JPS61238911A - 溶接熱影響部の靭性の優れた低温用鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性の優れた低温用鋼の製造法Info
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- JPS61238911A JPS61238911A JP7819385A JP7819385A JPS61238911A JP S61238911 A JPS61238911 A JP S61238911A JP 7819385 A JP7819385 A JP 7819385A JP 7819385 A JP7819385 A JP 7819385A JP S61238911 A JPS61238911 A JP S61238911A
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- 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
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- 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】
（産業上の利用分野）
本発明は溶接熱影響部の靭性の優れた９％Ｎｉ鋼の製造
法に関するものである。
法に関するものである。
（従来の技術、問題点）
９％Ｎｉ鋼は、極低温用圧力容器用鋼として従来よりＬ
ＮＧタンク等に多くの使用実績がある。
ＮＧタンク等に多くの使用実績がある。
ところで、近年、これら低温タンク等の安全性向上のた
め、母材のみならず、溶接部に対しても優れた靭性な有
することが要求されている。
め、母材のみならず、溶接部に対しても優れた靭性な有
することが要求されている。
９％Ｎｉ鋼の溶接部のミクロ組織は種々の溶接熱サイク
ルを受けて連続的に変化するが、大別して次の３種類に
分けられる。すなわち、■Ａｃ＝変態点より着しく高い
加熱を受けた粗粒マルテンサイト組繊、 ■Ａｃｓ変態点直上に加熱されたマルテンザイト＋細粒
ベーナイトの混合組織、 ■Ａｃ＋変態点とＡｃ３変態、へどの間に加熱され、冷
却後母材７工フイト＋マルテンサイト混合組織を呈する
部分、 の３つである。したがって、溶接部の靭性は上記の３種
に大別されたミクロ組織の靭性に支配されるため、複雑
で母材より着しく劣化する部分も存在する。
ルを受けて連続的に変化するが、大別して次の３種類に
分けられる。すなわち、■Ａｃ＝変態点より着しく高い
加熱を受けた粗粒マルテンサイト組繊、 ■Ａｃｓ変態点直上に加熱されたマルテンザイト＋細粒
ベーナイトの混合組織、 ■Ａｃ＋変態点とＡｃ３変態、へどの間に加熱され、冷
却後母材７工フイト＋マルテンサイト混合組織を呈する
部分、 の３つである。したがって、溶接部の靭性は上記の３種
に大別されたミクロ組織の靭性に支配されるため、複雑
で母材より着しく劣化する部分も存在する。
これに対して、現在までに考えられている溶接熱影響部
における靭性改善の方法として、例えば特開昭５８−２
１７６２９号公報記載のごとき 「ｃｒ、 Ｍ。
における靭性改善の方法として、例えば特開昭５８−２
１７６２９号公報記載のごとき 「ｃｒ、 Ｍ。
添加、Ｎｉ含有スラブを８５０″Ｃ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Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻しをする方
法」は、焼入れ性の高い合金元素添加により上部ベーナ
イト組織の生成を抑制したり、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
により靭性向上を計っている。
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Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻しをする方
法」は、焼入れ性の高い合金元素添加により上部ベーナ
イト組織の生成を抑制したり、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
により靭性向上を計っている。
しかしながら、これらの方法は先に大別した組繊のなか
の■および■の部分を改善したに過ぎず、また強圧ｒ圧
