JP3335651B2 - 母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 - Google Patents
母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接熱影響部（以下、Ｈ
ＡＺとも言う）のＣＴＯＤ特性が極めて優れた厚肉９％
Ｎｉ鋼の製造法に関するものである。
ＡＺとも言う）のＣＴＯＤ特性が極めて優れた厚肉９％
Ｎｉ鋼の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】エネルギー需要の増大および原子力の安
全性に対する危惧から、クリーンなエネルギー源として
天然ガスの需要が急増している。したがって、近年、Ｌ
ＮＧ貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されて
おり、タンク建造に使用される９％Ｎｉ鋼の需要も増加
している。
全性に対する危惧から、クリーンなエネルギー源として
天然ガスの需要が急増している。したがって、近年、Ｌ
ＮＧ貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されて
おり、タンク建造に使用される９％Ｎｉ鋼の需要も増加
している。
【０００３】更に、貯蔵効率の向上からタンク容量を増
大させる方向にあり、ＬＮＧタンク用材料としての９％
Ｎｉ鋼においても、従来製造されてきた板厚である３０
ｍｍを超えて４０ｍｍ以上の鋼材を製造する必要が生じ
てきた。
大させる方向にあり、ＬＮＧタンク用材料としての９％
Ｎｉ鋼においても、従来製造されてきた板厚である３０
ｍｍを超えて４０ｍｍ以上の鋼材を製造する必要が生じ
てきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このような低温タンク
では、脆性破壊に対する安全性確保の観点から主に母材
の靱性を向上すべく様々な製造方法が研究されてきてい
る。したがって、母材に関しては、板厚が増大しても公
知の技術で十分な靱性が確保できよう。
では、脆性破壊に対する安全性確保の観点から主に母材
の靱性を向上すべく様々な製造方法が研究されてきてい
る。したがって、母材に関しては、板厚が増大しても公
知の技術で十分な靱性が確保できよう。
【０００５】しかしながら、溶接部は母材と異なりＨＡ
Ｚの靱性が低下するため、板厚がさらに増大すると板厚
効果による破壊靱性の低下が懸念され、今後の大容量タ
ンクの安全性をさらに向上させるためには、ＨＡＺでの
靱性のさらなる向上が必要である。
Ｚの靱性が低下するため、板厚がさらに増大すると板厚
効果による破壊靱性の低下が懸念され、今後の大容量タ
ンクの安全性をさらに向上させるためには、ＨＡＺでの
靱性のさらなる向上が必要である。
【０００６】特に、破壊力学の進歩から、靱性の評価法
として、最近では従来の衝撃試験に替わり、破壊の発生
特性を厳密に定義するＣＴＯＤ試験が導入されるように
なった。このＣＴＯＤ試験は、シャルピー衝撃試験が切
欠き近傍の平均的な靱性を評価するのに比べ、疲労亀裂
先端の局所脆化域に敏感であるため、衝撃試験では影響
しないような微細な脆化組織の存在で影響を受ける。そ
の為、ＣＴＯＤ特性を要求されるような鋼材では局部的
な脆化組織の生成を阻止することが必要である。
として、最近では従来の衝撃試験に替わり、破壊の発生
特性を厳密に定義するＣＴＯＤ試験が導入されるように
なった。このＣＴＯＤ試験は、シャルピー衝撃試験が切
欠き近傍の平均的な靱性を評価するのに比べ、疲労亀裂
先端の局所脆化域に敏感であるため、衝撃試験では影響
しないような微細な脆化組織の存在で影響を受ける。そ
の為、ＣＴＯＤ特性を要求されるような鋼材では局部的
な脆化組織の生成を阻止することが必要である。
【０００７】このような問題に対し、９％Ｎｉ鋼のＨＡ
Ｚの靱性改善の方法として、例えば、特開昭５８−２１
７６２９号公報記載のように、Ｃｒ、Ｍｏ添加、９％Ｎ
ｉ鋼スラブを８５０℃以下で６０％以上の累積圧下を与
える条件の熱間圧延を施した後、直ちに水冷し、続いて
５５０℃〜Ａｃ1 変態点の温度で焼戻しをする方法があ
る。これは、焼入れ性の高い合金元素を添加すること
で、ＨＡＺの細粒域の靱性を低下させる上部ベイナイト
組織の生成を抑制し、強圧下圧延により高い転位密度を
導入し、マルテンサイトを微細分散させることにより靱
性の向上を図っている。また、特開昭６１−２３８９１
１号公報に記載されているように、Ｓｉ０．１％以下、
