JPH09302445A - 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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- JPH09302445A JPH09302445A JP11497796A JP11497796A JPH09302445A JP H09302445 A JPH09302445 A JP H09302445A JP 11497796 A JP11497796 A JP 11497796A JP 11497796 A JP11497796 A JP 11497796A JP H09302445 A JPH09302445 A JP H09302445A
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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。
に概括すると次の通りである。
【０００５】まず、特公昭60−9568号公報には、Mo≧(N
i+Cr+Mn)/50 に規定した鋼材が開示されている。
i+Cr+Mn)/50 に規定した鋼材が開示されている。
【０００６】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。
してMo：0.01〜0.50％添加した熱延コイルを開示してい
る。
【０００７】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。
１％ (ただし、Cr＋1.3 Mo：0.3 〜1.5 ％) のＮ−Ｔ鋼
が開示されている。
【０００８】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。
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。
【０００９】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。
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。
【００１０】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。
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。
【００１１】特公昭57−21022 号公報および同57−2102
4 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。
4 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。
【００１２】
【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。
【００１３】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。
【００１４】
【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。
【００１５】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。
【００１６】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。
【００１７】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。
【００１８】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。
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。
【００１９】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。
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。
【００２０】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。
【００２１】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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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、Si、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。
界CTOD値に及ぼすＣ、Si、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。
【００２４】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。
【００２５】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。
【００２６】ここに、本発明は次の通りである。 (1) 重量％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％、
さらに、Cu：0 〜0.5 ％、Cr：0 〜0.5 ％、Nb：0 〜0.
02％、Ti：0 〜0.05％、Ｖ：0 〜0.1 ％、Ca：0 〜0.00
3 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有
する溶接部靱性に優れた低温用Ni含有鋼。
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％、
さらに、Cu：0 〜0.5 ％、Cr：0 〜0.5 ％、Nb：0 〜0.
02％、Ti：0 〜0.05％、Ｖ：0 〜0.1 ％、Ca：0 〜0.00
3 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有
する溶接部靱性に優れた低温用Ni含有鋼。
【００２７】(2) 上記(1) 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
行うことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。
圧延後Ac3 点以上に加熱焼入後、Ac1点以下で焼戻しを
行うことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。
【００２８】(3) 上記(1) 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
うことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。
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
うことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。
【００２９】(4) 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(2) または(3) 記載の低温靱
性に優れたNi含有鋼の製造方法。
に加熱して焼入を行う上記(2) または(3) 記載の低温靱
性に優れたNi含有鋼の製造方法。
【００３０】(5) 上記(1) の鋼組成を有するスラブを、
熱間圧延する際に750 〜850 ℃での累積圧下率が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低温靱
性に優れたNi含有鋼の製造方法。
熱間圧延する際に750 〜850 ℃での累積圧下率が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低温靱
性に優れたNi含有鋼の製造方法。
【００３１】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。
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。
【００３２】II群: Nb ：0.02％以下、Ti：0.05％以
下、Ｖ：0.1 ％以下。
下、Ｖ：0.1 ％以下。
【００３３】III群: Ca ：0.003 ％以下。
【００３４】
【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。なお、鋼組成を規定する「％」は特に断りがない限
り、「重量％」である。
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。なお、鋼組成を規定する「％」は特に断りがない限
り、「重量％」である。
【００３５】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。
【００３６】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。
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。
【００３７】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。
【００３８】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。
【００３９】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。
【００４０】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。
【００４１】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。
【００４２】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。
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。
【００４３】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。
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。
【００４４】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。
【００４５】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。
【００４６】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。
【００４７】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。
【００４８】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。
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。
【００４９】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。
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。
【００５０】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Ac1 〜Ac3 の２相域焼
入れを中間に挿入することが好ましい。
(例えばNi＞4.5 ％) に対してはAc1 〜Ac3 の２相域焼
入れを中間に挿入することが好ましい。
【００５１】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。
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。
【００５２】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。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。
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。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。
【００５３】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。
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。
【００５４】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。
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。
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。
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。
【００５５】
【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。
【００５６】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
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【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。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％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％、 さらに、Cu：0 〜0.5 ％、Cr：0 〜0.5 ％、Nb：0 〜0.
02％、Ti：0 〜0.05％、Ｖ：0 〜0.1 ％、Ca：0 〜0.00
3 ％、 残部Feおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有する溶接部靱性に優れた低温用Ni含
有鋼。 - 【請求項２】 請求項１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
うことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１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4
00 ℃以下まで冷却した後、Ac1 点以下で焼戻しを行う
ことによる低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。 - 【請求項４】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２または３記載の低温靱性に優
れたNi含有鋼の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１または２の鋼組成を有するスラ
ブを、熱間圧延する際に750 〜850 ℃での累積圧下率が
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
低温靱性に優れたNi含有鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11497796A JPH09302445A (ja) | 1996-05-09 | 1996-05-09 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11497796A JPH09302445A (ja) | 1996-05-09 | 1996-05-09 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001278315A Division JP3893921B2 (ja) | 2001-09-13 | 2001-09-13 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09302445A true JPH09302445A (ja) | 1997-11-25 |
Family
ID=14651311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11497796A Pending JPH09302445A (ja) | 1996-05-09 | 1996-05-09 | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09302445A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006049119A1 (ja) * | 2004-11-04 | 2006-05-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | 船舶用鋼構造体及び船舶 |
| WO2007034576A1 (ja) * | 2005-09-21 | 2007-03-29 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低温用鋼材およびその製造方法 |
| CN102586683A (zh) * | 2012-02-13 | 2012-07-18 | 钢铁研究总院 | Ni系低温钢及制造方法、液化天然气储罐和运输船用船体 |
| CN104278210A (zh) * | 2013-07-08 | 2015-01-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种超低温压力容器用高镍钢及其制造方法 |
| KR20190077194A (ko) * | 2017-12-24 | 2019-07-03 | 주식회사 포스코 | 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법 |
| 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 |
| CN117107158A (zh) * | 2023-09-23 | 2023-11-24 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种大厚度785MPa级高强高韧性钢板及其生产方法 |
-
1996
- 1996-05-09 JP JP11497796A patent/JPH09302445A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2006049119A1 (ja) * | 2004-11-04 | 2006-05-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | 船舶用鋼構造体及び船舶 |
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