JPS58217629A - 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 - Google Patents
溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法Info
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- JPS58217629A JPS58217629A JP10084282A JP10084282A JPS58217629A JP S58217629 A JPS58217629 A JP S58217629A JP 10084282 A JP10084282 A JP 10084282A JP 10084282 A JP10084282 A JP 10084282A JP S58217629 A JPS58217629 A JP S58217629A
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- Japan
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- steel
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- welding joint
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、溶接継手部の靭性に優れた低温用鋼の製造方
法に関するものである。
法に関するものである。
ＬＮＧタンク等の低温タンク用材として広く使用されて
いる９％Ｎｉ鋼は、母材のみならず溶接継手部において
も十分な低温靭性を有するとされているが、最近、脆性
破壊の発生特性を評価する試験として多用されはじめた
静的曲げＣＯＤ試験を行なった場合、溶接継手部におい
て試験結果（限界ＣＯＤ値）のばらつきが大きく、極く
小さい開口量で脆性亀裂の発生する場合の有ることか判
明した。発生した脆性亀裂は僅かな距離だけ進展した後
停止し、長い距離を伝播することが無いため、実際のタ
ンクがこのような条件で脆性破壊することはないと言え
るが、小開口量での脆性亀裂の発生そのものを防止でき
れはタンクの安全性は更に向上するものと考えられ、こ
の面での材料開発が望まれている。
いる９％Ｎｉ鋼は、母材のみならず溶接継手部において
も十分な低温靭性を有するとされているが、最近、脆性
破壊の発生特性を評価する試験として多用されはじめた
静的曲げＣＯＤ試験を行なった場合、溶接継手部におい
て試験結果（限界ＣＯＤ値）のばらつきが大きく、極く
小さい開口量で脆性亀裂の発生する場合の有ることか判
明した。発生した脆性亀裂は僅かな距離だけ進展した後
停止し、長い距離を伝播することが無いため、実際のタ
ンクがこのような条件で脆性破壊することはないと言え
るが、小開口量での脆性亀裂の発生そのものを防止でき
れはタンクの安全性は更に向上するものと考えられ、こ
の面での材料開発が望まれている。
そこで、本発明者らは、かかる要望に答えるべく種々研
究の結果、溶接継手部において限界ＣＯＤ値にばらつき
が大きい原因は溶接熱影響部か熱影響温度の違いにより
粗粒域、中粒域、細粒域および（α＋γ）２相域に分か
れ、靭性の異なる様々な領域を有する結果、試験片の切
欠の先端がどの領域にあるかによって試験結果が左右さ
れるためであって、特に細粒域および（α＋γ）２相域
に切欠先端がある場合に小開口量で脆性亀裂が発生する
ことが多い現象が見られ、さらにＣ０，０１〜０．０８
％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ０．０５〜０
．９０％、Ｎｉ ｓ、ｏｏ〜１０．００および酸可溶性
Ａ１０．０１〜０．１０％の鋼組成では粗粒域および中
粒域ではマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を
呈し、靭性が良好であるのに対し、細粒域ではオーステ
ナイト結晶粒か非常に細かいため焼入性が不足し、島状
マルテンサイトを多量に含む粒状ベイナイトが現れて靭
性が低くなること、また、（α＋γ）２相域ではマルテ
ンサイト中に粗大な高炭素フレッシュマルテンサイト類
が混在した組織を呈し、靭性が低くなることが見い出さ
れた。そこでさらに研究の結果、焼入性向上元素の内特
にＣｒおよびＭＯの一方または双方を添加することによ
って焼入性が増大し、粒状ベイナイトの生成が抑制され
て靭性が向上するとともに（α＋γ）２相域に対しては
熱間圧延工程において低温強圧下を行なった後、直ちに
焼入れることによって粗大なフレッシュマルテンサイト
類の生成が防止されて靭性が向上し、全体として靭性の
ばらつきがなくなることに着目し、本発明を完成するに
至った。
究の結果、溶接継手部において限界ＣＯＤ値にばらつき
が大きい原因は溶接熱影響部か熱影響温度の違いにより
粗粒域、中粒域、細粒域および（α＋γ）２相域に分か
れ、靭性の異なる様々な領域を有する結果、試験片の切
欠の先端がどの領域にあるかによって試験結果が左右さ
れるためであって、特に細粒域および（α＋γ）２相域
に切欠先端がある場合に小開口量で脆性亀裂が発生する
ことが多い現象が見られ、さらにＣ０，０１〜０．０８
％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ０．０５〜０
．９０％、Ｎｉ ｓ、ｏｏ〜１０．００および酸可溶性
Ａ１０．０１〜０．１０％の鋼組成では粗粒域および中
粒域ではマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を
呈し、靭性が良好であるのに対し、細粒域ではオーステ
ナイト結晶粒か非常に細かいため焼入性が不足し、島状
マルテンサイトを多量に含む粒状ベイナイトが現れて靭
性が低くなること、また、（α＋γ）２相域ではマルテ
ンサイト中に粗大な高炭素フレッシュマルテンサイト類
が混在した組織を呈し、靭性が低くなることが見い出さ
れた。そこでさらに研究の結果、焼入性向上元素の内特
にＣｒおよびＭＯの一方または双方を添加することによ
って焼入性が増大し、粒状ベイナイトの生成が抑制され
て靭性が向上するとともに（α＋γ）２相域に対しては
熱間圧延工程において低温強圧下を行なった後、直ちに
焼入れることによって粗大なフレッシュマルテンサイト
類の生成が防止されて靭性が向上し、全体として靭性の
ばらつきがなくなることに着目し、本発明を完成するに
至った。
すなわち、本発明ハＣＯ，０１〜０．０８％、 Ｓｉ０
．０５〜０．５０％、 Ｍｎ Ｏ，０５〜０．９０％、
Ｎｉ８．００〜１０゜００％、酸可溶ＡＩ （３，０１
〜０．１ 。
．０５〜０．５０％、 Ｍｎ Ｏ，０５〜０．９０％、
Ｎｉ８．００〜１０゜００％、酸可溶ＡＩ （３，０１
〜０．１ 。
チに加えてさらにＣｒ□、１０〜１．００およびＭ。
０．０５〜０５０％の一方または双方を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなるヌラプを８５０℃以下で
６０％以上の累積圧下を与える条件下で熱間圧延に付し
、圧延後直ちに焼入れし、続いてＡｃｒ変態点以下の温
度で焼もどしを行ない、溶接熱影響部のうちの特に細粒
□域および（α＋γ）２相域双方の靭性を改善せんとす
るものである。
および不可避的不純物からなるヌラプを８５０℃以下で
６０％以上の累積圧下を与える条件下で熱間圧延に付し
、圧延後直ちに焼入れし、続いてＡｃｒ変態点以下の温
度で焼もどしを行ない、溶接熱影響部のうちの特に細粒
□域および（α＋γ）２相域双方の靭性を改善せんとす
るものである。
次に本発明における制限条件について説明する。
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０１
％以上含有させる必要があるが、多量に含まれると延靭
性を劣化させるので、上限は。、ｏ８係が適当である。
％以上含有させる必要があるが、多量に含まれると延靭
性を劣化させるので、上限は。、ｏ８係が適当である。
Ｓｉ は製鋼上必要な元素であり、強度確保にも有効で
あるので、０．０５％以上添加される必要があるが、多
量に含まれると延靭性を劣化させるので、０．５０％以
下が適当である。
あるので、０．０５％以上添加される必要があるが、多
量に含まれると延靭性を劣化させるので、０．５０％以
下が適当である。
Ｍｎは強度を確保するために必要な元素であり、０．０
５％以上含有させる必要があるが、多量に含まれると延
靭性を劣化させるので、上限は０．９０係が適当である
。
５％以上含有させる必要があるが、多量に含まれると延
靭性を劣化させるので、上限は０．９０係が適当である
。
Ｎｉ は靭性を向上させるために極めて有効な元素であ
り、８．００１以上含有させる必要があるが、含有量を
不必要に増大させることは鋼材価格の上昇を招くばかり
であるので、１０．００％を上限とするのが適当である
。
り、８．００１以上含有させる必要があるが、含有量を
不必要に増大させることは鋼材価格の上昇を招くばかり
であるので、１０．００％を上限とするのが適当である
。
ＡＩ は脱酸剤として必要であるはかりでなく、ＡＩＮ
として鋼中に析出し結晶粒の粗大化を抑制する効果をも
つので、下限を酸可溶量で０．０１％とした。しかし、
多量に含まれると延靭性を劣化させるので上限は０．１
０％が適当である。
として鋼中に析出し結晶粒の粗大化を抑制する効果をも
つので、下限を酸可溶量で０．０１％とした。しかし、
多量に含まれると延靭性を劣化させるので上限は０．１
０％が適当である。
ＣｒおよびＭＯは前述したように溶接熱影響部のうちの
細粒域の焼入性を向上させ靭性を改善するために必要な
元素である。通常、焼入れ焼もどし型あるいは直接焼入
れ焼もどし型の９％Ｎｉ鋼においでこれらの元素か添加
されることは無いが、不発明番とおいては細粒域の靭性
改善のため０．１０係以上のＣｒおよび０．０５％以上
のＭＯのうちの１種または２種の添加が必要不可欠であ
る。ただし、これらの元素は多量に含まれると、強度を
必要以上に上昇させ延靭性を劣化させるのでＣｒおよび
ＭＯの上限をそれぞれ１．００％、０．５０％とするの
が適当である。
細粒域の焼入性を向上させ靭性を改善するために必要な
元素である。通常、焼入れ焼もどし型あるいは直接焼入
れ焼もどし型の９％Ｎｉ鋼においでこれらの元素か添加
されることは無いが、不発明番とおいては細粒域の靭性
改善のため０．１０係以上のＣｒおよび０．０５％以上
のＭＯのうちの１種または２種の添加が必要不可欠であ
る。ただし、これらの元素は多量に含まれると、強度を
必要以上に上昇させ延靭性を劣化させるのでＣｒおよび
ＭＯの上限をそれぞれ１．００％、０．５０％とするの
が適当である。
他方、（α＋γ）２相域での粗大なフレッシュマルテン
サイト類の生成を防止し、靭性を向上させるため、まず
低温強圧下を施す必要がある。本発明では熱間圧延に際
しての８５０℃以下で６０係以上の累積圧下率で圧下す
る。これによりマトリックス中に高密度の転位が導入さ
れる。なお、圧延条件が８５０℃以上となるとオーステ
ナイトの再結晶が促進されるため、導入された転位の多
・くが消滅してしまい、また８５０℃以下Ｉこ
おける累積圧下率が６０ｑ６未満では充分な転位密度が
得られない。
サイト類の生成を防止し、靭性を向上させるため、まず
低温強圧下を施す必要がある。本発明では熱間圧延に際
しての８５０℃以下で６０係以上の累積圧下率で圧下す
る。これによりマトリックス中に高密度の転位が導入さ
れる。なお、圧延条件が８５０℃以上となるとオーステ
ナイトの再結晶が促進されるため、導入された転位の多
・くが消滅してしまい、また８５０℃以下Ｉこ
おける累積圧下率が６０ｑ６未満では充分な転位密度が
得られない。
次いで圧延後再加熱を行なわすに直ちに焼入れる必要が
ある。これにより上記低温強圧下によって導入された転
位はマトリックスが常温になっても高密度状態で残留し
、以後の焼もどしによっても消失することがない。この
マトリックス中に残された転位は溶質原子の拡散径路と
なるため、２相域に加熱された際にＮｉ 、 Ｍｎ等の
オーヌテナイト形成元素がこの高密度の転位を通って容
易（こ粒内を移動することが可能となり、この結果粒界
。
ある。これにより上記低温強圧下によって導入された転
位はマトリックスが常温になっても高密度状態で残留し
、以後の焼もどしによっても消失することがない。この
マトリックス中に残された転位は溶質原子の拡散径路と
なるため、２相域に加熱された際にＮｉ 、 Ｍｎ等の
オーヌテナイト形成元素がこの高密度の転位を通って容
易（こ粒内を移動することが可能となり、この結果粒界
。
粒内を問わずオーステナイトが微細に分散析出するため
、粗大なフレッシュマルテンサイト粒）生成が防止され
る。
、粗大なフレッシュマルテンサイト粒）生成が防止され
る。
なお、焼入れの平均冷却速度は３℃／秒以上が望ましく
、また最終的にはＡｃ１変態点以下の温度で焼戻しが行
われる。
、また最終的にはＡｃ１変態点以下の温度で焼戻しが行
われる。
次に本発明の実施例について説明する。
実施例
第１表に示す化学成分および圧延・熱処理条件にて製造
した鋼板を供試して再現熱サイクル試験および溶接継手
部の静的曲げＣＯＤ試験を行なった。
した鋼板を供試して再現熱サイクル試験および溶接継手
部の静的曲げＣＯＤ試験を行なった。
溶接擦サイクル再現装置を用いて再現熱サイクル条件８
００℃×１０秒の下に溶接熱影響部の細粒域を再現し、
シャルビ衝撃試験および硬度測定を行なった結果を第１
図および第２図に、またそのミクロ組織の顕微鏡写真を
第３図にそれぞれ示す。Ｃｒ、Ｍｏを添加していない比
較鋼Ｈ，Ｉ （口、−）では低冷却速度域（冷却時間
が大きい領域）で硬度が低下する（第２図参照）ととも
に大きく脆化しておりＣ第１図参照）、ミクロ組織は島
状マルテンサイトを多量に含むベイニテイツクなものと
なっている（第３図（ｂ）参照）。これに対して、（：
：ｒ−Ｍｏを添加した発明鋼Ａ、 Ｂ （○。
００℃×１０秒の下に溶接熱影響部の細粒域を再現し、
シャルビ衝撃試験および硬度測定を行なった結果を第１
図および第２図に、またそのミクロ組織の顕微鏡写真を
第３図にそれぞれ示す。Ｃｒ、Ｍｏを添加していない比
較鋼Ｈ，Ｉ （口、−）では低冷却速度域（冷却時間
が大きい領域）で硬度が低下する（第２図参照）ととも
に大きく脆化しておりＣ第１図参照）、ミクロ組織は島
状マルテンサイトを多量に含むベイニテイツクなものと
なっている（第３図（ｂ）参照）。これに対して、（：
：ｒ−Ｍｏを添加した発明鋼Ａ、 Ｂ （○。
・）および比較Ｅ、Ｆ、Ｇ （△、ム、）では低冷却速
度域でも十分に焼きの入った組織を呈し。
度域でも十分に焼きの入った組織を呈し。
脆化が抑制されている（第１図、第２図および第３図（
ａ）参照）。
ａ）参照）。
また、同じく溶接熱サイクル再現装置を用いて再現熱サ
イクル条件６５０℃Ｘ１１．０秒の下に溶接熱影響部の
（α十γ）２相域を再現しシャルビ衝撃試験を行なった
結果を第４図に、またそのミク口組織を第５図にそれぞ
れ示す。通常の再加熱焼入を行なった比較鋼Ｇ、■ （
，■）は、焼もどしマルテンサイト中に粗大なフレッシ
ュマルテンサイト粒が混在した組織を呈しく第５図（ｂ
）参照）、靭性が低い（第４図参照）。これに対して直
接焼入を行なった発明鋼Ａ（○）では、焼もどしマルテ
ンサイト粒界および粒内に微細なオーステナイトか分散
析出した組織となっており（第５図（ａ）参照）、比較
鋼Ｇ、 Ｉ （，−）にくらべて靭性が大きく向上し
ている（第４図参照）。但し、このような靭性改善効果
の程度は８５０℃以下における圧下率によって大きく左
右され、本温度領域における圧下率を６０係以上確保じ
た発明鋼Ｂ（・）および比較鋼Ｈｃ口）では発明鋼Ａ（
○）と同様の効果がみられるのに対して、圧下率５０％
以下の比較鋼Ｅ、 Ｆ （△、ム）では効果が半減して
いる。
イクル条件６５０℃Ｘ１１．０秒の下に溶接熱影響部の
（α十γ）２相域を再現しシャルビ衝撃試験を行なった
結果を第４図に、またそのミク口組織を第５図にそれぞ
れ示す。通常の再加熱焼入を行なった比較鋼Ｇ、■ （
，■）は、焼もどしマルテンサイト中に粗大なフレッシ
ュマルテンサイト粒が混在した組織を呈しく第５図（ｂ
）参照）、靭性が低い（第４図参照）。これに対して直
接焼入を行なった発明鋼Ａ（○）では、焼もどしマルテ
ンサイト粒界および粒内に微細なオーステナイトか分散
析出した組織となっており（第５図（ａ）参照）、比較
鋼Ｇ、 Ｉ （，−）にくらべて靭性が大きく向上し
ている（第４図参照）。但し、このような靭性改善効果
の程度は８５０℃以下における圧下率によって大きく左
右され、本温度領域における圧下率を６０係以上確保じ
た発明鋼Ｂ（・）および比較鋼Ｈｃ口）では発明鋼Ａ（
○）と同様の効果がみられるのに対して、圧下率５０％
以下の比較鋼Ｅ、 Ｆ （△、ム）では効果が半減して
いる。
次に、市販のオーステナイト系溶接材料を用いて下記第
２表に示す条件で溶接継手を作成し、静的臼けＣＯＤ試
験を行なった。
２表に示す条件で溶接継手を作成し、静的臼けＣＯＤ試
験を行なった。
その結果を第６図に示す。比較鋼Ｉの最低値は０゜０５
門であるのに対して、Ｃｒ 、 Ｍｏを添加するととも
に、８５０℃以下において６０係以上の圧下を施した後
直接焼入れを行なうこと番こよって溶接熱影響部の細粒
域および（α＋γ）２相域双方の靭性を改善した発明＠
Ａ、Ｈの最低値は約０，２５朋と大きく向上している。
門であるのに対して、Ｃｒ 、 Ｍｏを添加するととも
に、８５０℃以下において６０係以上の圧下を施した後
直接焼入れを行なうこと番こよって溶接熱影響部の細粒
域および（α＋γ）２相域双方の靭性を改善した発明＠
Ａ、Ｈの最低値は約０，２５朋と大きく向上している。
細粒域（α＋γ）２相域の靭性をそれぞれ単独に改善し
た比較＠Ｅ、Ｆ、Ｇおよび比較鋼Ｈにおいてもある程度
ＣＯＤ値か向上しているが、発明鋼には及ばない。
た比較＠Ｅ、Ｆ、Ｇおよび比較鋼Ｈにおいてもある程度
ＣＯＤ値か向上しているが、発明鋼には及ばない。
さらに、本発明鋼は比較鋼に比し限界ＣＯＤ値にばらつ
きがなく、全体として靭性がばらつきなく向上している
ことがわかる。
きがなく、全体として靭性がばらつきなく向上している
ことがわかる。
以上のように１本発明によれば、溶接熱影響部の細粒域
およびＣαα＋γ２相域双方の靭性を改善することによ
って、溶接継手部の靭性の極めて優れた９％Ｎｉ鋼を製
造することかできる。
およびＣαα＋γ２相域双方の靭性を改善することによ
って、溶接継手部の靭性の極めて優れた９％Ｎｉ鋼を製
造することかできる。
第１図は鋼種Ａ、Ｉの冷却時間Ｃ冷却速度）と低温靭性
（−１９６℃におけるシャルビ脆性破面率Ｃ％））との
関係を示すグラフ、第２図は同じく冷却時間と硬度との
関係を示すグラフ、第３図は本発明＠Ａと比較鋼Ｈの顕
微鏡写真ｒＸ３５００）、第４図は鋼種Ａ、Ｉの冷却時
間と低温靭性との関係を示すグラフ、第５図は本発明鋼
Ａと比較鋼Ｉの顕微鏡写真（×２０００）、第６図は鋼
種Ａ、Ｉの限界ＣＯＤ値の分布を示すグラフである（た
だし、試験温度−１９６℃である）。 特許出願人株式会社 神戸製鋼所
（−１９６℃におけるシャルビ脆性破面率Ｃ％））との
関係を示すグラフ、第２図は同じく冷却時間と硬度との
関係を示すグラフ、第３図は本発明＠Ａと比較鋼Ｈの顕
微鏡写真ｒＸ３５００）、第４図は鋼種Ａ、Ｉの冷却時
間と低温靭性との関係を示すグラフ、第５図は本発明鋼
Ａと比較鋼Ｉの顕微鏡写真（×２０００）、第６図は鋼
種Ａ、Ｉの限界ＣＯＤ値の分布を示すグラフである（た
だし、試験温度−１９６℃である）。 特許出願人株式会社 神戸製鋼所
Claims (1)
- （１）Ｃ０，０１〜０．０８％、ｓｉ ｏ、ｏｓ〜０．
５０係、Ｍｎ ｏ、ｏ ５〜０．９０％、Ｎｉｓ、ｏ
Ｏ〜１０．００％、酸可溶ＡＩ’０．０１〜０．１０％
に加えてさらにＣｒ０１１０〜１．００％およびＭｏ０
．０５〜０．５０％の一方または双方を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなるスラブを８５０℃以下で
６０％以上の累積圧下を与える条件下で熱間圧延に付し
、圧延後直ちに焼入れし、続いてＡｃｔ変態点以下の温
度で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接継手部の靭性
の優れた低温用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10084282A JPS58217629A (ja) | 1982-06-12 | 1982-06-12 | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10084282A JPS58217629A (ja) | 1982-06-12 | 1982-06-12 | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58217629A true JPS58217629A (ja) | 1983-12-17 |
Family
ID=14284568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10084282A Pending JPS58217629A (ja) | 1982-06-12 | 1982-06-12 | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58217629A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61133312A (ja) * | 1984-12-03 | 1986-06-20 | Kawasaki Steel Corp | 高じん性低温用鋼板の製造方法 |
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| JPH01230713A (ja) * | 1988-03-08 | 1989-09-14 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 |
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-
1982
- 1982-06-12 JP JP10084282A patent/JPS58217629A/ja active Pending
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