WO2015156179A1 - 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 - Google Patents

極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2015156179A1
WO2015156179A1 PCT/JP2015/060285 JP2015060285W WO2015156179A1 WO 2015156179 A1 WO2015156179 A1 WO 2015156179A1 JP 2015060285 W JP2015060285 W JP 2015060285W WO 2015156179 A1 WO2015156179 A1 WO 2015156179A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
toughness
steel plate
thick steel
haz
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/060285
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
朗 伊庭野
秀徳 名古
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to EP15776770.8A priority Critical patent/EP3130687A4/en
Priority to CN201580017139.XA priority patent/CN106133172B/zh
Priority to KR1020167027394A priority patent/KR101843677B1/ko
Publication of WO2015156179A1 publication Critical patent/WO2015156179A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0636—Metals
    • F17C2203/0639—Steels
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0636—Metals
    • F17C2203/0648—Alloys or compositions of metals
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0658—Synthetics
    • F17C2203/0675—Synthetics with details of composition

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel plate used as a material for a structural material that requires cryogenic characteristics such as a storage tank for LNG (Liquid Natural Gas), and more particularly to a thick steel plate excellent in HAZ toughness at cryogenic temperature. It is.
  • LNG Liquid Natural Gas
  • the main component of natural gas is methane, which is liquefied at a very low temperature under atmospheric pressure, and the volume is reduced to about 1/600. For this reason, it is more convenient to store or transport it in a liquid rather than a gas, but on the other hand, it is necessary to hold it at an extremely low temperature, so that a material having excellent cryogenic characteristics is required for an LNG storage tank or the like.
  • Thick steel plates used in LNG storage tanks and the like are ferritic steels, but these ferritic steels generally become brittle at low temperatures and may break like ceramics. However, this drawback can be overcome by increasing the amount of Ni added. On the other hand, there is always a demand for lower Ni because Ni is an expensive element. From these balances, 9% Ni steel is currently used as a material for structural materials that require excellent toughness at extremely low temperatures, such as LNG storage tanks.
  • Patent Literature Various proposals have been made by 1 etc.
  • Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2 a technique has been adopted in which the structure is refined, or the structure is refined and the fracture start point is reduced.
  • such conventional methods have not been able to sufficiently secure HAZ toughness at extremely low temperatures while reducing Ni.
  • the present invention has been made as a solution to the above-mentioned conventional problems, and it is possible to achieve HAZ toughness at cryogenic temperatures that can ensure HAZ toughness at cryogenic temperatures while minimizing the amount of expensive Ni added as much as possible. It is an object to provide an excellent thick steel plate.
  • the thick steel plate having excellent HAZ toughness at cryogenic temperature is, in mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.40% or less (not including 0%), Mn: 0.00. 5 to 2.0%, P: 0.007% or less (not including 0%), S: 0.007% or less (not including 0%), Al: 0.005 to 0.05%, Ni: 5.0 to 7.5%, Ti: 0.025% or less (not including 0%), N: 0.010% or less (not including 0%), the balance being iron and inevitable impurities ([C] / 10) 0.5 ⁇ (1 + 0.7 ⁇ [Si]) ⁇ (1 + 3.33 ⁇ [Mn]) ⁇ (1 + 0.35 ⁇ [Cu]) ⁇ (1 + 0) .36 ⁇ [Ni]) ⁇ (1 + 2.16 ⁇ [Cr]) ⁇ (1 + 3 ⁇ [Mo]) ⁇ (1 + 1.75 ⁇ [V]) ⁇ (1 + 200 ⁇ [B]) ⁇ (1.7-
  • the N parameter is 20 ppm or less
  • the Ni—Ti balance is 0.0024 ⁇ ([Ni] ⁇ 7.5) 2 + 0.010 ⁇ [Ti] ⁇ 0, and further heated at 700 ° C. ⁇ 5 s, 700
  • It is a thick steel plate excellent in HAZ toughness at cryogenic temperature, characterized in that the crystal grain size after cooling from 19 ° C. to 500 ° C. in 19 s is 4.0 ⁇ m or less.
  • [] shows the mass% and is the same also in the following specifications.
  • Cu 1.0% or less (excluding 0%), Cr: 1.2% or less (not including 0%), Mo: 1.0% or less (including 0%) 1) or two or more thereof.
  • Nb 0.1% or less (excluding 0%)
  • V 0.5% or less (not including 0%)
  • B 0.005% or less (including 0%) 1)
  • Zr 0.005% or less (not including 0%) is preferably contained.
  • the inventors of the present invention have added Ni in order to minimize the addition amount because of the high cost of what is added to ensure toughness, while keeping the addition amount of 5.0 to 7.5% by mass as low as possible.
  • the Charpy impact absorption test in order to obtain a thick steel plate excellent in HAZ toughness at a cryogenic temperature that can satisfy the condition of vE ⁇ 196 ⁇ 41 J, studies were conducted by earnest, research, and experiment.
  • the component composition of the thick steel plate is set to a predetermined component composition, and the Di value determined by the component balance that is an index of hardenability is 2.5 to 5.0, sol.
  • the N parameter is set to 20 ppm or less
  • the Ni—Ti balance is set to 0.0024 ⁇ ([Ni] ⁇ 7.5) 2 + 0.010 ⁇ [Ti] ⁇ 0, and further heated at 700 ° C. ⁇ 5 s, from 700 ° C. to 500 ° C.
  • the inventors found that excellent HAZ toughness at a desired cryogenic temperature can be realized by setting the crystal grain size after thermal cycling to 19 ° C. to 4.0 ⁇ m or less, and completed the present invention.