Ｐ０．００３％以下の９％Ｎｉ鋼スラブを熱間圧延、熱
処理を施し、オーステナイト結晶粒度番号で８．５番以
上の組織を得て熱影響部の靱性を向上させる方法もあ
る。これは、Ｓｉ、Ｐの低減によりＨＡＺ細粒域だけで
なく粗粒域まで含めた靱性の改善が図れるものである。
Ｚの靱性改善の方法として、例えば、特開昭５８−２１
７６２９号公報記載のように、Ｃｒ、Ｍｏ添加、９％Ｎ
ｉ鋼スラブを８５０℃以下で６０％以上の累積圧下を与
える条件の熱間圧延を施した後、直ちに水冷し、続いて
５５０℃〜Ａｃ1 変態点の温度で焼戻しをする方法があ
る。これは、焼入れ性の高い合金元素を添加すること
で、ＨＡＺの細粒域の靱性を低下させる上部ベイナイト
組織の生成を抑制し、強圧下圧延により高い転位密度を
導入し、マルテンサイトを微細分散させることにより靱
性の向上を図っている。また、特開昭６１−２３８９１
１号公報に記載されているように、Ｓｉ０．１％以下、
Ｐ０．００３％以下の９％Ｎｉ鋼スラブを熱間圧延、熱
処理を施し、オーステナイト結晶粒度番号で８．５番以
上の組織を得て熱影響部の靱性を向上させる方法もあ
る。これは、Ｓｉ、Ｐの低減によりＨＡＺ細粒域だけで
なく粗粒域まで含めた靱性の改善が図れるものである。
【０００８】これらはいずれも優れた効果を奏するもの
であるが、ＬＮＧタンク材料として従来製造されたこと
のない板厚４０ｍｍ以上の鋼材を製造しようとする場
合、その効果は十分ではない。すなわち、前者ではＨＡ
Ｚの靱性は向上するものの、ＭｏやＣｒを添加している
ため母材の靱性の低下を招く。また、後者はＳｉおよび
Ｐを低減しＨＡＺ靱性の向上を意図しているが、Ｓｉの
低減のために強度低下を招き、板厚４０ｍｍ以上の厚肉
材の製造には適さない。また、後者では選択的にＭｏ、
Ｃｒ等の合金元素を添加しても差し支えない旨記載され
ているが、厚肉鋼ではこのような合金元素の添加による
靱性の低下がある。したがって、上記両発明からは母
材、ＨＡＺともに靱性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造を
なし得ない。
であるが、ＬＮＧタンク材料として従来製造されたこと
のない板厚４０ｍｍ以上の鋼材を製造しようとする場
合、その効果は十分ではない。すなわち、前者ではＨＡ
Ｚの靱性は向上するものの、ＭｏやＣｒを添加している
ため母材の靱性の低下を招く。また、後者はＳｉおよび
Ｐを低減しＨＡＺ靱性の向上を意図しているが、Ｓｉの
低減のために強度低下を招き、板厚４０ｍｍ以上の厚肉
材の製造には適さない。また、後者では選択的にＭｏ、
Ｃｒ等の合金元素を添加しても差し支えない旨記載され
ているが、厚肉鋼ではこのような合金元素の添加による
靱性の低下がある。したがって、上記両発明からは母
材、ＨＡＺともに靱性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造を
なし得ない。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以
下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：７．５〜１０．０
％、Ｍｏ：０．０４〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
スラブを８５０〜１２００℃に加熱し、圧延温度範囲が
７００〜８５０℃で、累積圧下率が３０〜８０％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、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点の間
に加熱して冷却する中間焼入れ処理、および５５０℃〜
Ａｃ1 変態点で焼き戻す処理を行うか、あるいは熱間圧
延後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その
後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷却する中間
焼入れ処理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点で焼き戻す
処理を行う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ＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎ
ｉ鋼の製造法である。