延により母材に者しい異方性が生じる恐れがあり、総合
的に見た構造物の安全性の面からはなお問題が残る。
の■および■の部分を改善したに過ぎず、また強圧ｒ圧
延により母材に者しい異方性が生じる恐れがあり、総合
的に見た構造物の安全性の面からはなお問題が残る。
（問題点を解決するための手段、作用）本発明の要旨は
、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０以下、Ｍ
ｎ： ０．４〜０．８％、Ｐ：０．００３％以下、Ｎｉ
：７．５−１０％、Ｓ ｏｆ、Ａ Ｉ： ０．１％以下
を含有し、あるいはさらにＭｏ： ０．０５−１．０％
、Ｃｒ： ０．１−１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅＢよび不可
避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後直ちに急冷し
、Ａｃ、変態点以下の温度で焼戻しを行うあるいは熱間
圧延後空冷以上の速さで冷却した後、ＡｃＩ変態点以上
に加熱して急冷または空冷する処理を１回または２回以
上繰り返し、Ａｃ、変態点以下の温度で焼戻すことによ
り、オーステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、８
．５番以上とすることを特徴とする溶接熱形Ｖ部の靭性
の優れた低温用鋼の製造法である。
、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０以下、Ｍ
ｎ： ０．４〜０．８％、Ｐ：０．００３％以下、Ｎｉ
：７．５−１０％、Ｓ ｏｆ、Ａ Ｉ： ０．１％以下
を含有し、あるいはさらにＭｏ： ０．０５−１．０％
、Ｃｒ： ０．１−１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅＢよび不可
避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後直ちに急冷し
、Ａｃ、変態点以下の温度で焼戻しを行うあるいは熱間
圧延後空冷以上の速さで冷却した後、ＡｃＩ変態点以上
に加熱して急冷または空冷する処理を１回または２回以
上繰り返し、Ａｃ、変態点以下の温度で焼戻すことによ
り、オーステナイト粒度をＡ Ｓ Ｔ Ｍ Ｎｏ、８
．５番以上とすることを特徴とする溶接熱形Ｖ部の靭性
の優れた低温用鋼の製造法である。
木発明者らは、上記の間開にかんがみ溶接部会体にわた
っての靭性向上を目的として多くの実験を行った。第１
図はオーステナイト粒度が９番の母材を用いて溶接部靭
性におよぼすＳｉ 、Ｐの影響を示す。すなわち、Ｓｉ
を０．１０％以下に、さらにＰを０．００３％以下に同
成分を低減することにより、溶接部全体にわたって従来
鋼より優れた靭性が得られることを知見した。さらに、
このような靭性向上の効果は、後で第２図に基いて詳細
に述べるように、母材の組織と密接に関連すること、す
なわち、先に述べた■、■のＭ繊的特徴を有する部分に
討しオーステナイト粒度が８．５番以上のときにその効
果が顕著１こ表れることも見い出だした。本発明は、上
記の知見に基づいて構成した。
っての靭性向上を目的として多くの実験を行った。第１
図はオーステナイト粒度が９番の母材を用いて溶接部靭
性におよぼすＳｉ 、Ｐの影響を示す。すなわち、Ｓｉ
を０．１０％以下に、さらにＰを０．００３％以下に同
成分を低減することにより、溶接部全体にわたって従来
鋼より優れた靭性が得られることを知見した。さらに、
このような靭性向上の効果は、後で第２図に基いて詳細
に述べるように、母材の組織と密接に関連すること、す
なわち、先に述べた■、■のＭ繊的特徴を有する部分に
討しオーステナイト粒度が８．５番以上のときにその効
果が顕著１こ表れることも見い出だした。本発明は、上
記の知見に基づいて構成した。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明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法を経てＣ： ０．０４〜
０．１０％、Ｓｉ：０．１０以下、Ｍｎ： ０．４〜０
．８％、Ｐ ：０．００３％以下、Ｎｉ：７．５−１０
％、Ｓｏｌ、Ａｌ：０．１％以下を含有し、あるいはさ
らにＭｏ： ０．０５〜１．０％、Ｃｒ： ０．１−１
．０％、Ｃｕ： ０．１−２．０％の１種または２種以
