JP2002129280A - 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 - Google Patents
低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法Info
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- JP2002129280A JP2002129280A JP2001278315A JP2001278315A JP2002129280A JP 2002129280 A JP2002129280 A JP 2002129280A JP 2001278315 A JP2001278315 A JP 2001278315A JP 2001278315 A JP2001278315 A JP 2001278315A JP 2002129280 A JP2002129280 A JP 2002129280A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 各種低温貯槽に使用される鋼材の規格強度を
満足させながら、かつ、設計温度以下でのCTOD値 0.2mm
以上の溶接部靱性を実現できる低温用Ni含有鋼とその製
造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.5 〜1.5 ％、Ni：1.5 〜9.5 ％、Mo：0.02〜0.08％、
Al：0.05％以下、かつ、Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％、
残部Feおよび不可避的不純物。焼入れ、焼戻しを行い、
必要により三段焼入れ法によってもよい。さらに組織の
細粒化を図るためには、750 〜850 ℃での累積圧下率が
50％以上となるように熱間圧延した後に、２℃/s以上の
冷却速度で冷却を行い、400 ℃以上で冷却を停止する。
あるいは400 ℃以下まで冷却した後、Ac1 点以下で焼戻
しを行う。
満足させながら、かつ、設計温度以下でのCTOD値 0.2mm
以上の溶接部靱性を実現できる低温用Ni含有鋼とその製
造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.5 ％以下、Mn：
0.5 〜1.5 ％、Ni：1.5 〜9.5 ％、Mo：0.02〜0.08％、
Al：0.05％以下、かつ、Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％、
残部Feおよび不可避的不純物。焼入れ、焼戻しを行い、
必要により三段焼入れ法によってもよい。さらに組織の
細粒化を図るためには、750 〜850 ℃での累積圧下率が
50％以上となるように熱間圧延した後に、２℃/s以上の
冷却速度で冷却を行い、400 ℃以上で冷却を停止する。
あるいは400 ℃以下まで冷却した後、Ac1 点以下で焼戻
しを行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低温用Ni含有鋼、
特にＬＰＧ、ＬＮＧなどの低温貯槽タンク用含Ni鋼とそ
の製造方法に関するものである。
特にＬＰＧ、ＬＮＧなどの低温貯槽タンク用含Ni鋼とそ
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＬＰＧ、ＬＮＧなどの低温貯槽タンクを
製造するための低温用鋼には、安全性確保の面から優れ
た破壊靱性が要求される。例えば、ＬＮＧタンクに使用
される９％Ni鋼（本明細書では特にことわりがない限り
「％」は「質量％」を意味するものとする）において
は、ＬＮＧ温度 (−165 ℃) における母材および溶接継
手の脆性破壊伝播停止特性 (以下、アレスト特性とい
う) などが求められる。
製造するための低温用鋼には、安全性確保の面から優れ
た破壊靱性が要求される。例えば、ＬＮＧタンクに使用
される９％Ni鋼（本明細書では特にことわりがない限り
「％」は「質量％」を意味するものとする）において
は、ＬＮＧ温度 (−165 ℃) における母材および溶接継
手の脆性破壊伝播停止特性 (以下、アレスト特性とい
う) などが求められる。
【０００３】これに対し、従来技術においてはＰ、Ｓを
はじめとする不純物の低減、Ｃの低減、３段熱処理法
[焼入(Q) 、２相域焼入(L) 、焼戻(T)]など種々の改善
が行われてきた。一方で、含Ni鋼における強度、靱性向
上に有効な合金元素としてMoの添加が検討されてきた。
はじめとする不純物の低減、Ｃの低減、３段熱処理法
[焼入(Q) 、２相域焼入(L) 、焼戻(T)]など種々の改善
が行われてきた。一方で、含Ni鋼における強度、靱性向
上に有効な合金元素としてMoの添加が検討されてきた。
【０００４】このような従来技術の状況を特許公報を基
に概括すると次の通りである。まず、特公昭60−9568号
公報には、Mo≧(Ni+Cr+Mn)/50 に規定した鋼材が開示さ
れている。
に概括すると次の通りである。まず、特公昭60−9568号
公報には、Mo≧(Ni+Cr+Mn)/50 に規定した鋼材が開示さ
れている。
【０００５】特公昭53−41614 号公報では、任意元素と
してMo：0.01〜0.50％添加した熱延コイルを開示してい