で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以
下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：７．５〜１０．０
％、Ｍｏ：０．０４〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜
０．１０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
スラブを８５０〜１２００℃に加熱し、圧延温度範囲が
７００〜８５０℃で、累積圧下率が３０〜８０％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、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点の間
に加熱して冷却する中間焼入れ処理、および５５０℃〜
Ａｃ1 変態点で焼き戻す処理を行うか、あるいは熱間圧
延後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その
後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷却する中間
焼入れ処理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点で焼き戻す
処理を行う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ＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎ
ｉ鋼の製造法である。
【００１０】
【作用】前述の状況の中で、本発明者らは厚肉鋼板での
母材の強度を確保しながらＨＡＺのＣＴＯＤ特性を向上
させる方法を多くの実験により検討した結果、Ｓｉの低
減と同時にＭｏを適量添加することで、ＨＡＺのＣＴＯ
Ｄ特性が著しく改善できる事を見いだした。
母材の強度を確保しながらＨＡＺのＣＴＯＤ特性を向上
させる方法を多くの実験により検討した結果、Ｓｉの低
減と同時にＭｏを適量添加することで、ＨＡＺのＣＴＯ
Ｄ特性が著しく改善できる事を見いだした。
【００１１】図１は通常材の強度（Ｈ１鋼）を基準にし
た時の強度変化に対する継手ＣＴＯＤ特性を示す図であ
る。試験に用いた継手の開先形状はＸ開先を用い、ＴＩ
Ｇ溶接により溶接を行った。また、ノッチはフュージョ
ンライン部に導入した。なお、供試鋼の化学成分は表１
に示す。低Ｓｉ鋼は従来鋼に比較して靱性は優れている
が、Ｈ２鋼のように強度が低下する欠点がある。しかし
ながら、それにＨ３鋼のようにＭｏを添加すると、靱性
を阻害せずに強度の著しい向上が図れることが分かる。
た時の強度変化に対する継手ＣＴＯＤ特性を示す図であ
る。試験に用いた継手の開先形状はＸ開先を用い、ＴＩ
Ｇ溶接により溶接を行った。また、ノッチはフュージョ
ンライン部に導入した。なお、供試鋼の化学成分は表１
に示す。低Ｓｉ鋼は従来鋼に比較して靱性は優れている
が、Ｈ２鋼のように強度が低下する欠点がある。しかし
ながら、それにＨ３鋼のようにＭｏを添加すると、靱性
を阻害せずに強度の著しい向上が図れることが分かる。
【００１２】
【表１】
【００１３】一方、Ｍｏ添加鋼は一般に母材の靱性低下
が生じるため、高い安全性が要求されるＬＮＧタンク用
鋼に用いるには母材の靱性を改善する必要がある。そこ
で、本発明者らはさらに実験を重ねた結果、Ｍｏを添加
した９％Ｎｉ鋼でも適切な製造プロセスを採用すること
で優れた靱性を付与できることを見いだした。
が生じるため、高い安全性が要求されるＬＮＧタンク用
鋼に用いるには母材の靱性を改善する必要がある。そこ
で、本発明者らはさらに実験を重ねた結果、Ｍｏを添加
した９％Ｎｉ鋼でも適切な製造プロセスを採用すること
で優れた靱性を付与できることを見いだした。
【００１４】図２は、圧延条件を本発明範囲内としたも
の（●）と何ら規制せずに実施した比較鋼（○）の母材
の靱性に及ぼす加熱温度の影響を図示したものである。
なお、本実験で用いた供試鋼は表１中のＨ３鋼であり、
圧延後の熱処理はすべて焼入れ：８００℃、中間焼入
れ：６７０℃、焼戻し：５７５℃を実施した。
の（●）と何ら規制せずに実施した比較鋼（○）の母材
の靱性に及ぼす加熱温度の影響を図示したものである。
なお、本実験で用いた供試鋼は表１中のＨ３鋼であり、
圧延後の熱処理はすべて焼入れ：８００℃、中間焼入
れ：６７０℃、焼戻し：５７５℃を実施した。
【００１５】図２から明らかなように、本発明範囲内の