上を含有し、残部がＦｅお上り不可避的不純物からなる
スラブを製造する。
、連続鋳造あるいは造塊分塊法を経てＣ： ０．０４〜
０．１０％、Ｓｉ：０．１０以下、Ｍｎ： ０．４〜０
．８％、Ｐ ：０．００３％以下、Ｎｉ：７．５−１０
％、Ｓｏｌ、Ａｌ：０．１％以下を含有し、あるいはさ
らにＭｏ： ０．０５〜１．０％、Ｃｒ： ０．１−１
．０％、Ｃｕ： ０．１−２．０％の１種または２種以
上を含有し、残部がＦｅお上り不可避的不純物からなる
スラブを製造する。
Ｃは、強度付与に必須な元素であり、０．０４％未満で
は強度確保が困難になす、 ｏ、ｉｏ％超の添加は靭性
の劣化をまねくため、０．０４〜０．１０％の範囲が適
当である。
は強度確保が困難になす、 ｏ、ｉｏ％超の添加は靭性
の劣化をまねくため、０．０４〜０．１０％の範囲が適
当である。
Ｓｉは第１図に示すように溶接熱影響部の靭性に看しく
影響を与える元素で、その効果は０．１％以下で顕若と
なる。すなわちＳｉの低減は、粗大化したマルテンサイ
ト組織（前記■の部分）においては、マルテンサイトラ
スの微細化とともに有効結晶粒の微細化に効果があり、
マルテンサイトとの二相混合域（前記■、■）において
は局部的に生成するマルテンサイトの微細化に有効であ
る。
影響を与える元素で、その効果は０．１％以下で顕若と
なる。すなわちＳｉの低減は、粗大化したマルテンサイ
ト組織（前記■の部分）においては、マルテンサイトラ
スの微細化とともに有効結晶粒の微細化に効果があり、
マルテンサイトとの二相混合域（前記■、■）において
は局部的に生成するマルテンサイトの微細化に有効であ
る。
Ｍｎは強度付与に必須な元素であり、０．４％未冑では
強度確保が困難になり、０．８％超の添加では焼戻し脆
性を助長して母材靭性を劣化するため、０．４〜０．８
％のＳ囲とする。
強度確保が困難になり、０．８％超の添加では焼戻し脆
性を助長して母材靭性を劣化するため、０．４〜０．８
％のＳ囲とする。
Ｐは第１図に示すようにＨＡ２６〜９１１Ｉ！＋の靭性
に影響を及ぼす元素である。すなわち、この領域のミク
ロ組織は、マルテンサイトを含む二相混合組繊であっ′
ζ、Ｓｉの低減に加え゛ＣＰ添加量を規定することでマ
ルテンサイトとの７エライトの界面の靭性を向上する結
果、前記■および■の部分の靭性を特に顕著に改善する
。
に影響を及ぼす元素である。すなわち、この領域のミク
ロ組織は、マルテンサイトを含む二相混合組繊であっ′
ζ、Ｓｉの低減に加え゛ＣＰ添加量を規定することでマ
ルテンサイトとの７エライトの界面の靭性を向上する結
果、前記■および■の部分の靭性を特に顕著に改善する
。
Ｎｉは低温靭性の付与および焼入れ性の確保に必須の元
素であり、７．５％以上の添加が必要であるが、１０％
超添加してもその効果が飽和に達する。
素であり、７．５％以上の添加が必要であるが、１０％
超添加してもその効果が飽和に達する。
さらに、本発明においては母材および熱形ｖ８１１Ｓの
強度、靭性を向上する有効な元素として必要に応じてＭ
ｏ： ０．０５−１．０％、Ｃｒ： ０．１−１．０
％、Ｃｕ：０．１〜２．０％の１種または２種以上を選
択して添加する。
強度、靭性を向上する有効な元素として必要に応じてＭ
ｏ： ０．０５−１．０％、Ｃｒ： ０．１−１．０
％、Ｃｕ：０．１〜２．０％の１種または２種以上を選
択して添加する。
ＭＯは特に最適焼戻し温度を広げるのに有効な元素であ
り、０．０５％以上の添加で有効であるが、１．０％を
雇える過剰な添加では強度の昔しい上昇をまねき、靭性
が劣化する６ Ｃｒ＃３Ｍｏと同様な効果があり、０．１％以上の添加
で有効であるが、１．０％を超える過剰な添加ではＭｏ
と同様に靭性の劣化をきたす。
り、０．０５％以上の添加で有効であるが、１．０％を
雇える過剰な添加では強度の昔しい上昇をまねき、靭性
が劣化する６ Ｃｒ＃３Ｍｏと同様な効果があり、０．１％以上の添加
で有効であるが、１．０％を超える過剰な添加ではＭｏ
と同様に靭性の劣化をきたす。
Ｃｕは強度の向上および耐食性に役立つ元素であり、０
．１％以上の添加で有効であるが、２．０％を超える添
加では、靭性劣化が着しくなる。
．１％以上の添加で有効であるが、２．０％を超える添
加では、靭性劣化が着しくなる。
上記のようにして製造されたスラブは、連続鋳造後また
は造塊分塊後高温度に保持したまま、あるいはその温度
から一旦低温度に冷却された後高温度に再び加熱され、
熱間圧延およびその後熱処理される。
は造塊分塊後高温度に保持したまま、あるいはその温度