る。特開昭53−97917 号公報では、Mo：0.05〜１％ (た
だし、Cr＋1.3 Mo：0.3 〜1.5 ％) のＮ−Ｔ鋼が開示さ
れている。
してMo：0.01〜0.50％添加した熱延コイルを開示してい
る。特開昭53−97917 号公報では、Mo：0.05〜１％ (た
だし、Cr＋1.3 Mo：0.3 〜1.5 ％) のＮ−Ｔ鋼が開示さ
れている。
【０００６】特公平４−9861号公報では、低Mn系に任意
元素としてMo：0.02〜0.40％を添加した鋼材が開示され
ている。特開平４−371520号公報では、Mo：0.04〜0.5
％添加した３段熱処理法(QLT)または直接焼入−２相焼
入法(DQ-LT) 法にて製造した板厚40mm以上の９Ni鋼が開
示されている。
元素としてMo：0.02〜0.40％を添加した鋼材が開示され
ている。特開平４−371520号公報では、Mo：0.04〜0.5
％添加した３段熱処理法(QLT)または直接焼入−２相焼
入法(DQ-LT) 法にて製造した板厚40mm以上の９Ni鋼が開
示されている。
【０００７】特開平６−184630号公報では、上記と同じ
焼入焼戻法(QT)または直接焼入−焼戻法(DQ-T)法による
40mm以上の９Ni鋼の製造方法が開示されている。特公昭
57−21022 号公報および同57−21024 号公報では、Mo：
0.1 〜0.5 ％の鋳鋼の製造技術が開示されている。
焼入焼戻法(QT)または直接焼入−焼戻法(DQ-T)法による
40mm以上の９Ni鋼の製造方法が開示されている。特公昭
57−21022 号公報および同57−21024 号公報では、Mo：
0.1 〜0.5 ％の鋳鋼の製造技術が開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特に近
年に至り、溶接継手部の脆性破壊防止の観点から、溶接
継手部のCTOD特性向上が望まれ、強度の確保とともに溶
接継手靱性の確保が大きな問題となってきている。
年に至り、溶接継手部の脆性破壊防止の観点から、溶接
継手部のCTOD特性向上が望まれ、強度の確保とともに溶
接継手靱性の確保が大きな問題となってきている。
【０００９】ここに、本発明の目的は、各種低温貯槽に
使用される鋼材の規格強度を満足させながら、かつ、設
計温度以下でのCTOD値 0.2mm以上の溶接部靱性を実現で
きる低温用Ni含有鋼とその製造方法を提供することであ
る。
使用される鋼材の規格強度を満足させながら、かつ、設
計温度以下でのCTOD値 0.2mm以上の溶接部靱性を実現で
きる低温用Ni含有鋼とその製造方法を提供することであ
る。
【００１０】
【課題を解決するための手段】そこで、このような観点
から上述の従来技術を検討すると、いずれの技術も製造
事例としてはMo＞0.1%のものが主体であり、Moの下限を
0.05％程度に規定しているものについても限定理由は極
めてあいまいなものとなっている。
から上述の従来技術を検討すると、いずれの技術も製造
事例としてはMo＞0.1%のものが主体であり、Moの下限を
0.05％程度に規定しているものについても限定理由は極
めてあいまいなものとなっている。
【００１１】ここで、従来技術には靱性確保の点で難が
あった理由として、Moの添加は、強度向上に有効である
が、Mo＞0.1 ％の添加は母材および溶接継手部の靱性の
劣化もそれに伴って生じることによるものとの知見を得
た。
あった理由として、Moの添加は、強度向上に有効である
が、Mo＞0.1 ％の添加は母材および溶接継手部の靱性の
劣化もそれに伴って生じることによるものとの知見を得
た。
【００１２】本発明者らは、Mo添加の影響をさらに詳細
に検討した結果、従来ほとんど影響はないとみられてい
た0.1 ％未満のMo添加が含Ni低温用鋼の特性改善に非常
に有効であり、さらに脱酸元素であるSi、Al、ならびに
鋼材特性に大きな影響を与えるＣとともにMo添加の影響
を調査したところ、各々の寄与を考えて４元素の総和を
低く押さえることが必要であることを見い出し、本発明
に至った。
に検討した結果、従来ほとんど影響はないとみられてい
た0.1 ％未満のMo添加が含Ni低温用鋼の特性改善に非常
に有効であり、さらに脱酸元素であるSi、Al、ならびに
鋼材特性に大きな影響を与えるＣとともにMo添加の影響
を調査したところ、各々の寄与を考えて４元素の総和を
低く押さえることが必要であることを見い出し、本発明
に至った。
【００１３】すなわち、図１および図２に９％Ni鋼の母
材強度および靱性に及ぼす微量Mo添加の影響を、図３に
溶接継手部のCTOD特性に及ぼす微量Mo添加の影響を各々
示す。いずれも供試の９％Ni鋼の基本組成はＣ：0.05
％、Si：0.25％、Mn：0.65％、Ni：9.0 ％、Al：0.035
％、残部Feおよび不可避不純物である。
材強度および靱性に及ぼす微量Mo添加の影響を、図３に
溶接継手部のCTOD特性に及ぼす微量Mo添加の影響を各々
示す。いずれも供試の９％Ni鋼の基本組成はＣ：0.05
％、Si：0.25％、Mn：0.65％、Ni：9.0 ％、Al：0.035
％、残部Feおよび不可避不純物である。
【００１４】ここに、図１は、YP、TSに及ぼすMo含有量
の影響を示すグラフであり、図中、Mo添加量の増大に伴
ってYP、TSともに増加している。図２は、３面スリット
シャルピーの延性破面率 (−196 ℃) に及ぼすMo含有量