製造プロセスを用いて製造したものはいずれも優れた靱
性を示しているのに対し、圧延条件に何ら規制のない比
較鋼はスラブ加熱温度が高くなるのに伴い靱性の低下が
認められ、安定して高い靱性を得るには至っていない。
製造プロセスを用いて製造したものはいずれも優れた靱
性を示しているのに対し、圧延条件に何ら規制のない比
較鋼はスラブ加熱温度が高くなるのに伴い靱性の低下が
認められ、安定して高い靱性を得るには至っていない。
【００１６】以上の実験的事実から、厚肉ＬＮＧタンク
用鋼材として強度を確保しながら優れた母材、ＨＡＺ靱
性を得ようとすると、Ｓｉ、Ｍｏの添加量を限定すると
同時に、適切な製造プロセスを採用することが必須であ
ることが分かる。
用鋼材として強度を確保しながら優れた母材、ＨＡＺ靱
性を得ようとすると、Ｓｉ、Ｍｏの添加量を限定すると
同時に、適切な製造プロセスを採用することが必須であ
ることが分かる。
【００１７】以下、本発明について詳細に説明する。
【００１８】本発明において、その出発材として電気
炉、転炉等の溶解炉で溶製し、連続鋳造あるいは造塊分
塊工程を経て、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．
１０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：７．５〜
１０．０％、Ｍｏ：０．０４〜０．５％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１０％を含有するスラブを製造する。この成
分を限定した理由を以下に述べる。
炉、転炉等の溶解炉で溶製し、連続鋳造あるいは造塊分
塊工程を経て、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．
１０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：７．５〜
１０．０％、Ｍｏ：０．０４〜０．５％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１０％を含有するスラブを製造する。この成
分を限定した理由を以下に述べる。
【００１９】Ｃは強度を付与するのに必要な元素で０．
０３％以上の添加が必要であるが、０．１％を超えて添
加されると母材およびHAZ の靱性低下を招く。
０３％以上の添加が必要であるが、０．１％を超えて添
加されると母材およびHAZ の靱性低下を招く。
【００２０】Ｓｉは強度の上昇に寄与する反面、多量の
添加は図１に示したようにＣＴＯＤ特性を損なうため、
０．１０％以下の添加量とする。
添加は図１に示したようにＣＴＯＤ特性を損なうため、
０．１０％以下の添加量とする。
【００２１】Ｍｎも強度の上昇に寄与する元素である
が、０．１％以上添加しないとその効果がなく、３．０
％を超える添加では焼戻し感受性を増大させ、靱性の低
下を招く。
が、０．１％以上添加しないとその効果がなく、３．０
％を超える添加では焼戻し感受性を増大させ、靱性の低
下を招く。
【００２２】Ｎｉは鋼に低温靱性を付与すると同時に焼
入れ性を増加させ、焼入れ処理後、あるいは熱間圧延後
の急冷によりマルテンサイト組織を得るために添加され
るものであり、７．５％以上の添加が必要であるが、１
０．０％を超える添加ではその効果が飽和してしまい、
その有効性が得られない。
入れ性を増加させ、焼入れ処理後、あるいは熱間圧延後
の急冷によりマルテンサイト組織を得るために添加され
るものであり、７．５％以上の添加が必要であるが、１
０．０％を超える添加ではその効果が飽和してしまい、
その有効性が得られない。
【００２３】Ｍｏは肉厚４０ｍｍ以上の鋼板を製造する
場合、強度の上昇を図ると同時に焼戻し脆化感受性を低
下させ靱性を向上させるために添加される元素である。
したがって、０．０４％以上添加されるが、０．５％を
超える添加では靱性の低下を招く。
場合、強度の上昇を図ると同時に焼戻し脆化感受性を低
下させ靱性を向上させるために添加される元素である。
したがって、０．０４％以上添加されるが、０．５％を
超える添加では靱性の低下を招く。
【００２４】Ａｌは脱酸材として添加されると同時に結
晶粒の細粒化にも効果があるため０．００５％以上の添
加が必要であるが、０．１０％を超えて添加すると粗大
なＡｌ2 Ｏ3 が生成する。
晶粒の細粒化にも効果があるため０．００５％以上の添
加が必要であるが、０．１０％を超えて添加すると粗大
なＡｌ2 Ｏ3 が生成する。
【００２５】なお、特に規制はしないが、Ｐは粒界偏析
