JPS63290246A - 溶接部靭性の優れた低温用鋼 - Google Patents
溶接部靭性の優れた低温用鋼Info
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- JPS63290246A JPS63290246A JP12406087A JP12406087A JPS63290246A JP S63290246 A JPS63290246 A JP S63290246A JP 12406087 A JP12406087 A JP 12406087A JP 12406087 A JP12406087 A JP 12406087A JP S63290246 A JPS63290246 A JP S63290246A
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Landscapes
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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）
この発明は、溶接部靭性の優れた低温用鋼に関し、とく
に液化天然ガス（ＬＮＧ）用鋼材など一１６０°Ｃ以下
のような極低温での使用において溶接部靭性が重要な要
因となる低温用鋼についてその特性の改善を図ったもの
である。
に液化天然ガス（ＬＮＧ）用鋼材など一１６０°Ｃ以下
のような極低温での使用において溶接部靭性が重要な要
因となる低温用鋼についてその特性の改善を図ったもの
である。
（従来の技術）
ＬＮＧタンクなどに用いられる鋼材には、低温での高靭
性が要求される。その際とくに問題となるものの一つと
して溶接部における低温靭性がある。
性が要求される。その際とくに問題となるものの一つと
して溶接部における低温靭性がある。
従来からこの問題を解決するために種々の手直てが講じ
られていて、たとえば特開昭６１−１３３３１２号公報
ではＣ量の低減化が、また「鉄と鋼（１９Ｂ２）４、
Ｐ、１６８）では極低Ｐ化や極低Ｓ化が提案されている
。
られていて、たとえば特開昭６１−１３３３１２号公報
ではＣ量の低減化が、また「鉄と鋼（１９Ｂ２）４、
Ｐ、１６８）では極低Ｐ化や極低Ｓ化が提案されている
。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながらこれらの方法では、溶接継手部とくに７０
０〜９００°Ｃまたは１３５０°Ｃ以上に再加熱される
熱影響部に対する要求靭性を十分に満足することはでき
ず、たとえば上記溶接継手部の脆性破壊発生試験におけ
るＣＯＤ値がポツプインの発生により低い値となること
が避けられなかった。
０〜９００°Ｃまたは１３５０°Ｃ以上に再加熱される
熱影響部に対する要求靭性を十分に満足することはでき
ず、たとえば上記溶接継手部の脆性破壊発生試験におけ
るＣＯＤ値がポツプインの発生により低い値となること
が避けられなかった。
しかも前者の低Ｃ化法では、母材強度の点からＳｉ、
Ｍｎの低減に限界があり、従って、７００〜９００°Ｃ
に加熱される熱影響部の靭性が低いという重大な欠陥が
あった。
Ｍｎの低減に限界があり、従って、７００〜９００°Ｃ
に加熱される熱影響部の靭性が低いという重大な欠陥が
あった。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、溶接
部における低温靭性に優れた低温用鋼を提案することを
目的とする。
部における低温靭性に優れた低温用鋼を提案することを
目的とする。
（問題点を解決するための手段）
上記した目的は、下記各項に掲げる構成により、有利に
実現される。
実現される。
（１） Ｃ： ０．０４〜０．１２ｗｔ％（以下単
に％で示す）Ｓｉ：０．０２〜０．３０％。
に％で示す）Ｓｉ：０．０２〜０．３０％。
Ｍｎ ： ０．０５〜０．４％。
ｐ ： ｏ、ｏｔ％以下、
Ｓ ： ０．００５％以下、
Ｎｉ：６．５〜１２．０％。
八Ｉｌ？ ０．０１ 〜０．１０％
Ｔｉ ： ０．００４〜０．０１５％を含有して、残
余は実質的にＦｅから成る組成（以下基本成分と略記す
る）。
余は実質的にＦｅから成る組成（以下基本成分と略記す
る）。
（２）基本成分にさらに、０．００５〜０．０６％のＮ
ｂおよび０．００５〜０．０７％の■のうち少なくとも
１種の成分を含む組成。
ｂおよび０．００５〜０．０７％の■のうち少なくとも
１種の成分を含む組成。
（３）基本成分にさらに、０．０２〜０．４０％の門０
を含む組成。
を含む組成。
（４）基本成分にさラニ、０．００５〜０．０６％ノＮ
ｂおよびｏ、ｏｏｓ〜０．０７％のＶのうち少なくとも
１種と、０．０２〜０．４０％のＭｏとを含む組成。
ｂおよびｏ、ｏｏｓ〜０．０７％のＶのうち少なくとも
１種と、０．０２〜０．４０％のＭｏとを含む組成。
（作 用）
この発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した
理由は次のとおりである。
理由は次のとおりである。
Ｃ： ０．０４〜０．１２％
Ｃは、十分な高張力を得るために有用な元素であるが、
含有量が０．０４％に満たないと前述したとおりＳｉ、
Ｍｎを増加する必要が生じ７００〜９００″Ｃに加熱
された部分の靭性が低いという問題があり、一方０．１
２％を超ても靭性を１貝うので、０．０４〜０．１２％
の範囲とした。
含有量が０．０４％に満たないと前述したとおりＳｉ、
Ｍｎを増加する必要が生じ７００〜９００″Ｃに加熱
された部分の靭性が低いという問題があり、一方０．１
２％を超ても靭性を１貝うので、０．０４〜０．１２％
の範囲とした。
Ｓｉ ： ０．０２〜０．３０％
Ｓｉは、この発明の特徴の一つであり、それというのは
、Ｓｉの低減は溶接部靭性改善に顕著な効果を示すから
である。しかしながら、０．０２％未満にしても漸進的
効果は認められないので下限を０．０２％とした。一方
０．３％を超えるとかえって靭性の劣化を招くだけでな
く強度が過剰に上昇するため０．３％を上限とした。
、Ｓｉの低減は溶接部靭性改善に顕著な効果を示すから
である。しかしながら、０．０２％未満にしても漸進的
効果は認められないので下限を０．０２％とした。一方
０．３％を超えるとかえって靭性の劣化を招くだけでな
く強度が過剰に上昇するため０．３％を上限とした。
Ｍｎ ： ０．０５〜０．４％
Ｍｎも、Ｓｉと同様にこの発明の特徴の一つである。
Ｍｎの低減もＳｉの低減と相まるごとにより）容接部靭
性改善に顕著な効果を示す。しかしながら０．０５％を
下回る低減は漸進的効果を示さないので、下限を０．０
５％とした。Ｍｎはこの範囲で低減すれば漸進的に溶接
部靭性を改善し、とくに０．３％以下で顕著である。し
かし、一方０．４％を超えると靭性を劣化させるだけで
なく強度を過剰に上昇させるため０．４％を上限とした
。
性改善に顕著な効果を示す。しかしながら０．０５％を
下回る低減は漸進的効果を示さないので、下限を０．０
５％とした。Ｍｎはこの範囲で低減すれば漸進的に溶接
部靭性を改善し、とくに０．３％以下で顕著である。し
かし、一方０．４％を超えると靭性を劣化させるだけで
なく強度を過剰に上昇させるため０．４％を上限とした
。
Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦ｏ、ｏｏｓ％
Ｐ、Ｓはいずれも、母材および溶接部の靭性を害するの
で極力低減することが望ましいが、それぞれ０．０１％
以下、０．００５％以下の範囲で許容できる。
で極力低減することが望ましいが、それぞれ０．０１％
以下、０．００５％以下の範囲で許容できる。
Ｎｉ ： ６．５〜１２．０％
Ｎｉは、この発明の低温用鋼には必須の元素で、低温に
おいて高靭性を与える効果を有するが、６．５％未満で
はその効果に乏しく、一方１２％を超えて多量に添加し
てもその効果は飽和に達し、また不経済でもあるので、
６．５〜１２．０％の範囲に限定した。
おいて高靭性を与える効果を有するが、６．５％未満で
はその効果に乏しく、一方１２％を超えて多量に添加し
てもその効果は飽和に達し、また不経済でもあるので、
６．５〜１２．０％の範囲に限定した。
Ａｆｆｉ：０．０１〜０．１０％
Ａｆｆｉは、脱酸上必要な元素であるが、０．０１％未
満ではその効果に乏しく、一方０．１０％を超えると清
浄性を損うので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
満ではその効果に乏しく、一方０．１０％を超えると清
浄性を損うので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
Ｔｉ ： ０．００４〜０．０１５％
Ｔｉは、この発明の特徴の一つであり、それというのは
、Ｔｉ成分は、鋼中においてＴｉ窒化物を形成し、この
Ｔｉ窒化物が溶接部靭性とくにＣＯＯ値の向上に好影響
を及ぼすので、溶接部靭性を改善するために添加される
ものである。乙かしながら、その含有量が０．００４％
未満では溶接部靭性の改善効果が認められず、一方０．
０１５％を超えて含有させるとかえって靭性の劣化を招
くので、その含有量は０．００４〜０．０１５％の範囲
に限定した。また、ＴｉはＳＬ、 Ｍｎ低減による母材
の強度低下を補う元素でもある。
、Ｔｉ成分は、鋼中においてＴｉ窒化物を形成し、この
Ｔｉ窒化物が溶接部靭性とくにＣＯＯ値の向上に好影響
を及ぼすので、溶接部靭性を改善するために添加される
ものである。乙かしながら、その含有量が０．００４％
未満では溶接部靭性の改善効果が認められず、一方０．
０１５％を超えて含有させるとかえって靭性の劣化を招
くので、その含有量は０．００４〜０．０１５％の範囲
に限定した。また、ＴｉはＳＬ、 Ｍｎ低減による母材
の強度低下を補う元素でもある。
上記Ｃ，Ｓｉ、 Ｍｎ、 Ｐ、 ＳＬ Ｎｉ、 Ａｆｆ
、 Ｔｉの各限定量をもってこの発明による低温用鋼の
基本成分とするが、この発明ではさらにＮｂ ： ０．
００５〜０．０６％。
、 Ｔｉの各限定量をもってこの発明による低温用鋼の
基本成分とするが、この発明ではさらにＮｂ ： ０．
００５〜０．０６％。
Ｖ ： ０．００５〜０．０７％のうち少なくとも一種
または／およびＭｏ ： ０．０２〜０．４０％を含有
させることもできる。
または／およびＭｏ ： ０．０２〜０．４０％を含有
させることもできる。
これらの限定理由について次に説明する。
Ｎｂ ： ０．００５〜０．０６％、 Ｖ ： ０
．００５〜０．０７％。
．００５〜０．０７％。
Ｎｂおよび■はいずれも、析出強化により強度を向上さ
せるのに有効に寄与するが、両者ともｏ、ｏｏｓ％未満
では添加効果が少ないので０．００５％を下限とし、一
方Ｎｂは０．０６％、またＶは０．０７％を超えるとか
えって靭性を損うのでそれぞれ上限をＮｂ：０．０６％
、Ｖ：０．０７％に限定した。
せるのに有効に寄与するが、両者ともｏ、ｏｏｓ％未満
では添加効果が少ないので０．００５％を下限とし、一
方Ｎｂは０．０６％、またＶは０．０７％を超えるとか
えって靭性を損うのでそれぞれ上限をＮｂ：０．０６％
、Ｖ：０．０７％に限定した。
Ｍｏ ： ０．０２〜０．４０％
Ｍｏは、固溶強化および焼入性向上により強度を改善す
るのに有用な元素であるが、０．０２％未満ではその添
加効果に乏しく、一方０．４０％を超えるとかえって靭
性を損うので、０．０２〜０．４０％の範囲に限定した
。
るのに有用な元素であるが、０．０２％未満ではその添
加効果に乏しく、一方０．４０％を超えるとかえって靭
性を損うので、０．０２〜０．４０％の範囲に限定した
。
そして、上記成分範囲であれば、母材の製法は、いずれ
でも良く、例えば、圧延後直接焼入れ一二相域焼入れ一
焼もどしくＤＱ−Ｑ’ −Ｔ） 、圧延後直接焼入れ一
焼もどしくＤＱ−Ｔ） 、圧延後再加熱焼入れ一二相域
焼入れ一焼もどしくＲロー〇’−Ｔ）および圧延後再加
熱焼入れ一焼もどしくＲＱ−Ｔ）などの従来法で良い。
でも良く、例えば、圧延後直接焼入れ一二相域焼入れ一
焼もどしくＤＱ−Ｑ’ −Ｔ） 、圧延後直接焼入れ一
焼もどしくＤＱ−Ｔ） 、圧延後再加熱焼入れ一二相域
焼入れ一焼もどしくＲロー〇’−Ｔ）および圧延後再加
熱焼入れ一焼もどしくＲＱ−Ｔ）などの従来法で良い。
ただし、コストの点からはＤローＴあるいはＲＱ−Ｔが
好ましく、勿論かかる製法で製造してもこの発明鋼は−
１６０’Ｃ以下−１９６°Ｃでも十分な母材靭性を示す
。
好ましく、勿論かかる製法で製造してもこの発明鋼は−
１６０’Ｃ以下−１９６°Ｃでも十分な母材靭性を示す
。
（実施例）
表１に示す種々の化学組成になる鋼を、スラブ加熱温度
４１２２０″Ｃ１圧延仕上げ温度：９００°Ｃの条件で
１０ｍｍ厚まで圧延し、直ちに水冷し、ついで５７０°
Ｃで７０ｍ１ｎの焼もどし処理を施した。
４１２２０″Ｃ１圧延仕上げ温度：９００°Ｃの条件で
１０ｍｍ厚まで圧延し、直ちに水冷し、ついで５７０°
Ｃで７０ｍ１ｎの焼もどし処理を施した。
その時の母材強度および靭性（ＶＥ−１９６）について
調べた結果を表２に示す。
調べた結果を表２に示す。
次に、表１に示す種々の化学組成になる鋼について、最
高加熱温度１３５０℃とし、最高加熱温度到達後、直ち
に冷却し、ついで８００〜５００°Ｃを３０ｓで冷却す
る溶接再現熱サイクルを付与し、その時のｖＴｒｓおよ
びδＣをそれぞれシャルピー衝撃試験とＣＯＤ試験によ
り求めた。その結果を第１図ａ。
高加熱温度１３５０℃とし、最高加熱温度到達後、直ち
に冷却し、ついで８００〜５００°Ｃを３０ｓで冷却す
る溶接再現熱サイクルを付与し、その時のｖＴｒｓおよ
びδＣをそれぞれシャルピー衝撃試験とＣＯＤ試験によ
り求めた。その結果を第１図ａ。
ｂ〜第３図ａ、 ｂにＭｎ含有量、Ｓｉ含有量およびＴ
ｉ含有量との関係で示す。
ｉ含有量との関係で示す。
さらに発明鋼Ｎα２および比較＠ Ｎｏ、 １５につい
て、最高加熱温度を５００〜１０００°Ｃに変え、最高
加熱温度到達後直ちに冷却される溶接熱影響部に相当す
る熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試験結禾
（ｖＥ−ｔ＊ｈ）についての調査結果を第４図に示す。
て、最高加熱温度を５００〜１０００°Ｃに変え、最高
加熱温度到達後直ちに冷却される溶接熱影響部に相当す
る熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試験結禾
（ｖＥ−ｔ＊ｈ）についての調査結果を第４図に示す。
従来鋼では７００〜１０００°Ｃに加熱したとき脆化す
るが（このような熱履歴は、溶接時に必ず表れ、ポツプ
インなどの原因ともなる）、発明鋼では脆化しない。
るが（このような熱履歴は、溶接時に必ず表れ、ポツプ
インなどの原因ともなる）、発明鋼では脆化しない。
また、さらに第５図ａ、 ｂ、 ｃには、８００°Ｃ加
熱時のシャルピー試験結果をＭｎ、 ＳｉおよびＴｉｌ
との関係で示したが、この発明の適正範囲ですぐれた靭
性を示している。
熱時のシャルピー試験結果をＭｎ、 ＳｉおよびＴｉｌ
との関係で示したが、この発明の適正範囲ですぐれた靭
性を示している。
（発明の効果）
かくしてこの発明によれば、低温靭性とくに溶接部靭性
に優れた低温用鋼を容易に得ることができ、有利である
。
に優れた低温用鋼を容易に得ることができ、有利である
。
第１図ａ、ｂ〜第３図ａ、 ｂはそれぞれ、Ｍｎ。
ＳｉおよびＴｉ含有量とｖＴｒｓおよびδＣとの関係を
示したグラフ、 第４図は、最高加熱温度とシＥ−１９６との関係を示し
たグラフ、 第５図ａ、 ｂ、 ｃはそれぞれ、Ｍｎ＋ Ｓｉおよび
Ｔｉ含有量とシＢ−１９６との関係を示したグラフであ
る。 第１図 （ａ） Ｍｎ４−有量（％） 第２図 Ｓｉ８有量（％） （ｂ） （ｂｔ 第５ （ａ） （Ｃ） Ｔｉ昔宵量ｃ％） （ｂ）
示したグラフ、 第４図は、最高加熱温度とシＥ−１９６との関係を示し
たグラフ、 第５図ａ、 ｂ、 ｃはそれぞれ、Ｍｎ＋ Ｓｉおよび
Ｔｉ含有量とシＢ−１９６との関係を示したグラフであ
る。 第１図 （ａ） Ｍｎ４−有量（％） 第２図 Ｓｉ８有量（％） （ｂ） （ｂｔ 第５ （ａ） （Ｃ） Ｔｉ昔宵量ｃ％） （ｂ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０４〜０．１２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４ｗｔ％、 Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：６．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％および Ｔｉ：０．００４〜０．０１５ｗｔ％ を含み、残余は実質的にＦｅの組成になる溶接部靭性の
優れた低温用鋼。 ２、Ｃ：０．０４〜０．１２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４ｗｔ％、 Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：６．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％および Ｔｉ：０．００４〜０．０１５ｗｔ％ を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０６ｗｔ％、 Ｖ：０．００５〜０．０７ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残余は実質
的にＦｅの組成になる溶接部靭性の優れた低温用鋼。 ３、Ｃ：０．０４〜０．１２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４ｗｔ％、 Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：６．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％および Ｔｉ：０．００４〜０．０１５ｗｔ％ を含み、かつ Ｍｏ：０．０２〜０．４０ｗｔ％ を含有し、残余は実質的にＦｅの組成になる溶接部靭性
の優れた低温用鋼。 ４、Ｃ：０．０４〜０．１２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０２〜０．３０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４ｗｔ％、 Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：６．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％および Ｔｉ：０．００４〜０．０１５ｗｔ％ を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０６ｗｔ％、 Ｖ：０．００５〜０．０７ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも一種を、 Ｍｏ：０．０２〜０．４０ｗｔ％ と共に含有し、残余は実質的にＦｅの組成になる溶接部