の影響を示すグラフであり、Mo：0.02〜0.08％に極大範
囲を有している。
の影響を示すグラフであり、図中、Mo添加量の増大に伴
ってYP、TSともに増加している。図２は、３面スリット
シャルピーの延性破面率 (−196 ℃) に及ぼすMo含有量
の影響を示すグラフであり、Mo：0.02〜0.08％に極大範
囲を有している。
【００１５】図３は、溶接継手部の限界CTOD値 (−196
℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフであり、図２
の場合と同様にMo：0.02〜0.08％の範囲に極大値がみら
れる。
℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフであり、図２
の場合と同様にMo：0.02〜0.08％の範囲に極大値がみら
れる。
【００１６】これらより、QLT を行った板厚50mmの９％
Ni鋼 (Ｃ＝0.05％) において0.1 ％のMo添加にて約80MP
a の強度上昇があり、特に0.02％Moの微量添加にても30
MPa以上強度が上昇すること、0.08％程度のMo添加まで
母材靱性 (ここではアレスト性の指標とされる３面スリ
ットシャルピー) の劣化および溶接継手部の靱性 (ここ
では脆性破壊発生特性の指標とされるCTOD) の劣化はな
く、むしろ向上することが認められる。
Ni鋼 (Ｃ＝0.05％) において0.1 ％のMo添加にて約80MP
a の強度上昇があり、特に0.02％Moの微量添加にても30
MPa以上強度が上昇すること、0.08％程度のMo添加まで
母材靱性 (ここではアレスト性の指標とされる３面スリ
ットシャルピー) の劣化および溶接継手部の靱性 (ここ
では脆性破壊発生特性の指標とされるCTOD) の劣化はな
く、むしろ向上することが認められる。
【００１７】さらに、溶接継手部の靱性に関しては、図
４に示すように、『Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo』を0.50％以下
に押さえることで著しい向上が認められる。ここに、図
４は、9%Ni鋼の溶接継手部の限界CTOD値に及ぼすＣ、S
i、Al、Mo含有量の影響を示すグラフであり、基本組成
としてＣ：0.03〜0.18％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.65
％、Ni：9.0 ％、Al：0.01〜0.05％、残部Feおよび不可
避不純物を用い、式：Ｃ＋Si/3＋10Al＋Moの値を変化さ
せたときの限界CTOD値の変化を示す。実線のグラフ参
照。比較のために上述の基本組成でMn＝1.65％としたと
きの同じく限界CTOD値の変化を点線で示す。
４に示すように、『Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo』を0.50％以下
に押さえることで著しい向上が認められる。ここに、図
４は、9%Ni鋼の溶接継手部の限界CTOD値に及ぼすＣ、S
i、Al、Mo含有量の影響を示すグラフであり、基本組成
としてＣ：0.03〜0.18％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.65
％、Ni：9.0 ％、Al：0.01〜0.05％、残部Feおよび不可
避不純物を用い、式：Ｃ＋Si/3＋10Al＋Moの値を変化さ
せたときの限界CTOD値の変化を示す。実線のグラフ参
照。比較のために上述の基本組成でMn＝1.65％としたと
きの同じく限界CTOD値の変化を点線で示す。
【００１８】このように、Mo添加は焼入性の向上および
焼戻し時の組織の微細化を通じて母材強度 (および靱
性) 向上に有効であるが、逆に硬化相 (Ｍ−Ａなど) お
よび粒界炭化物の生成をもたらし、母材および溶接継手
部の靱性低下につながる。そこで、Mo添加量を抑制 (≦
0.08％) し、かつ硬化相の生成を抑えるべく、Ｃ、Si、
Alを制御 (Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％) することによ
って、母材の強度向上と、母材および溶接継手部の靱性
改善とを同時にもたらすことが本発明において判明し
た。
焼戻し時の組織の微細化を通じて母材強度 (および靱
性) 向上に有効であるが、逆に硬化相 (Ｍ−Ａなど) お
よび粒界炭化物の生成をもたらし、母材および溶接継手
部の靱性低下につながる。そこで、Mo添加量を抑制 (≦
0.08％) し、かつ硬化相の生成を抑えるべく、Ｃ、Si、
Alを制御 (Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％) することによ
って、母材の強度向上と、母材および溶接継手部の靱性
改善とを同時にもたらすことが本発明において判明し
た。
【００１９】加えてＣ、Alを低減してMoを微量ながら添
加するという本発明にかかる製造方法は、連続鋳造時の
スラブ品質向上という効果も併せて期待できることも判
明した。
加するという本発明にかかる製造方法は、連続鋳造時の
スラブ品質向上という効果も併せて期待できることも判
明した。
【００２０】ここに、本発明は次の通りである。 (1) Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜1.