元素として多量の添加で母材、ＨＡＺの靱性を著しく低
下させるためその添加量は少ないほど良く、一般には
０．０１ｗｔ％以下が望ましい。
元素として多量の添加で母材、ＨＡＺの靱性を著しく低
下させるためその添加量は少ないほど良く、一般には
０．０１ｗｔ％以下が望ましい。
【００２６】上記のように製造されたスラブは連続鋳造
後、あるいは造塊分塊後、高温に保持したまま、あるい
はその温度から一旦低温に冷却された後、スラブ温度が
８５０〜１２００℃になるような加熱を行い、その後、
７００〜８５０℃での累積圧下率が３０〜８０％の熱間
圧延を施す。通常、Ｍｏ添加等による強度の上昇は靱性
の低下を招くが、本発明ではそれを防止するため、加
熱、圧延を制御することで圧延後の結晶粒の細粒化を図
り、その後の熱処理工程後のミクロ組織を微細化する。
加熱温度の制約はその後の圧延工程と密接に結びついて
設けられたものであって、８５０℃未満の低い加熱温度
では上述の仕上げ温度の制約を守ることができず、１２
００℃を超える過剰の温度では加熱γ粒が著しく粗大化
し、圧延後の結晶粒が微細化できない。
後、あるいは造塊分塊後、高温に保持したまま、あるい
はその温度から一旦低温に冷却された後、スラブ温度が
８５０〜１２００℃になるような加熱を行い、その後、
７００〜８５０℃での累積圧下率が３０〜８０％の熱間
圧延を施す。通常、Ｍｏ添加等による強度の上昇は靱性
の低下を招くが、本発明ではそれを防止するため、加
熱、圧延を制御することで圧延後の結晶粒の細粒化を図
り、その後の熱処理工程後のミクロ組織を微細化する。
加熱温度の制約はその後の圧延工程と密接に結びついて
設けられたものであって、８５０℃未満の低い加熱温度
では上述の仕上げ温度の制約を守ることができず、１２
００℃を超える過剰の温度では加熱γ粒が著しく粗大化
し、圧延後の結晶粒が微細化できない。
【００２７】また、熱間圧延において、８５０℃を超え
る温度での加工はオーステナイトの再結晶が瞬時に起こ
るため、圧延による細粒化を達成するためにはこの温度
以下で圧延を系統的に行う必要がある。すなわち、８５
０℃以下の温度であっても、３０％未満の累積圧下率で
は目的とする圧延後の組織の微細化が達成されず、８０
％を超える圧下率では細粒化は達成されるものの、靱性
を阻害する集合組織が発達する。また、この集合組織は
圧延温度にも依存し、７００℃未満での圧延により発達
するため、圧延温度を７００〜８５０℃の範囲に規制す
る。
る温度での加工はオーステナイトの再結晶が瞬時に起こ
るため、圧延による細粒化を達成するためにはこの温度
以下で圧延を系統的に行う必要がある。すなわち、８５
０℃以下の温度であっても、３０％未満の累積圧下率で
は目的とする圧延後の組織の微細化が達成されず、８０
％を超える圧下率では細粒化は達成されるものの、靱性
を阻害する集合組織が発達する。また、この集合組織は
圧延温度にも依存し、７００℃未満での圧延により発達
するため、圧延温度を７００〜８５０℃の範囲に規制す
る。
【００２８】このようにして、系統的な加熱、圧延を完
了して製造された鋼板は一旦冷却された後、Ａｃ3 変態
点〜８５０℃の間に加熱して冷却する焼入れ処理、Ａｃ
1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷却する中間焼入れ処
理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点での焼戻し処理を施
す。焼入れ処理は微細なマルテンサイト組織を生成さ
せ、後続の熱処理と有機的に組み合わせることで優れた
強度靱性を得るために行われる。従って、均一なオース
テナイト組織から冷却するためＡｃ3 変態点以上に加熱
する必要があるが、８５０℃を超えた温度ではオーステ
ナイト粒の粗大化が生じ靱性が低下するため、加熱温度
をＡｃ3 変態点〜８５０℃の範囲に限定する。
了して製造された鋼板は一旦冷却された後、Ａｃ3 変態
点〜８５０℃の間に加熱して冷却する焼入れ処理、Ａｃ
1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷却する中間焼入れ処
理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点での焼戻し処理を施
す。焼入れ処理は微細なマルテンサイト組織を生成さ
せ、後続の熱処理と有機的に組み合わせることで優れた
強度靱性を得るために行われる。従って、均一なオース
テナイト組織から冷却するためＡｃ3 変態点以上に加熱
する必要があるが、８５０℃を超えた温度ではオーステ
ナイト粒の粗大化が生じ靱性が低下するため、加熱温度
をＡｃ3 変態点〜８５０℃の範囲に限定する。
【００２９】次に行われる中間焼入れ処理は、焼戻し処
理後に生成する安定な析出オーステナイトを多量に生じ
させるために行うものである。すなわち、鋼板を二相域
状態に加熱することで、フェライトとオーステナイトの
二相組織を生成させ、これを急冷することでフェライト
と高合金を含んだマルテンサイト組織を生成させること
を目的としている。したがって、加熱はＡｃ1 〜Ａｃ3
変態点の中間の温度域で行われる必要がある。
理後に生成する安定な析出オーステナイトを多量に生じ
させるために行うものである。すなわち、鋼板を二相域
状態に加熱することで、フェライトとオーステナイトの
二相組織を生成させ、これを急冷することでフェライト
と高合金を含んだマルテンサイト組織を生成させること
を目的としている。したがって、加熱はＡｃ1 〜Ａｃ3
変態点の中間の温度域で行われる必要がある。
【００３０】最後に行われる焼戻し処理は、前述したマ
ルテンサイト組織の転位密度を低下させると同時に、安
定な析出オーステナイトを生成するために行われるもの
であって、Ａｃ1 変態点以下の温度で実施されるが、微
細なオーステナイトの析出を得るために５５０℃以上の
温度で行われる必要がある。
ルテンサイト組織の転位密度を低下させると同時に、安
定な析出オーステナイトを生成するために行われるもの
であって、Ａｃ1 変態点以下の温度で実施されるが、微
細なオーステナイトの析出を得るために５５０℃以上の
温度で行われる必要がある。
【００３１】また、はじめに行われる焼入れ処理は、熱
間圧延後直ちに急冷することで代用することができる
が、その場合の冷却速度が５℃／ｓ以上であると、先に
述べた焼入れ処理と同等の効果を得ることができる。
間圧延後直ちに急冷することで代用することができる
が、その場合の冷却速度が５℃／ｓ以上であると、先に
述べた焼入れ処理と同等の効果を得ることができる。
【００３２】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。
【００３３】表２に示す組成を有する鋼を溶製して得た
スラブにそれぞれ厚板加熱、熱間圧延および熱処理を施
し、板厚５０〜７５ｍｍの鋼板を製造した。その後、母
材の機械試験（引張、衝撃試験）、およびＸ開先の継手
（ＴＩＧ溶接 入熱：３５ｋＪ／ｃｍ）を作成し、フュ
ージョンラインにノッチを入れたＣＴＯＤ試験（−１７
０℃）を実施した。
スラブにそれぞれ厚板加熱、熱間圧延および熱処理を施
し、板厚５０〜７５ｍｍの鋼板を製造した。その後、母
材の機械試験（引張、衝撃試験）、およびＸ開先の継手
（ＴＩＧ溶接 入熱：３５ｋＪ／ｃｍ）を作成し、フュ
ージョンラインにノッチを入れたＣＴＯＤ試験（−１７
０℃）を実施した。
【００３４】鋼板製造条件および母材、継手試験結果を
表３に示す。
表３に示す。
【００３５】なお、母材の機械試験片は板厚方向１／４
ｔ部から採取した。
ｔ部から採取した。
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】本発明による鋼板（１、２、４、５、７、
８、１３）の母材の降伏強度はすべて６０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上、引張強度は７０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、および母
材靱性は２０ｋｇｆ・ｍ以上といずれも優れた特性を示
すと同時に、継手ＣＴＯＤ試験結果においても０．５ｍ
ｍ以上の良好な破壊靱性値を有する。
８、１３）の母材の降伏強度はすべて６０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上、引張強度は７０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、および母
材靱性は２０ｋｇｆ・ｍ以上といずれも優れた特性を示
すと同時に、継手ＣＴＯＤ試験結果においても０．５ｍ
ｍ以上の良好な破壊靱性値を有する。
【００３９】これに対し、鋼板３、６、９、１０、１
１、１２は本発明の要件を満たさないものである。その
中でも、鋼板１０，１１，１２はＳｉ、Ｍｏ量の範囲を
逸脱している。すなわち、鋼板１０はＳｉ量が上限を超
えており、母材強度、靱性は良好であるが、継手ＣＴＯ
Ｄ特性が極めて低下している。鋼板１１はＳｉが上限を
超えて添加されていると同時に、Ｍｏ添加量が下限を下
回っている例である。この場合、母材強度が低下してい
ると同時に、継手ＣＴＯＤ値も著しく低下している。鋼
板１２はＭｏが下限値を下回っている例である。この場
合、継手ＣＴＯＤ特性は良好であるが、母材強度が低下
してしまう。
１、１２は本発明の要件を満たさないものである。その
中でも、鋼板１０，１１，１２はＳｉ、Ｍｏ量の範囲を
逸脱している。すなわち、鋼板１０はＳｉ量が上限を超
えており、母材強度、靱性は良好であるが、継手ＣＴＯ
Ｄ特性が極めて低下している。鋼板１１はＳｉが上限を
超えて添加されていると同時に、Ｍｏ添加量が下限を下
回っている例である。この場合、母材強度が低下してい
ると同時に、継手ＣＴＯＤ値も著しく低下している。鋼
板１２はＭｏが下限値を下回っている例である。この場
合、継手ＣＴＯＤ特性は良好であるが、母材強度が低下
してしまう。
【００４０】また、鋼板３、６、９は鋼の化学成分は本
発明の要件を満たすが、製造工程がその要件を満たさな
い例である。すなわち、鋼板３はスラブ加熱温度が上限
を超えているものであり、強度および継手のＣＴＯＤ特
性は良好であるが、結晶粒の細粒化が十分得られず母材
の靱性が低下している。鋼板６は制御圧延開始温度が逸
脱している場合である。この場合も、圧延温度が高いた
めに熱間圧延による組織の微細化が十分得られず、母材
の靱性のみが低下している。最後に、鋼板９は熱間圧延
の累積圧下率が上限を超えている例である。この場合
も、圧延集合組織の発達等で母材の靱性が低下する傾向
が認められる。
発明の要件を満たすが、製造工程がその要件を満たさな
い例である。すなわち、鋼板３はスラブ加熱温度が上限
を超えているものであり、強度および継手のＣＴＯＤ特
性は良好であるが、結晶粒の細粒化が十分得られず母材
の靱性が低下している。鋼板６は制御圧延開始温度が逸
脱している場合である。この場合も、圧延温度が高いた
めに熱間圧延による組織の微細化が十分得られず、母材
の靱性のみが低下している。最後に、鋼板９は熱間圧延
の累積圧下率が上限を超えている例である。この場合
も、圧延集合組織の発達等で母材の靱性が低下する傾向
が認められる。
【００４１】
【発明の効果】本発明法により製造された板厚４０ｍｍ
以上の厚肉９％Ｎｉ鋼板は、優れた母材の強度、靱性お
よび継手ＣＴＯＤ特性を有しており、大容量ＬＮＧタン
クの安全性を飛躍的に高めることができる。
以上の厚肉９％Ｎｉ鋼板は、優れた母材の強度、靱性お
よび継手ＣＴＯＤ特性を有しており、大容量ＬＮＧタン
クの安全性を飛躍的に高めることができる。
【図１】継手ＣＴＯＤ特性に及ぼす強度変化の影響を示
す図である。
す図である。
【図２】母材の衝撃値に及ぼすスラブ加熱温度の影響を
示す図である。
示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭56−156715（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−238911（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−133312（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−51552（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 302 C22C 38/12
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｎｉ：７．５〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０４〜０．５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを８５
０〜１２００℃に加熱し、圧延温度範囲が７００〜８５
０℃で、累積圧下率が３０〜８０％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、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷
却する中間焼入れ処理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点
で焼き戻す処理を行う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ＣＴＯＤ特性の優れた
厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｎｉ：７．５〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０４〜０．５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを８５
０〜１２００℃に加熱し、圧延温度範囲が７００〜８５
０℃で、累積圧下率が３０〜８０％の熱間圧延を施し、
直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その後、Ａｃ
1 〜Ａｃ3 変態点の間に加熱して冷却する中間焼入れ処
理、および５５０℃〜Ａｃ1 変態点で焼き戻す処理を行
う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ＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17331991A JP3335651B2 (ja) | 1991-06-19 | 1991-06-19 | 母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17331991A JP3335651B2 (ja) | 1991-06-19 | 1991-06-19 | 母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04371520A JPH04371520A (ja) | 1992-12-24 |
| JP3335651B2 true JP3335651B2 (ja) | 2002-10-21 |
Family
ID=15958234
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17331991A Expired - Lifetime JP3335651B2 (ja) | 1991-06-19 | 1991-06-19 | 母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3335651B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| EP1942203B9 (en) | 2005-09-21 | 2015-03-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel product usable at low temperature and method for production thereof |
| CN102985576B (zh) | 2010-07-09 | 2014-05-28 | 新日铁住金株式会社 | Ni添加钢板及其制造方法 |
| EP2743363B1 (en) * | 2011-09-28 | 2017-11-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Nickel steel plate and manufacturing process therefor |
| JP6515417B2 (ja) * | 2015-02-18 | 2019-05-22 | 三菱重工コンプレッサ株式会社 | 空洞部品の製造方法及び回転機械の製造方法 |
| CN106191661B (zh) * | 2016-08-23 | 2017-10-27 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低成本高强韧薄规格9Ni钢板的制造方法 |
| US11203804B2 (en) | 2017-10-31 | 2021-12-21 | Nippon Steel Corporation | Nickel-containing steel plate for use at low temperature and tank for use at low temperature using the same |
-
1991
- 1991-06-19 JP JP17331991A patent/JP3335651B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04371520A (ja) | 1992-12-24 |
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