靭性の優れた低温用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12406087A JPS63290246A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 溶接部靭性の優れた低温用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12406087A JPS63290246A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 溶接部靭性の優れた低温用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63290246A true JPS63290246A (ja) | 1988-11-28 |
| JPH049861B2 JPH049861B2 (ja) | 1992-02-21 |
Family
ID=14875970
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12406087A Granted JPS63290246A (ja) | 1987-05-22 | 1987-05-22 | 溶接部靭性の優れた低温用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63290246A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5266417A (en) * | 1990-01-25 | 1993-11-30 | Kawasaki Steel Corporation | Low-temperature service nickel plate with excellent weld toughness |
| EP0524335B1 (en) * | 1990-01-25 | 1996-06-12 | Kawasaki Steel Corporation | Low-temperature service nickel steel plate with excellent weld toughness |
| WO2017111526A1 (ko) | 2015-12-23 | 2017-06-29 | 주식회사 포스코 | 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 |
| CN109694987A (zh) * | 2017-10-20 | 2019-04-30 | 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 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5474221A (en) * | 1977-11-25 | 1979-06-14 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of quality-controlled high-tensile steel of excellent uniform elongation characteristics |
-
1987
- 1987-05-22 JP JP12406087A patent/JPS63290246A/ja active Granted
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| JPS5474221A (en) * | 1977-11-25 | 1979-06-14 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of quality-controlled high-tensile steel of excellent uniform elongation characteristics |
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| CN109694987B (zh) * | 2017-10-20 | 2021-02-23 | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH049861B2 (ja) | 1992-02-21 |
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