50％、Ni：1.5 〜9.5％、Mo：0.02〜0.08％、Al：0.05
％以下、かつ、Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％、残部Feお
よび不可避的不純物から成る鋼組成を有するアレスト性
および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
50％、Ni：1.5 〜9.5％、Mo：0.02〜0.08％、Al：0.05
％以下、かつ、Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo≦0.50％、残部Feお
よび不可避的不純物から成る鋼組成を有するアレスト性
および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【００２１】(2) Nb：0.02％以下、Ti：0.05％以下およ
びＶ：0.1 ％以下からなる群から選ばれた１種または２
種以上を含有する上記(1) のアレスト性および溶接部CT
OD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
びＶ：0.1 ％以下からなる群から選ばれた１種または２
種以上を含有する上記(1) のアレスト性および溶接部CT
OD特性が優れた低温用Ni含有鋼。
【００２２】(3) Ca：0.003 ％以下を含有する上記(1)
または(2) のアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた
低温用Ni含有鋼。 (4) Cu：0.5 ％以下およびCr：0.5 ％以下からなる群か
ら選ばれた１種または２種を含有する上記(1) 〜(3) の
いずれかのアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低
温用Ni含有鋼。
または(2) のアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた
低温用Ni含有鋼。 (4) Cu：0.5 ％以下およびCr：0.5 ％以下からなる群か
ら選ばれた１種または２種を含有する上記(1) 〜(3) の
いずれかのアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低
温用Ni含有鋼。
【００２３】(5) 上記(1) 〜(4) のいずれかの鋼組成を
有するスラブを、圧延後Ac3 点以上に加熱焼入後、Ac1
点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接
部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
有するスラブを、圧延後Ac3 点以上に加熱焼入後、Ac1
点以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接
部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２４】(6) 上記(1) 〜(4) のいずれかの鋼組成を
有するスラブを、熱間圧延後直ちにAr3 点以上から２℃
/s以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却した後、Ac1 点
以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部
CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
有するスラブを、熱間圧延後直ちにAr3 点以上から２℃
/s以上の冷却速度で400 ℃以下まで冷却した後、Ac1 点
以下で焼戻しを行うことによるアレスト性および溶接部
CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
【００２５】(7) 前記焼戻しに先立って Ac1 〜Ac3 点
に加熱して焼入を行う、上記(5) または(6) のアレスト
性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造
方法。
に加熱して焼入を行う、上記(5) または(6) のアレスト
性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造
方法。
【００２６】(8) 上記(1) 〜(4) のいずれかの鋼組成を
有するスラブを、熱間圧延する際に750 〜850 ℃の累積
圧下率が50％以上となるようにした後に、２℃/s以上の
冷却速度で冷却を行い、400 ℃以上で冷却を停止するこ
とによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温
用Ni含有鋼の製造方法。
有するスラブを、熱間圧延する際に750 〜850 ℃の累積
圧下率が50％以上となるようにした後に、２℃/s以上の
冷却速度で冷却を行い、400 ℃以上で冷却を停止するこ
とによるアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温
用Ni含有鋼の製造方法。
【００２７】すなわち、本発明が対象とする鋼組成にお
ける任意添加成分は、次の各群から選ばれた少なくとも
一種以上を適宜組合わせて用いることができる。 I群: Cu ：0.5 ％以下、Cr: 0.5 ％以下。
ける任意添加成分は、次の各群から選ばれた少なくとも
一種以上を適宜組合わせて用いることができる。 I群: Cu ：0.5 ％以下、Cr: 0.5 ％以下。
【００２８】II群: Nb ：0.02％以下、Ti：0.05％以
下、Ｖ：0.1 ％以下。 III群: Ca ：0.003 ％以下。
下、Ｖ：0.1 ％以下。 III群: Ca ：0.003 ％以下。
【００２９】
【発明の実施の形態】本発明において鋼組成および製造
条件を上述のように規定した理由について以下詳述す
る。
条件を上述のように規定した理由について以下詳述す
る。
【００３０】Ｃ：Ｃは低い方が靱性上は好ましいため0.