  • the test using a Charpy impact test piece having a size of several centimeters collected from the thick steel plate of the present invention is performed at an extremely low temperature of ⁇ 196 ° C., but the test using a large test piece of a meter size is ⁇ 165 ° C. Done in An actual LNG storage tank is used at -165 ° C. Therefore, the cryogenic temperature intended by the present invention is from ⁇ 165 ° C. to ⁇ 196 ° C.
  • HZ welding heat affected zone
  • the reduction of the low temperature YS attention was paid to the control of the solid solution N, which is a cause of the increase of YS due to the Cottrell atmosphere, and the amount of Ni which is said to reduce the low temperature YS of the ground.
  • the Di value which is an index of hardenability
  • the Di value is ([C] / 10) 0.5 ⁇ (1 + 0.7 ⁇ [Si]) ⁇ (1 + 3.33 ⁇ [Mn]) ⁇ (1 + 0.35).
  • Di value In order to obtain a fine-sized structure, it is effective for convenience to define the Di value. If Di value is less than 2.5, the tissue becomes rough, vE -196 in Charpy impact absorption test decreases. On the other hand, if the Di value exceeds 5.0, and increased hardness, vE -196 is decreased in this case also the Charpy impact absorption test. Therefore, an appropriate range of the Di value that is an index of hardenability is set to 2.5 or more and 5.0 or less.
  • Sol.N parameter is 20 ppm or less
  • HAZ has an influence of thermal cycle, even if N is fixed by a base material, it is thermally affected by HAZ. Unstable N compounds are redissolved during thermal cycling. In HAZ, in order to fix N even after the thermal cycle, it is effective to add Ti that forms a thermally stable N compound.
  • the mass (unit: ppm) of compound type Ti is calculated
  • the extraction may be performed by the iodine methanol method, and the extracted electrolyte is filtered using a filter having a pore size of 0.1 ⁇ m, and the amount of Ti in the extraction residue remaining on the filter is determined by inductively coupled plasma (Inductively Coupled Plasma, ICP). ) It can be obtained by quantification by luminescence analysis.
  • ICP Inductively Coupled Plasma
  • Ni—Ti balance is 0.0024 ⁇ ([Ni] ⁇ 7.5) 2 + 0.010 ⁇ [Ti] ⁇ 0) If the content of Ni in the steel is increased, the low temperature YS can be reduced. However, as described above, since Ni is an expensive element, it is desirable to reduce it as much as possible. For this reason, in the present invention, the Ni—Ti balance capable of obtaining the above-described effects of adding Ti was experimentally determined. The effect of adding Ti is the same as that described in Sol. N fixation is considered to be the main, but besides that, it can be considered that there is also an effect of refining the structure size by Ti compounds, etc., and it is necessary to control the Ni—Ti balance separately from the Ti—N balance. is there.
  • the Ni—Ti balance needs to be 0.0024 ⁇ ([Ni] ⁇ 7.5) 2 + 0.010 ⁇ [Ti] ⁇ 0.
  • the upper limit value according to this formula is not particularly defined, but a preferable upper limit value is, for example, 0.0180.
  • the crystal grain size after heating at 700 ° C. for 5 s and cooling from 700 ° C. to 500 ° C. in 19 s is 4.0 ⁇ m or less
  • the crystal grain size of the HAZ has several influential factors such as the matrix structure and the crystal grain size of the matrix, as well as strain in the structure, so that the definition of the matrix structure is not sufficient. Therefore, in the present invention, the crystal grain size after the heat cycle in which 700 ° C. ⁇ 5 s is heated and 700 ° C. to 500 ° C. is cooled in 19 s is defined.
  • the structure after such a heat cycle is a structure corresponding to the HAZ, and the crystal grain size after the heat cycle is 4.0 ⁇ m or less, so that the HAZ at the cryogenic temperature intended by the present invention is achieved.
  • a thick steel plate with excellent toughness can be obtained.
  • the aforementioned Di value, sol In addition to the N parameter, Ni-Ti balance, and crystal grain size after thermal cycling, the component composition of the thick steel plate is defined.
  • the component composition will be described in detail. Hereinafter, the content of each element (chemical component) is simply described as%, but all indicate mass%.
  • Component composition 0.02 to 0.10% C is effective for reducing the Ms point and obtaining a fine-sized structure.
  • C In order to effectively exhibit such an action, C must be contained at least 0.02% or more.
  • the minimum with preferable content of C is 0.03%, and a more preferable minimum is 0.04%.
  • the upper limit is made 0.10%.
  • the upper limit with preferable content of C is 0.08%, and a more preferable upper limit is 0.06%.
  • Si 0.40% or less (excluding 0%) Si is an element useful as a deoxidizer. It has an effect of preventing Ti from being consumed by deoxidation and helping to fix N. However, if added excessively, the formation of a hard island-like martensite phase is promoted and the cryogenic toughness decreases, so the upper limit is made 0.40%.
  • the upper limit with preferable content of Si is 0.35%, and a more preferable upper limit is 0.20%.
  • the minimum of content of Si is not prescribed
  • Mn 0.5 to 2.0% Mn is effective for reducing the Ms point and obtaining a fine-sized structure. In order to effectively exhibit such an action, Mn must be contained at least 0.5% or more. The minimum with preferable content of Mn is 0.6%, and a more preferable minimum is 0.7%. However, if added excessively, embrittlement due to tempering is caused, and the desired cryogenic toughness cannot be secured, so the upper limit is made 2.0%. The upper limit with preferable content of Mn is 1.5%, and a more preferable upper limit is 1.3%.
  • P 0.007% or less (excluding 0%) Since P is an impurity element that causes a decrease in toughness, its content is preferably as small as possible. From the viewpoint of ensuring the desired cryogenic toughness, the P content must be suppressed to 0.007% or less, and preferably 0.005% or less. The smaller the P content, the better. However, it is difficult to make P in steel 0% industrially.