から一旦低温度に冷却された後高温度に再び加熱され、
熱間圧延およびその後熱処理される。
ところで、溶接熱影響部の中でも先に述べた■および■
の組織的特徴を有する部分はマルテンサイトが混在する
二相混合領域であるが、この部分の靭性は先に述べたＳ
ｉ とＰ添加量の規制の他に、第２図に示す母材のオー
ステナイト粒度を８．５番以上とすることで高いＨＡＺ
靭性が得られる。これは、二相混合ＭＬ織におけるマル
テンサイトの生成が母材組織に影響され、母材の組織が
微細であるほど溶接熱により加熱されて生成するオース
テナイトも微細であり、その後冷却されて生じるマルテ
ンサイトも微細になり、靭性劣化に対する影る溶接熱形
ＩＦｎの靭性の改善には、上に述べた成分上の制限と同
時に、母材のオーステナイト粒度を８．５番以上に制約
する必要がある。先に述べた！ｌ！！逍法により、母材
のオーステナイト粒度８．５番以上が得られる。
の組織的特徴を有する部分はマルテンサイトが混在する
二相混合領域であるが、この部分の靭性は先に述べたＳ
ｉ とＰ添加量の規制の他に、第２図に示す母材のオー
ステナイト粒度を８．５番以上とすることで高いＨＡＺ
靭性が得られる。これは、二相混合ＭＬ織におけるマル
テンサイトの生成が母材組織に影響され、母材の組織が
微細であるほど溶接熱により加熱されて生成するオース
テナイトも微細であり、その後冷却されて生じるマルテ
ンサイトも微細になり、靭性劣化に対する影る溶接熱形
ＩＦｎの靭性の改善には、上に述べた成分上の制限と同
時に、母材のオーステナイト粒度を８．５番以上に制約
する必要がある。先に述べた！ｌ！！逍法により、母材
のオーステナイト粒度８．５番以上が得られる。
上記のように本発明により溶接部全体にわたって低温靭
性を看しく改善することが可能となり、従来法に比べＶ
！遺物の安全性を飛躍的に向上させることができる。
性を看しく改善することが可能となり、従来法に比べＶ
！遺物の安全性を飛躍的に向上させることができる。
（実施例）
次に本発明の実施例について説明する
第１表は、実験に供した鋼の化学成分、鋼板の製造条件
、母材の８！械的性質、溶接熱サイクル後の衝撃試験結
果および母材のオーステナイト粒度を示したものである
。
、母材の８！械的性質、溶接熱サイクル後の衝撃試験結
果および母材のオーステナイト粒度を示したものである
。
同表より本発明鋼（０印）は、比較鋼（Ｘ印）に対して
溶接部全体にわたってＳ ｋｇｆの以上の高い靭性を有
しているのが分かる。
溶接部全体にわたってＳ ｋｇｆの以上の高い靭性を有
しているのが分かる。
（発明の効果）
以上詳細に説明したように、本発明法により溶接熱影響
部の靭性の優れた９％Ｎｉ鋼を製造することができる。
部の靭性の優れた９％Ｎｉ鋼を製造することができる。
第１図は板厚１２ｍｍ、入熱Ｚ５ｋＪ／ｃ鵬で２層溶接
したときの板厚中心部の各溶接熱影響部における熱履歴
相当の熱サイクルを与えたときの靭性変化におけるＳｉ
、Ｐ添加量の効果を示した図、第２図はＨＡ Ｚ ９
ａｍ相当の熱サイクルを与えたときの靭性に対する母材
オーステナイト粒度の影響を示した図である。
したときの板厚中心部の各溶接熱影響部における熱履歴
相当の熱サイクルを与えたときの靭性変化におけるＳｉ
、Ｐ添加量の効果を示した図、第２図はＨＡ Ｚ ９
ａｍ相当の熱サイクルを与えたときの靭性に対する母材
オーステナイト粒度の影響を示した図である。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０４〜０．１０％、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．４〜０．８％、 Ｐ：０．００３％以下、 Ｎｉ：７．５〜１０％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．１％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるス
ラブを、 熱間圧延後直ちに急冷し、Ａｃ＿１変態点以下の温度で
焼戻しを行う あるいは 熱間圧延後空冷以上の速さで冷却した後、 Ａｃ＿１変態点以上に加熱して急冷または空冷する処理
を１回または２回以上繰り返し、Ａｃ＿１変態点以下の
温度で焼戻す ことにより、オーステナイト粒度をＡＳＴＭ Ｎｏ．８
．５番以上とすることを特徴とする溶接熱影響部の靭性