10％以下、さらに好ましくは0.06％以下とする。一方、
要求規格において異なるものの、強度確保の観点から下
限を0.03％とする。
10％以下、さらに好ましくは0.06％以下とする。一方、
要求規格において異なるものの、強度確保の観点から下
限を0.03％とする。
【００３１】Si：Siは本発明の場合、下限は設定してい
ないが、脱酸元素として、また強度確保の点からは0.10
％超の添加が望ましい。一方、多すぎると溶接継手靱性
などを劣化させるため上限を0.50％とする。好ましくは
0.25％以下が望ましい。
ないが、脱酸元素として、また強度確保の点からは0.10
％超の添加が望ましい。一方、多すぎると溶接継手靱性
などを劣化させるため上限を0.50％とする。好ましくは
0.25％以下が望ましい。
【００３２】Mn：Mnは強度および靱性向上のため0.50％
以上添加するが、多すぎると溶接性を劣化させる。ま
た、母材および溶接継手部の特性上の不均一性を助長す
ることにもつながるため上限を1.5 ％とする。好ましく
は1.0 ％以下である。
以上添加するが、多すぎると溶接性を劣化させる。ま
た、母材および溶接継手部の特性上の不均一性を助長す
ることにもつながるため上限を1.5 ％とする。好ましく
は1.0 ％以下である。
【００３３】Ni：Niは強度および靱性を同時に向上させ
る元素として貴重な添加元素であることから1.5 ％以
上、好ましくは4.0 ％以上とするが、コストアップにつ
ながるため上限を9.5 ％とする。
る元素として貴重な添加元素であることから1.5 ％以
上、好ましくは4.0 ％以上とするが、コストアップにつ
ながるため上限を9.5 ％とする。
【００３４】Mo：Moは本発明の特徴を示す元素であり、
その添加量を0.02〜0.08％に規定することで、靱性を損
わず強度を上昇させる。逆に強度一定として靱性を向上
させるためには本発明の範囲の量のMo添加を前提として
別の靱性劣化要因となる元素、例えばＣなどを下げるこ
とが可能となる。好ましいMo添加量は0.04〜0.06％であ
る。
その添加量を0.02〜0.08％に規定することで、靱性を損
わず強度を上昇させる。逆に強度一定として靱性を向上
させるためには本発明の範囲の量のMo添加を前提として
別の靱性劣化要因となる元素、例えばＣなどを下げるこ
とが可能となる。好ましいMo添加量は0.04〜0.06％であ
る。
【００３５】Al：Alも、本発明では下限を設定しない
が、脱酸元素として鋼の清浄性を確保するために0.01％
超の添加が望ましいが、多すぎると粗大なAl2O3 を生成
するかあるいは溶接継手部が劣化することから0.05％以
下とするが、低いほど継手靱性上は有利となるため、好
ましい範囲は0.025 ％以下である。また、このようにAl
の添加量を低く抑えることによってAlN 起因の連続鋳造
時のスラブ表面品質劣化を防止することができる。
が、脱酸元素として鋼の清浄性を確保するために0.01％
超の添加が望ましいが、多すぎると粗大なAl2O3 を生成
するかあるいは溶接継手部が劣化することから0.05％以
下とするが、低いほど継手靱性上は有利となるため、好
ましい範囲は0.025 ％以下である。また、このようにAl
の添加量を低く抑えることによってAlN 起因の連続鋳造
時のスラブ表面品質劣化を防止することができる。
【００３６】Ｃ＋Si/3＋10Al＋Mo：母材および溶接継手
部の靱性向上の観点から、Mo添加によって生成しやすく
なるＭ−Ａ (島状マルテンサイト) の生成を抑制する必
要があり、このためにはＣ、Si、Alの低減が必要となる
ため上記関係式の値の上限を0.50％、望ましくは0.45％
以下に規定する。
部の靱性向上の観点から、Mo添加によって生成しやすく
なるＭ−Ａ (島状マルテンサイト) の生成を抑制する必
要があり、このためにはＣ、Si、Alの低減が必要となる
ため上記関係式の値の上限を0.50％、望ましくは0.45％
以下に規定する。
【００３７】ここで、Alの係数を10としているのは、継
手靱性に対しては他元素よりも低Al化の効果が大きいこ
とを意味している。次に、本発明においては、強度上昇
のためにCuおよび／またはCr、組織微細化による靱性改
善をはかるためにNb、V 、Tiの少なくとも一種、そして
MnS の生成を防止して靱性改善をはかるためにCaを、そ
れぞれ必要に応じて配合することができる。
手靱性に対しては他元素よりも低Al化の効果が大きいこ
とを意味している。次に、本発明においては、強度上昇
のためにCuおよび／またはCr、組織微細化による靱性改
善をはかるためにNb、V 、Tiの少なくとも一種、そして
MnS の生成を防止して靱性改善をはかるためにCaを、そ
れぞれ必要に応じて配合することができる。
【００３８】Cu、Cr：Cuは強度上昇に有効であるが多す
ぎると溶接性を損なうことから上限を0.5 ％とする。Cr
も同様に0.5 ％以下に制限する。
ぎると溶接性を損なうことから上限を0.5 ％とする。Cr
も同様に0.5 ％以下に制限する。
【００３９】Nb：Nbは細粒化元素として、オンライン加
速冷却を活用する際には特に有効であるが、多すぎると
継手靱性を劣化させることから上限を0.02％とする。
速冷却を活用する際には特に有効であるが、多すぎると
継手靱性を劣化させることから上限を0.02％とする。
【００４０】Ｖ、Ti：Nbと同様の効果を有するが、Nbと
同じ効果を得るためには添加量を増加させる必要があ
り、各々上限を0.1 ％、0.05％とNbより高めた。また、
Tiについては脱酸元素としての活用も考えられる。
同じ効果を得るためには添加量を増加させる必要があ
り、各々上限を0.1 ％、0.05％とNbより高めた。また、
Tiについては脱酸元素としての活用も考えられる。
【００４１】Ca：MnS の生成を防止して母材の板厚方向
特性を向上させるために、あるいはシャルピー吸収エネ
ルギーを増大させるために有効であるが、多すぎると清
浄性を損なうため0.003 ％以下とする。
特性を向上させるために、あるいはシャルピー吸収エネ
ルギーを増大させるために有効であるが、多すぎると清
浄性を損なうため0.003 ％以下とする。
【００４２】次に、本発明にかかる低温用Ni含有鋼の製
造方法について説明するが、本発明にかかる方法は、圧
延終了後に以下のようにオフライン熱処理を行う場合
と、オンライン熱処理を行う場合とに分けて考えること
ができる。オフライン熱処理の場合：一般のQT鋼と同様
にAc3 以上にて均一にオーステナイト化した後に、焼入
れし、Ac1 点以下にて焼戻しを行う。
造方法について説明するが、本発明にかかる方法は、圧
延終了後に以下のようにオフライン熱処理を行う場合
と、オンライン熱処理を行う場合とに分けて考えること
ができる。オフライン熱処理の場合：一般のQT鋼と同様
にAc3 以上にて均一にオーステナイト化した後に、焼入
れし、Ac1 点以下にて焼戻しを行う。
【００４３】さらに靱性を向上させる手段として高Ni材
(例えばNi＞4.5 ％) に対してはAc 1 〜Ac3 の２相域焼
入れを中間に挿入することが好ましい。オンライン熱処
理の場合：オフライン熱処理の場合と同様に、均一な焼
入れ組織とするためにAr3 以上のオーステナイト相から
２℃/s以上の速度で加速冷却する。一般的には水冷が好
ましいが薄肉で空冷にても２℃/s以上の冷却速度が確保
できる場合には空冷でもかまわない。
(例えばNi＞4.5 ％) に対してはAc 1 〜Ac3 の２相域焼
入れを中間に挿入することが好ましい。オンライン熱処
理の場合：オフライン熱処理の場合と同様に、均一な焼
入れ組織とするためにAr3 以上のオーステナイト相から
２℃/s以上の速度で加速冷却する。一般的には水冷が好
ましいが薄肉で空冷にても２℃/s以上の冷却速度が確保
できる場合には空冷でもかまわない。
【００４４】オンライン焼入れ後の熱処理方法はオフラ
イン熱処理と同じである。また、制御圧延＋加速冷却を
行って強度靱性を向上させる場合には、冷却前の組織の
細粒化のために750 〜850 ℃にて累積圧下率50％以上の
圧延を行う必要があり、その後の加速冷却は、加速冷却
の効果 (強度、靱性の向上) を得るために２℃/s以上の
冷却速度とする。また、この場合、400 ℃以下まで加速
冷却を行うと靱性の劣化が大きくなることから、400 ℃
以上にて加速冷却を停止させることとする。
イン熱処理と同じである。また、制御圧延＋加速冷却を
行って強度靱性を向上させる場合には、冷却前の組織の
細粒化のために750 〜850 ℃にて累積圧下率50％以上の
圧延を行う必要があり、その後の加速冷却は、加速冷却
の効果 (強度、靱性の向上) を得るために２℃/s以上の
冷却速度とする。また、この場合、400 ℃以下まで加速
冷却を行うと靱性の劣化が大きくなることから、400 ℃
以上にて加速冷却を停止させることとする。
【００４５】なお、本プロセス適用に際しては、前述の
範囲でのNb添加が好ましい。ところで、Ｃ、Alを低減し
てMoを微量ながら添加するという本発明にかかる製造方
法は、連続鋳造時のスラブ品質向上という効果も併せて
期待できるという点で優れた製造法であると言えるが、
その理由は次のように考えられる。
範囲でのNb添加が好ましい。ところで、Ｃ、Alを低減し
てMoを微量ながら添加するという本発明にかかる製造方
法は、連続鋳造時のスラブ品質向上という効果も併せて
期待できるという点で優れた製造法であると言えるが、
その理由は次のように考えられる。
【００４６】一般に、ＣＣスラブの横ヒビ割れにはAlＮ
の粒界析出の影響が大きいとされることから、Alの低減
はAlＮ析出を抑制し、スラブ品質を向上させ得る。この
場合、Ｎの低減も好ましい。また、Ｃの低減もＣによる
脆化域（包晶域）を避けるという観点から有効となる。
の粒界析出の影響が大きいとされることから、Alの低減
はAlＮ析出を抑制し、スラブ品質を向上させ得る。この
場合、Ｎの低減も好ましい。また、Ｃの低減もＣによる
脆化域（包晶域）を避けるという観点から有効となる。
【００４７】次に、実施例によって本発明の作用効果に
ついてさらに具体的に説明する。
ついてさらに具体的に説明する。
【００４８】
【実施例】表１に示す鋼組成を有する供試材を溶製し連
続鋳造法によりスラブを製造し、本発明にしたがって熱
間圧延終了後、オフラインおよびオンラインで熱処理を
行い、得られたNi含有鋼材について溶接性、低温衝撃性
の各特性を試験した。製造条件は同じく表１に示す。
続鋳造法によりスラブを製造し、本発明にしたがって熱
間圧延終了後、オフラインおよびオンラインで熱処理を
行い、得られたNi含有鋼材について溶接性、低温衝撃性
の各特性を試験した。製造条件は同じく表１に示す。
【００４９】結果は表２にまとめて示す。なお、溶接条
件は次の通りである。 溶接方法：ＳＭＡＷ（Ｘ開先） 溶接材料：インコネル 溶接入熱量：約３KJ/mm
件は次の通りである。 溶接方法：ＳＭＡＷ（Ｘ開先） 溶接材料：インコネル 溶接入熱量：約３KJ/mm
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【発明の効果】本発明法により製造さた含Ni低温用鋼
は、優れた母材および溶接継手特性を有することから各
種低温貯槽タンク用鋼板をはじめとする低温用途に幅広
く適用可能である。
は、優れた母材および溶接継手特性を有することから各
種低温貯槽タンク用鋼板をはじめとする低温用途に幅広
く適用可能である。
【図１】YP、TSに及ぼすMo含有量の影響を示すグラフで
ある。
ある。
【図２】３面スリットシャルピーの延性破面率 (−196
℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。
℃) に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。
【図３】溶接継手FL部の限界CTOD値に及ぼすMo含有量の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
【図４】９％Ni鋼の溶接継手FL部の限界CTOD値に及ぼす
Ｃ、Si、Al、Moの影響を示すグラフである。
Ｃ、Si、Al、Moの影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岡口 秀治 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CC03 CC04 CD02 CD03 CF01 CF02
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.50
％以下、Mn：0.50〜1.50％、Ni：1.5 〜9.5 ％、Mo：0.
02〜0.08％、Al：0.05％以下、かつ、Ｃ＋Si/3＋10Al＋
Mo≦0.50％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組
成を有するアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低
温用Ni含有鋼。 - 【請求項２】 質量％で、Nb：0.02％以下、Ti：0.05％
以下およびＶ：0.1％以下からなる群から選ばれた１種
または２種以上を含有する請求項１に記載されたアレス
ト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。 - 【請求項３】 Ca：0.003 質量％以下を含有する請求項
１または請求項２に記載されたアレスト性および溶接部
CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼。 - 【請求項４】 質量％で、Cu：0.5 ％以下およびCr：0.
5 ％以下からなる群から選ばれた１種または２種を含有
する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載さ
れたアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni
含有鋼。 - 【請求項５】 請求項１から請求項４までのいずれか１
項に記載された鋼組成を有するスラブを、圧延後Ac3 点
以上に加熱焼入後、Ac1 点以下で焼戻しを行うことによ
るアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含
有鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１から請求項４までのいずれ１項
に記載された鋼組成を有するスラブを、熱間圧延後直ち
にAr3 点以上から２℃/s以上の冷却速度で400 ℃以下ま
で冷却した後、Ac1 点以下で焼戻しを行うことによるア
レスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼
の製造方法。 - 【請求項７】 前記焼戻しに先立って Ac1 〜Ac3 点に
加熱して焼入を行う請求項５または請求項６に記載され
たアレスト性および溶接部CTOD特性が優れた低温用Ni含
有鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１から請求項４までのいずれか１
項に記載された鋼組成を有するスラブを、熱間圧延する
際に750 〜850 ℃の累積圧下率が50％以上となるように
した後に、２℃/s以上の冷却速度で冷却を行い、400 ℃
以上で冷却を停止することによるアレスト性および溶接
部CTOD特性が優れた低温用Ni含有鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001278315A JP3893921B2 (ja) | 2001-09-13 | 2001-09-13 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
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| JP2001278315A JP3893921B2 (ja) | 2001-09-13 | 2001-09-13 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP11497796A Division JPH09302445A (ja) | 1996-05-09 | 1996-05-09 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
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| JP2002129280A true JP2002129280A (ja) | 2002-05-09 |
| JP3893921B2 JP3893921B2 (ja) | 2007-03-14 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2007063602A (ja) * | 2005-08-30 | 2007-03-15 | Jfe Steel Kk | 低温靱性に優れた９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
| US7967923B2 (en) | 2008-10-01 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Steel plate that exhibits excellent low-temperature toughness in a base material and weld heat-affected zone and has small strength anisotropy, and manufacturing method thereof |
| JP2011219848A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011219849A (ja) * | 2010-04-14 | 2011-11-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 極低温用厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2012005330A1 (ja) | 2010-07-09 | 2012-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
| WO2013046357A1 (ja) | 2011-09-28 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
| JP2017160512A (ja) * | 2016-03-11 | 2017-09-14 | 新日鐵住金株式会社 | 引張強度および靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 |
| WO2018101447A1 (ja) | 2016-12-01 | 2018-06-07 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ニッケル含有鋼及び低温用タンク |
| CN114318175A (zh) * | 2021-12-15 | 2022-04-12 | 石横特钢集团有限公司 | 一种hrb500dw带肋钢筋棒材及其生产工艺 |
| US11591679B2 (en) | 2017-12-24 | 2023-02-28 | Posco Co., Ltd | Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor |
-
2001
- 2001-09-13 JP JP2001278315A patent/JP3893921B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP4710488B2 (ja) * | 2005-08-30 | 2011-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
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| EP2743363A4 (en) * | 2011-09-28 | 2015-04-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | NICKEL STEEL PLATE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| US9260771B2 (en) | 2011-09-28 | 2016-02-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Ni-added steel plate and method of manufacturing the same |
| JP2017160512A (ja) * | 2016-03-11 | 2017-09-14 | 新日鐵住金株式会社 | 引張強度および靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 |
| WO2018101447A1 (ja) | 2016-12-01 | 2018-06-07 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ニッケル含有鋼及び低温用タンク |
| KR20190077579A (ko) | 2016-12-01 | 2019-07-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 저온용 니켈 함유 강 및 저온용 탱크 |
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| CN114318175A (zh) * | 2021-12-15 | 2022-04-12 | 石横特钢集团有限公司 | 一种hrb500dw带肋钢筋棒材及其生产工艺 |
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