  • S 0.007% or less (excluding 0%) Since S is an impurity element that causes a decrease in toughness like P, its content is preferably as small as possible. From the viewpoint of securing the desired cryogenic toughness, the S content must be suppressed to 0.007% or less, and preferably 0.005% or less. The smaller the S content, the better. However, it is difficult to industrially make S in steel 0%.
  • Al 0.005 to 0.05%
  • Al is an element useful as a deoxidizer. It has an effect of preventing Ti from being consumed by deoxidation and helping to fix N. It also promotes desulfurization. If the Al content is insufficient, the concentration of solute sulfur, solute nitrogen, etc. in the steel increases and the cryogenic toughness decreases, so the lower limit is made 0.005%.
  • the minimum with preferable content of Al is 0.010%, and a more preferable minimum is 0.015%. However, if added excessively, oxides, nitrides, and the like are coarsened and the cryogenic toughness is also lowered, so the upper limit is made 0.05%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.045%, and a more preferable upper limit is 0.04%.
  • Ni 5.0 to 7.5%
  • Ni is an element effective for improving cryogenic toughness. In order to exhibit such an action effectively, Ni must be contained at least 5.0% or more.
  • a preferable lower limit of the Ni content is 5.2%, and a more preferable lower limit is 5.4%.
  • the upper limit is made 7.5%.
  • a preferable upper limit of the Ni content is 6.5%, a more preferable upper limit is 6.2%, and a still more preferable upper limit is 6.0%.
  • Ti 0.025% or less (excluding 0%) Ti is an element effective for fixing solute N.
  • a preferred lower limit is 0.003%, and a more preferred lower limit is 0.005%.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.025%.
  • a more preferable upper limit of Ti is 0.018%, and a more preferable upper limit is 0.015%.
  • N 0.010% or less (excluding 0%) If N is present in a large amount as solute N, HAZ toughness is reduced. Even if solid solution N can be fixed by some method, since the total N active is preferably small from the viewpoint of the solubility product, the upper limit is made 0.010%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.006%, and a more preferable upper limit is 0.004%. The smaller the N content, the better. However, it is difficult to make N in steel 0% industrially.
  • Cu, Cr, and Mo are all effective elements for reducing the Ms point and obtaining a fine-sized structure. These elements may be added alone or in combination of two or more. In order to effectively exhibit the above action, 0.05% or more is required when Cu is added, 0.05% or more when Cr is added, and 0.01% or more when Mo is added. preferable. However, if excessively added, the strength is excessively improved and the desired cryogenic toughness cannot be ensured. Therefore, when Cu is added, it is necessary to be 1.0% or less, preferably 0.8% Below, more preferably 0.7% or less.
  • Nb 0.1% or less (not including 0%), V: 0.5% or less (not including 0%), B: 0.005% or less (not including 0%), Zr: 0.005 Nb, V, B, and Zr are elements that are effective for fixing solute N, though not as much as Ti. These elements may be added alone or in combination of two or more. In order to effectively exert the above action, 0.005% or more is added when Nb is added, 0.005% or more when V is added, 0.0005% or more when B is added, and Zr is added. In that case, the content is preferably 0.0005% or more. However, when excessively added, the strength is excessively increased, or coarse inclusions are formed to reduce toughness.
  • Nb when added, it is necessary to be 0.1% or less, preferably Is 0.05% or less, more preferably 0.02% or less.
  • V when adding V, it is necessary to set it as 0.5% or less, Preferably it is 0.3% or less, More preferably, you may be 0.2% or less.
  • B when adding B, it is necessary to set it as 0.005% or less, Preferably it is 0.003% or less, More preferably, you may be 0.002% or less.
  • Zr when adding Zr, it is necessary to make it 0.005% or less, Preferably it is 0.004% or less.
  • Ca 0.003% or less (excluding 0%)
  • REM rare earth element: one or two of 0.005% or less (not including 0%)
  • Ca and REM fix solute sulfur Furthermore, it is an element that renders sulfide harmless. These elements may be added alone or in combination of two kinds. If these contents are insufficient, the concentration of solid solution sulfur in the steel increases and the toughness decreases. Therefore, when Ca is added, the content is 0.0005% or more, and when REM is added, the content is 0.0005% or more. It is preferable. However, if excessively added, sulfides, oxides, nitrides and the like are coarsened, and the toughness is also lowered. Therefore, when Ca is added, it is necessary to be 0.003% or less, preferably 0.0025. % Or less. Moreover, when adding REM, it is necessary to set it as 0.005% or less, Preferably it is set as 0.004% or less.
  • REM rare earth element
  • REM rare earth element
  • REM is a lanthanoid element (15 elements from La of atomic number 57 to Lu of atomic number 71 in the periodic table), Sc (scandium) and Y (yttrium). It is an added element group, and these can be used alone or in combination of two or more.
  • the content of REM described above is a single content when only one type of REM is contained, and the total content when two or more types are contained.
  • Sc and Y have a smaller atomic weight than other REMs.
  • REM usually uses an inexpensive misch metal containing a plurality of lanthanoid elements, but Sc and Y may also be used.
  • Sc and Y may also be used.
  • preferable elements of REM are Ce and La.
  • the addition form of REM is not particularly limited, and may be added in the form of a misch metal mainly containing Ce and La (for example, Ce: about 70%, La: about 20-30%), or Ce, La alone may be added.
  • the steel plate of the present invention uses steel that satisfies the above-mentioned composition, and is melted by a normal melting method to form a slab, followed by normal heating, hot rolling (rough rolling, finish rolling), and cooling. Although it can obtain by passing, the thick steel plate which satisfies the requirements of this invention reliably can be manufactured by implementing the heat processing of a base material on the conditions as shown below.