の優れた低温用鋼の製造法。 - （２）Ｃ：０．０４〜０．１０％、 Ｓｉ：０．１０以下、 Ｍｎ：０．４〜０．８％、 Ｐ：０．００３％以下、 Ｎｉ：７．５〜１０％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．１％以下 を含有し、さらに Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜２．０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなるスラブを、 熱間圧延後直ちに急冷し、Ａｃ＿１変態点以下の温度で
焼戻しを行う あるいは 熱間圧延後空冷以上の速さで冷却した後、 Ａｃ＿１変態点以上に加熱して急冷または空冷する処理
を１回または２回以上繰り返し、Ａｃ＿１変態点以下の
温度で焼戻す ことにより、オーステナイト粒度をＡＳＴＭ Ｎｏ．８
．５番以上とすることを特徴とする溶接熱影響部の靭性
の優れた低温用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7819385A JPS61238911A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の靭性の優れた低温用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7819385A JPS61238911A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の靭性の優れた低温用鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61238911A true JPS61238911A (ja) | 1986-10-24 |
| JPH0440411B2 JPH0440411B2 (ja) | 1992-07-02 |
Family
ID=13655158
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7819385A Granted JPS61238911A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の靭性の優れた低温用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61238911A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56156715A (en) * | 1980-05-07 | 1981-12-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of ni-containing steel for low temperature excellent in crack tip opening displacement |
| JPS58171526A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 極低温用鋼の製造法 |
| JPS58217629A (ja) * | 1982-06-12 | 1983-12-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-12 JP JP7819385A patent/JPS61238911A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56156715A (en) * | 1980-05-07 | 1981-12-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of ni-containing steel for low temperature excellent in crack tip opening displacement |
| JPS58171526A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 極低温用鋼の製造法 |
| JPS58217629A (ja) * | 1982-06-12 | 1983-12-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0440411B2 (ja) | 1992-07-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |