｎｉ鋼としての適用はでき
ないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
低温靭性を要求される厚肉圧力容器用低温用鋼における
ＳＲ後の靭性を改善した鋼を提供するものである。
低温靭性を要求される厚肉圧力容器用低温用鋼における
ＳＲ後の靭性を改善した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：０．１０％未満 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３５×１０3 個以上分散して存在することを特徴と
する応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉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）記載の応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉
９％Ｎｉ鋼、である。
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３５×１０3 個以上分散して存在することを特徴と
する応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉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）記載の応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉
９％Ｎｉ鋼、である。
【０００７】
【発明の実施の形態】一般に低合金鋼において、溶接部
をＳＲすると溶接ＨＡＺ組織中の析出物等が粗大化し、
靭性が著しく低下する。９％Ｎｉ鋼では、このような析
出物の一部生成に加えて、 1)溶接により生成した比較的微細なオーステナイトの粗
大化、 2)低温焼戻し脆化、 により靭性が大きく低下する。特に、1)については、９
％Ｎｉ鋼特有の現象である。発明者らは、特にこの1)に
よる脆化を回避するために、９％Ｎｉ鋼の溶接部におい
て、結晶粒を微細する方法を見出した。
をＳＲすると溶接ＨＡＺ組織中の析出物等が粗大化し、
靭性が著しく低下する。９％Ｎｉ鋼では、このような析
出物の一部生成に加えて、 1)溶接により生成した比較的微細なオーステナイトの粗
大化、 2)低温焼戻し脆化、 により靭性が大きく低下する。特に、1)については、９
％Ｎｉ鋼特有の現象である。発明者らは、特にこの1)に
よる脆化を回避するために、９％Ｎｉ鋼の溶接部におい
て、結晶粒を微細する方法を見出した。
【０００８】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。これらの介在
物は、母材の靭性だけでなく、溶接部でも悪影響をもた
らすことが知られている。
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。これらの介在
物は、母材の靭性だけでなく、溶接部でも悪影響をもた
らすことが知られている。
【０００９】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Ａｌ2
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Ａｌ2
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。
【００１０】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でも変化しな
い。発明者らは、このような微細な介在物を含有する９
％Ｎｉ鋼の溶接部においてＳＲ後の特性を調査した結
果、靭性の低下が極めて少ないことを見出した。
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でも変化しな
い。発明者らは、このような微細な介在物を含有する９
％Ｎｉ鋼の溶接部においてＳＲ後の特性を調査した結
果、靭性の低下が極めて少ないことを見出した。
【００１１】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。
【００１２】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：添加されるとＳＲ時の焼戻し脆化感受性を助長する
ために、できるだけ、低いことが望ましい。0.1 ％以上
添加されるとＳＲ後の靭性を低下させるので、その上限
を0.1 ％未満に制限する。 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％を越えるの添加はその効
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Ｃａ
Ｏ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：添加されるとＳＲ時の焼戻し脆化感受性を助長する
ために、できるだけ、低いことが望ましい。0.1 ％以上
添加されるとＳＲ後の靭性を低下させるので、その上限
を0.1 ％未満に制限する。 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％を越えるの添加はその効
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Ｃａ
Ｏの脱酸生成物やＣａＳなどの硫化物が存在している。
【００１３】図１は、0.05C-0.15Si-0.65Mn-0.003P-0.0
01S-9.15Ni-0.014Alなる組成を有する９％Ｎｉ鋼を用
い、Ｃａ添加量を変化させて、介在物状態を変えた鋼に
おいて、溶接後、横軸で示した温度でにより１２０分Ｓ
Ｒを実施し、その後炉冷した時の靭性を溶接まま材から
の靭性低下代として軸に示したものである。図中の数字
は、１ｍｍ2 面積当たりの介在物（ＣａＯ、 カルシウム
アルミネートおよびＣａＳの合計）個数を示す。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、３５×１０3 個以上必要であると
した。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０．５μｍ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。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およびＣａＳの合計）個数
を示す。なお、介在物平均粒径は、０．０４〜０．３２
μｍであった。
01S-9.15Ni-0.014Alなる組成を有する９％Ｎｉ鋼を用
い、Ｃａ添加量を変化させて、介在物状態を変えた鋼に
おいて、溶接後、横軸で示した温度でにより１２０分Ｓ
Ｒを実施し、その後炉冷した時の靭性を溶接まま材から
の靭性低下代として軸に示したものである。図中の数字
は、１ｍｍ2 面積当たりの介在物（ＣａＯ、 カルシウム
アルミネートおよびＣａＳの合計）個数を示す。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、３５×１０3 個以上必要であると
した。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０．５μｍ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。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およびＣａＳの合計）個数
を示す。なお、介在物平均粒径は、０．０４〜０．３２
μｍであった。
【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溶接後、５５０℃で
１20分間ＳＲ処理を実施した後、シャルピー試験片を採
取し、溶接ままでの−196℃における吸収エネルギーと
ＳＲ後の吸収エネルギーの差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の差は約５
０Ｊ以下と溶接ままに対しその低下が小さいことが分か
る。それに対し、本発明範囲を逸脱している鋼はすべて
８０Ｊ以上とその低下が大きい。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
例であり、いずれも靭性の低下が大きい。さらに、鋼１
３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Ａｌ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１．３３μ
ｍと大きくしかも個数も５×１０3 個／ｍｍ2 と少な
い。鋼１５はＮｉがそれぞれ上限を越えている例であ
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溶接後、５５０℃で
１20分間ＳＲ処理を実施した後、シャルピー試験片を採
取し、溶接ままでの−196℃における吸収エネルギーと
ＳＲ後の吸収エネルギーの差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の差は約５
０Ｊ以下と溶接ままに対しその低下が小さいことが分か
る。それに対し、本発明範囲を逸脱している鋼はすべて
８０Ｊ以上とその低下が大きい。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
例であり、いずれも靭性の低下が大きい。さらに、鋼１
３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Ａｌ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１．３３μ
ｍと大きくしかも個数も５×１０3 個／ｍｍ2 と少な
い。鋼１５はＮｉがそれぞれ上限を越えている例であ
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、ＬＮＧの液化装置などの
建造に際し、ＳＲ後の靭性が優れた本発明に開示されて
いる厚肉９％Ｎｉ鋼を適用することで、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。
建造に際し、ＳＲ後の靭性が優れた本発明に開示されて
いる厚肉９％Ｎｉ鋼を適用することで、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】ＳＲ温度とＳＲによる溶接部靭性低下代との関
係を示す説明図。
係を示す説明図。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％として、Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｓｉ：０．１０％未満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３５×１０3 個以上分散して存在することを特徴とす
る応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉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記載の応力除去焼鈍後の
溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000194008A JP2002012951A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000194008A JP2002012951A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002012951A true JP2002012951A (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=18692905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000194008A Withdrawn JP2002012951A (ja) | 2000-06-28 | 2000-06-28 | 応力除去焼鈍後の溶接部靭性に優れた厚肉９％Ｎｉ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002012951A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007080645A1 (ja) * | 2006-01-13 | 2007-07-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼 |
| CN102586696A (zh) * | 2012-03-14 | 2012-07-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 应用于深冷环境的7Ni钢及其制备工艺 |
| JP5059244B1 (ja) * | 2011-09-28 | 2012-10-24 | 新日本製鐵株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
| WO2021212581A1 (zh) * | 2020-04-24 | 2021-10-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高磷铁水生产镍系钢的方法 |
-
2000
- 2000-06-28 JP JP2000194008A patent/JP2002012951A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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