  • the heat treatment of the base material is performed in the temperature range (2 phase range) from 630 ° C. to Ac3.
  • the structure of the HAZ part after welding can be refined. That is, in the present invention, the crystal grain size after the heat cycle of heating at 700 ° C. ⁇ 5 s and cooling from 700 ° C. to 500 ° C. in 19 s can be made 4.0 ⁇ m or less.
  • heat treatment is performed under conditions exceeding Ac3, the crystal grain size after the thermal cycle becomes coarse, and the predetermined toughness cannot be satisfied.
  • Example 1 Using thick steel plates having the respective component compositions shown in Tables 1 and 2, small pieces of 12.5 t ⁇ 55 W ⁇ 33 L were sampled in parallel to the plate width direction from t / 4 positions (t: plate thickness) of the thick steel plates. Thereafter, two Charpy impact test pieces (V-notch test pieces of JIS Z 2242) were collected from the pieces subjected to the heat treatment described in Tables 3 and 4 and absorbed at -196 ° C. in the same manner as JIS Z 2242. Energy was measured.
  • the heat cycle condition is equivalent to a heat input of 4.2 kJ / mm, and is 700 ° C. ⁇ 5 s heating ⁇ cooling from 700 ° C. to 500 ° C. in 19 s.
  • the N parameter is sol.
  • the crystal grain size is a region that is divided by a black contrast line segment having a width of 0.5 ⁇ m or less in a range of 150 ⁇ m in the vertical direction of the notch ⁇ 200 ⁇ m in the horizontal direction of the notch in the structure directly under the fracture surface taken with an optical microscope. was measured with the line segment method in the horizontal direction of the notch, and the average was taken as the crystal grain size.
  • No. Examples 1 to 21 are invention examples that satisfy the requirements of the present invention, and the average value of the absorbed energy at ⁇ 196 ° C. was all 41 J or more, and vE ⁇ 196 ⁇ 41 J was satisfied. From this test result, No. 1 satisfying the requirements of the present invention. It can be said that all of the inventive examples 1 to 21 are thick steel plates excellent in HAZ toughness at cryogenic temperatures.
  • no. Nos. 22 to 39 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements of the present invention, and the average values of the absorbed energy at ⁇ 196 ° C. are all less than 41 J and cannot satisfy vE ⁇ 196 ⁇ 41 J. In addition, sufficient HAZ toughness at extremely low temperatures could not be secured.
  • Example 2 In the above-mentioned test, three joints were manufactured for each of the inventive examples in which the average value of the absorbed energy at ⁇ 196 ° C. was 41 J or more, and the toughness was investigated.
  • a joint was manufactured under the following conditions with a single bevel groove (root gap: 6 mm, groove angle: 30 °).
  • it is designed so that the cracks do not progress only in the low toughness HAZ part in the shape by including a multi-pass X groove, and hardly including the low toughness HAZ.
  • a re-shaped groove was used.
  • the thick steel plate of the present invention has excellent HAZ toughness at cryogenic temperatures, and is useful as a structural material that requires cryogenic properties such as an LNG storage tank.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　本発明の厚鋼板は、所定の化学成分組成を満足し、Ｄｉ値が２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータが２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ－Ｔｉバランスが０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧であり、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が４．０μｍ以下である。

Description

極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板
　本発明は、ＬＮＧ（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｎａｔｕｒａｌ　Ｇａｓ：液化天然ガス）用の貯蔵タンクなど極低温特性が要求される構造材の材料として用いられる厚鋼板、特に極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板に関するものである。
　天然ガスの主成分はメタンであり、大気圧下において極低温で液化され、その際体積が１／６００程度にまで減少する。そのため、気体より液体で貯蔵或いは輸送する方が便利であるが、一方、極低温で保持する必要があるため、ＬＮＧ貯蔵タンクなどには極低温特性に優れた材料が必要となる。
　ＬＮＧ貯蔵タンクなどに用いられる厚鋼板はフェライト系鋼であるが、このフェライト系鋼は一般的に低温になると脆くなり、セラミックスのように破壊することがある。しかし、この欠点はＮｉの添加量を増量することにより克服することが可能である。一方で、Ｎｉは高価な元素であるという理由から常に低Ｎｉ化の要求がある。これらのバランスから、ＬＮＧ貯蔵タンクなど極低温での優れた靱性が要求される構造材の材料として、９％Ｎｉ鋼が使用されているのが現状である。
　一般に、鋼の靱性を向上させるには、組織の微細化、安定的な残留γの確保、ＭＡや粗大介在物などの破壊起点の低減、地の靱性向上が有効であるといわれている。Ｎｉの添加は、特に弊害をもたらすことなく前記した何れの因子とも向上させる。逆に言うと、鋼を低Ｎｉ化すると靱性の確保が難しくなるといえる。
　このような実情から、低Ｎｉ化による靱性の低下という問題を解消するために、熱処理を工夫し、主に残留γ分率を確保することにより、母材靱性を確保しようという提案が、特許文献１等によって種々提案されている。
　一方、溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、熱処理によって造り込んだ母材組織が消失するため、残留γの確保が難しい。そのため、低Ｎｉ化しながらＨＡＺ靱性を確保するには、組織の微細化、破壊起点の低減、地の靱性向上の何れかで対応を講じる必要がある。従来は、非特許文献１や非特許文献２に示されるように、組織の微細化、或いは、組織微細化と破壊起点の低減を共に行う手法がとられていた。しかしながら、このような従来の手法では低Ｎｉ化しながら、極低温でのＨＡＺ靭性を十分に確保するには至らなかった。
日本国特開２０１１－２４１４１９号公報
木村薫ほか、「５１／２％Ｎｉ鋼溶接部の靭性改良について（低温用ニッケル鋼の開発ＶＩ」、鉄と鋼、日本鉄鋼協会、１９７２年、第５８号、ｐ．２２８ 荻原行人ほか、「ＬＮＧタンク用７％Ｎｉ－ＴＭＣＰ鋼板の開発（第２報）」、溶接構造シンポジウム２０１１講演論文集、社団法人 溶接学会 溶接構造研究委員会、２０１１年、ｐ．４５９
　本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、高価なＮｉの添加量を可能な限り少なく抑えつつ、極低温でのＨＡＺ靱性を確保することができる極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
　本発明の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎｉ：５．０～７．５％、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７－０．０９×６．５）から求められるＤｉ値が、２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータが、２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ－Ｔｉバランスが、０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧０であり、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が、４．０μｍ以下であることを特徴とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板である。但し、前記した各式中、［ ］は質量％を示し、以下の明細書でも全て同様である。
　また、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有することが好ましい。
　また、更に、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上を含有することが好ましい。
　また、更に、質量％で、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種を含有することが好ましい。
　本発明の厚鋼板によると、高価なＮｉの添加量を５．０～７．５質量％と極力低く抑えつつ、ＬＮＧ用貯蔵タンクなどで必要な極低温での十分なＨＡＺ靱性を確保することができる。
　本発明者らは、靱性を確保するために添加するものの高価という理由もあって添加量を最低限に抑えたいＮｉの添加量を、５．０～７．５質量％と極力低く抑えながら、シャルピー衝撃吸収試験において、ｖＥ－１９６≧４１Ｊという条件を満足することができる極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板を得るために、鋭意、研究、実験による検討を実施した。
　その結果、厚鋼板の成分組成を所定の成分組成とすると共に、焼き入れ性の指標である成分バランスで決定されるＤｉ値を２．５以上５．０以下、ｓｏｌ．Ｎパラメータを２０ｐｐｍ以下、Ｎｉ－Ｔｉバランスを０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧０とし、更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることで、所望とする極低温での優れたＨＡＺ靱性が実現できることを見出し、本発明の完成に至った。
　尚、本発明の厚鋼板から採取した数ｃｍのサイズのシャルピー衝撃試験片を用いた試験は－１９６℃の極低温で行われるが、メーターサイズの大型の試験片を用いた試験は－１６５℃で行われる。また、実際のＬＮＧ用貯蔵タンクなどは－１６５℃で使用されている。従って、本発明が意図する極低温は、－１６５℃～－１９６℃までを示す。
　高Ｎｉ鋼において靱性を向上させる方法としては、残留γ分率の確保、組織サイズの微細化、低温ＹＳの低減（＝地の靱性向上）などの方法を挙げることができる。熱サイクルによって造り込んだ組織が消失してしまう溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては、これらの方法のうち、組織サイズの微細化と低温ＹＳの低減を採用することが有効な方法であると考えられる。また、低温ＹＳの低減については、コットレル雰囲気によるＹＳの上昇を招く一因である固溶Ｎの制御、そして、地の低温ＹＳを低減するといわれるＮｉ量について着目した。
（Ｄｉ値が２．５以上５．０以下）
　本発明において、焼き入れ性の指標であるＤｉ値は、（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７－０．０９×６．５）という式から求めることができる。
　微細なサイズの組織を得るためには、Ｄｉ値を規定することが便宜上有効である。Ｄｉ値が２．５未満の場合は、組織が粗雑になり、シャルピー衝撃吸収試験におけるｖＥ－１９６が低下してしまう。一方、Ｄｉ値が５．０を超えると、硬さが上昇して、この場合もシャルピー衝撃吸収試験におけるｖＥ－１９６が低下してしまう。よって、焼き入れ性の指標であるＤｉ値の適正な範囲は、２．５以上５．０以下とした。
（ｓｏｌ．Ｎパラメータが２０ｐｐｍ以下）
　主要添加元素の添加量を増量することなく、低温ＹＳを低減させて地の靱性を向上させるためには、転位に固着し転位運動を阻害する格子間元素を固定することが有効である。本発明では、これらのうち特に固溶Ｎの固定に着目した。
　固溶Ｎを固定する元素としては、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉなどを挙げることができるが、ＨＡＺは熱サイクルの影響があるため、たとえ母材でＮ固定されていても、ＨＡＺでは熱的に不安定なＮ化合物は熱サイクル中に再溶解してしまう。ＨＡＺにおいて、熱サイクル後までもＮ固定するためには、熱的に安定なＮ化合物を形成するＴｉの添加が有効である。
　尚、現状の測定精度ではＮ化合物からの測定が難しいこと、Ｔｉ以外の元素は酸化物、硫化物などの他の化合物も同時に形成してしまい測定が難しいことから、本発明では、Ｔｉ化合物をＮ固定の指標に用いた。以下の式から求めることができるｓｏｌ．Ｎパラメータの適正な範囲は、質量比で２０ｐｐｍ以下である。尚、ｓｏｌ．Ｎパラメータの下限値は特に規定しないが、Ｎに対してＴｉが過剰となると硬さ上昇に伴う靱性低下を招く懸念があるため、－４０ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ｎパラメータ＝全Ｎ－Ｔｉに固定されたＮ＝全Ｎ－（１４／４８）×化合物型Ｔｉ
　ここで「化合物型Ｔｉ」とは、Ｔｉ化合物中に含まれるＴｉ含有量のことを指す。
　尚、化合物型Ｔｉの質量（単位：ｐｐｍ）は、厚鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、電解抽出法によって化合物を形成するＴｉ濃度（ｉｎｓｏｌ．Ｔｉ量）を測定すれば求めることができる。例えば、抽出はヨウ素メタノール法により行えば良く、抽出後の電解液をポアサイズ０．１μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＴｉ量を誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ、ＩＣＰ）発光分析によって定量すれば求めることができる。
（Ｎｉ－Ｔｉバランスが０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧０）
　鋼中のＮｉの含有量を増量すれば、低温ＹＳを低減することは可能であるが、前記したように、Ｎｉは高価な元素であることから可能な限り低減することが望ましい。そのような理由から、本発明では前記したＴｉ添加による効果を得ることができるＮｉ－Ｔｉバランスを実験により求めた。Ｔｉ添加による効果は、前記したＳｏｌ．Ｎ固定が主であると考えられるが、それ以外にも、Ｔｉ化合物などによる組織サイズの微細化効果もあると考えることができ、Ｔｉ－Ｎバランスとは別にＮｉ－Ｔｉバランスも制御する必要がある。
　具体的には、Ｎｉ－Ｔｉバランスを、０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧０とする必要がある。尚、本発明ではこの式による上限値は特に規定しないが、好ましい上限値を挙げるとすると、例えば、０．０１８０である。
（７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が４．０μｍ以下である） 
　ＨＡＺの結晶粒径を細かくすることでＨＡＺの低温靱性は向上する。しかしながら、ＨＡＺの結晶粒径には、母材組織や母材の結晶粒径の他、組織内の歪みなど幾つかの影響する要因があるため、母材組織の規定だけでは不十分である。従って、本発明では、７００℃×５ｓ加熱し、更に７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を規定する。このような熱サイクル後の組織はＨＡＺ相当部の組織であるということができ、前記熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることで、本発明が意図とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板とすることができる。
　本発明では、前記したＤｉ値、ｓｏｌ．Ｎパラメータ、Ｎｉ－Ｔｉバランス、熱サイクル後の結晶粒径に加えて、厚鋼板の成分組成を規定するが、その成分組成について詳細に説明する。以下、各元素（化学成分）の含有率については単に％と記載するが、全て質量％を示す。
（成分組成）
Ｃ：０．０２～０．１０％ 
　Ｃは、Ｍｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｃを少なくとも０．０２％以上含有させなければならない。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましい下限は０．０４％である。但し、過剰に添加すると、強度の過大な上昇により極低温靱性が低下するため、その上限を０．１０％とする。Ｃの含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましい上限は０．０６％である。 
Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない） 
　Ｓｉは、脱酸材として有用な元素である。Ｔｉが脱酸に消費されることを防ぎ、Ｎ固定することを助ける作用がある。但し、過剰に添加すると、硬質の島状マルテンサイト相の生成が促進され、極低温靱性が低下するため、その上限を０．４０％とする。Ｓｉの含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましい上限は０．２０％である。尚、Ｓｉの含有量の下限は特に規定しないが、好ましい下限は０．０１％である。
Ｍｎ：０．５～２．０％
　Ｍｎは、Ｍｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを少なくとも０．５％以上含有させなければならない。Ｍｎの含有量の好ましい下限は０．６％であり、より好ましい下限は０．７％である。但し、過剰に添加すると、焼き戻しによる脆化をもたらし、所望の極低温靱性を確保できなくなるため、その上限を２．０％とする。Ｍｎの含有量の好ましい上限は１．５％であり、より好ましい上限は１．３％である。
Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない） 
　Ｐは、靱性低下の原因となる不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。所望とする極低温靱性を確保するという観点からは、Ｐの含有量は０．００７％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００５％以下とする。Ｐの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）
　Ｓは、Ｐと同様に靱性低下の原因となる不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。所望とする極低温靱性を確保するという観点からは、Ｓの含有量は０．００７％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ａｌ：０．００５～０．０５％
　Ａｌは、脱酸材として有用な元素である。Ｔｉが脱酸に消費されることを防ぎ、Ｎ固定することを助ける作用がある。また、脱硫を促進する。Ａｌの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄、固溶窒素などの濃度が上昇し、極低温靱性が低下するため、その下限を０．００５％とする。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましい下限は０．０１５％である。但し、過剰に添加すると、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり極低温靱性が低下するため、その上限を０．０５％とする。Ａｌの含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、より好ましい上限は０．０４％である。
Ｎｉ：５．０～７．５％
　Ｎｉは、極低温靱性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｎｉを少なくとも５．０％以上含有させなければならない。Ｎｉの含有量の好ましい下限は５．２％であり、より好ましい下限は５．４％である。但し、高価な元素であるＮｉを過剰に添加すると、原料のコスト高を招くため、その上限を７．５％とする。Ｎｉの含有量の好ましい上限は６．５％であり、より好ましい上限は６．２％、更に好ましい上限は６．０％である。
Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）
　Ｔｉは、固溶Ｎの固定に有効な元素である。好ましい下限は０．００３％、より好ましい下限は０．００５％である。一方で、過剰に添加すると、粗大介在物を形成し靭性を低下させるため、Ｔｉの含有量の好ましい上限を０．０２５％とする。Ｔｉのより好ましい上限は０．０１８％であり、更に好ましい上限は０．０１５％である。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない） 
　Ｎは、固溶Ｎとして多量に存在するとＨＡＺ靭性を低下させる。たとえ何らかの方法により固溶Ｎを固定できるとしても、溶解度積の観点からは全Ｎ能動は小さい方が好ましいため、その上限を０．０１０％とする。Ｎの含有量の好ましい上限は０．００６％であり、より好ましい上限は０．００４％である。尚、Ｎの含有量は少なければ少ないほど良いが、工業的に鋼中のＮを０％にすることは困難である。
　以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。また、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。 
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
　Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれもＭｓ点を低下させ微細なサイズの組織を得るために有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種類以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｃｕを添加する場合は０．０５％以上、Ｃｒを添加する場合は０．０５％以上、Ｍｏを添加する場合は０．０１％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な向上を招き、所望とする極低温靱性を確保できなくなるため、Ｃｕを添加する場合は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７％以下とする。また、Ｃｒを添加する場合は１．２％以下とする必要があり、好ましくは１．１％以下、より好ましくは０．９％以下とする。また、Ｍｏを添加する場合は１．０％以下とする必要があり、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．６％以下とする。 
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
　Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＺｒは、Ｔｉほどではないものの、いずれも固溶Ｎを固定するのに有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂを添加する場合は０．００５％以上、Ｖを添加する場合は０．００５％以上、Ｂを添加する場合は０．０００５％以上、Ｚｒを添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、強度の過度な上昇を招くか、もしくは、粗大介在物を形成して靱性を低下させるため、Ｎｂを添加する場合は、０．１％以下とする必要があり、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下とする。また、Ｖを添加する場合は、０．５％以下とする必要があり、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下とする。また、Ｂを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。また、Ｚｒを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００４％以下とする。
Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ（希土類元素）：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種
　Ｃａ、およびＲＥＭは、固溶硫黄を固定し、更に硫化物を無害化する元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種を併用しても良い。これらの含有量が不足すると、鋼中の固溶硫黄濃度が上昇し、靱性が低下するため、Ｃａを添加する場合は０．０００５％以上、ＲＥＭを添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、過剰に添加すると、硫化物、酸化物や窒化物などが粗大化し、やはり靱性が低下するため、Ｃａを添加する場合は、０．００３％以下とする必要があり、好ましくは０．００２５％以下とする。また、ＲＥＭを添加する場合は、０．００５％以下とする必要があり、好ましくは０．００４％以下とする。
　尚、ここで述べる、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期表において、原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群であり、これらを単独で、または２種以上を併用することができる。また、前記したＲＥＭの含有量は、ＲＥＭを１種のみ含有する場合は単独の含有量であり、２種以上含有する時はそれらの合計含有量である。
　但し、ＳｃとＹはその他のＲＥＭと比較して、原子量が小さい。ＲＥＭは、通常、ランタノイド元素の複数が含まれる安価なミッシュメタルを用いるが、ＳｃとＹを用いても構わない。粗大なＲＥＭの硫化物、酸化物、窒化物の形成を抑制するため、ＳｃとＹを添加する場合は、以下の式を満たすよう添加する。
　（２／３）×（１／８８）×（２２６）×（１／４．８）×［ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ）］＋（２／３）×（１／１４０）×（３２７）×（１／７）×［ＲＥＭ（ｏｔｈｅｒｓ）］≦０．００１５ 
　尚、前式中、［ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ）］はＳｃおよびＹの添加量（質量％）であり、［ＲＥＭ（ｏｔｈｅｒｓ）］はＳｃおよびＹ以外のＲＥＭの添加量（質量％）である。
　また、ＲＥＭのうち好ましい元素はＣｅとＬａである。また、ＲＥＭの添加形態は特に限定されず、ＣｅおよびＬａを主として含むミッシュメタル（例えばＣｅ：約７０％、Ｌａ：約２０～３０％）の形態で添加しても良いし、或いは、Ｃｅ、Ｌａなどの単体で添加して良い。
（製造要件）
　本発明の厚鋼板は、前記成分組成を満足する鋼を用い、通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）、冷却という工程を経ることで得ることができるが、母材の熱処理を次に示すような条件で実施することにより、確実に本発明の要件を満足する厚鋼板を製造することができる。
　つまり、母材の熱処理を６３０℃～Ａｃ３の温度域（２相域）で実施することである。このような条件で熱処理を実施することで、溶接後のＨＡＺ部の組織を細粒化することができる。すなわち、本発明においては、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した熱サイクル後の結晶粒径を４．０μｍ以下とすることができる。Ａｃ３超の条件で熱処理を実施した場合、上記熱サイクル後の結晶粒径が粗大になり、所定の靱性を満足できない。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
（実施例１）
　表１，２に示す各成分組成の厚鋼板を用い、それら厚鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から、板幅方向に平行に１２．５ｔ×５５Ｗ×３３Ｌの小片を採取した。その後、表３、表４に記載の熱処理を付与した小片からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２４２のＶノッチ試験片）を２本毎採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領で、－１９６℃での吸収エネルギーを測定した。尚、熱サイクル条件は、入熱４．２ｋＪ／ｍｍ相当で、７００℃×５ｓ加熱→７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却することである。測定の結果、－１９６℃での吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上、すなわち、ｖＥ－１９６≧４１Ｊを満足するものを極低温靭性に優れると評価した。試験結果を表３，４に示す。
　尚、ｓｏｌ．Ｎパラメータは前記したように、ｓｏｌ．Ｎパラメータ＝全Ｎ－Ｔｉに固定されたＮ＝全Ｎ－（１４／４８）×化合物型Ｔｉという数式から求めることができる。また、結晶粒径は、光学顕微鏡で撮影した破面直下組織において、およそノッチ垂直方向に１５０μｍ×ノッチ水平方向に２００μｍの範囲について、幅０．５μｍ以下の黒いコントラストの線分で区分けされる部位を組織単位とし、ノッチ水平方向に対して線分法にて５０以上の組織単位を測定し、その平均を結晶粒径とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ｎｏ．１～２１は、本発明の要件を満足する発明例であり、－１９６℃での吸収エネルギーの平均値は全て４１Ｊ以上であって、ｖＥ－１９６≧４１Ｊを満足した。この試験結果から、本発明の要件を満足するＮｏ．１～２１の発明例は、全て極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板であるということができる。
　一方、Ｎｏ．２２～３９は、本発明のいずれかの要件を満足しない比較例であり、－１９６℃での吸収エネルギーの平均値は全て４１Ｊ未満であって、ｖＥ－１９６≧４１Ｊを満足することはできず、極低温での十分なＨＡＺ靱性は確保できていなかった。
（実施例２） 
　前記した試験で、－１９６℃での吸収エネルギーの平均値が４１Ｊ以上と良好な結果を得ることができた発明例について、継手を３本ずつ作製して靱性を調査した。 
　具体的には、レ型開先（ｓｉｎｇｌｅ　ｂｅｖｅｌ　ｇｒｏｏｖｅ：ルートギャップ６ｍｍ、開先角度３０°）とし、以下の条件で継手を作製した。尚、実用構造物では、多パスのＸ開先とすることで、低靭性ＨＡＺを殆ど含まず、かつ形状的に低靱性ＨＡＺ部だけを亀裂が進展することはないよう設計されているが、ＣＧ－ＨＡＺの悪影響がないことを確認するため、レ型開先とした。
・進行方向：鋼板Ｌ方向に垂直／立向上進 
・溶接材料：ＮＩＣ－７０Ｓ（ＫＯＢＥ） 
・パス数：ＢＰ：５～６／ＦＰ：３ 
・入熱：平均で３５ｋＪ／ｃｍ、２４．５～４１．４ｋＪ／ｃｍの間 
・パス間：１００℃未満 
　上記入熱条件での継手では、フュージョンライン（ＦＬ：接合境界）の極近傍に、比較的靱性の低いＣＧ－ＨＡＺが形成されるが、このＣＧ－ＨＡＺ部のみを亀裂が進展することなく、継手靭性が低下しない条件を求めた。
　前記した試験で良好なＨＡＺ靭性が得られた発明例の厚鋼板を用いて作製した継手について、フュージョンラインから１ｍｍ、および３ｍｍの位置にＶノッチを導入し、シャルピー衝撃吸収試験を行った。いずれの鋼材についても、ＦＬ＋１ｍｍノッチの場合、亀裂はＣＧ－ＨＡＺのみを通過することなく横断して溶金に到達し、その後は溶金を進展した。亀裂全体長さの８０％以上が溶金を通過しており、いずれも延性的に破壊し、靱性は良好であった。
　一方、ＦＬ＋３ｍｍノッチの場合、亀裂は溶金側へ向かう場合と、母材側へ向かう場合に分かれた。いずれの場合も、ｖＥ－１９６は４１Ｊを十分上回ったが、ＣＧ－ＨＡＺから母材側を通過するほうが望ましい。
　ノッチ位置がＦＬ＋３ｍｍのシャルピー衝撃級数試験において、３本ともＣＧ－ＨＡＺから母材側を通過する継手は、Ｄｉ値が４．７以下の厚鋼板を用いた継手であり、この条件を満足するＮｏ．１、２、４～１１、１３～１８、２０、２１が継手靱性に優れるということができる。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年４月８日出願の日本特許出願（特願２０１４－０７９３７８）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の厚鋼板は、極低温でのＨＡＺ靭性に優れており、ＬＮＧ貯蔵タンクなどの極低温特性が要求される構造材として有用である。

Claims (2)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００７％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎｉ：５．０～７．５％、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、 
    　（［Ｃ］／１０）０．５×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋２００×［Ｂ］）×（１．７－０．０９×６．５）から求められるＤｉ値が、２．５以上５．０以下、
    　ｓｏｌ．Ｎパラメータが、２０ｐｐｍ以下、 
    　Ｎｉ－Ｔｉバランスが、０．００２４×（［Ｎｉ］－７．５）２＋０．０１０－［Ｔｉ］≧０であり、
    　更には、７００℃×５ｓ加熱し、７００℃から５００℃までを１９ｓで冷却した後の結晶粒径が、４．０μｍ以下であることを特徴とする極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
    　但し、前記した各式中、［ ］は質量％を示す。
  2. 　更に、下記（ａ）～（ｃ）の少なくとも一つを含有する請求項１記載の極低温でのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
    （ａ）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
    （ｂ）質量％で、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種以上
    （ｃ）質量％で、Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）の１種または２種
     
     
     
PCT/JP2015/060285 2014-04-08 2015-03-31 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 WO2015156179A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15776770.8A EP3130687A4 (en) 2014-04-08 2015-03-31 Thick steel plate having exceptional haz toughness at very low temperatures
CN201580017139.XA CN106133172B (zh) 2014-04-08 2015-03-31 极低温下的haz韧性优异的厚钢板
KR1020167027394A KR101843677B1 (ko) 2014-04-08 2015-03-31 극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014079378A JP6196929B2 (ja) 2014-04-08 2014-04-08 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板
JP2014-079378 2014-04-08

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015156179A1 true WO2015156179A1 (ja) 2015-10-15

Family

ID=54287756

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/060285 WO2015156179A1 (ja) 2014-04-08 2015-03-31 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3130687A4 (ja)
JP (1) JP6196929B2 (ja)
KR (1) KR101843677B1 (ja)
CN (1) CN106133172B (ja)
WO (1) WO2015156179A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210010114A1 (en) * 2017-12-24 2021-01-14 Posco Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017115239A (ja) * 2015-12-18 2017-06-29 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた厚鋼板
KR102075206B1 (ko) * 2017-11-17 2020-02-07 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
JP7398970B2 (ja) * 2019-04-22 2023-12-15 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
JP7248896B2 (ja) * 2019-06-17 2023-03-30 日本製鉄株式会社 大入熱溶接用高強度鋼板

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57207155A (en) * 1981-06-16 1982-12-18 Nippon Steel Corp Ni steel having weld zone with high rupture toughness
JPS6379921A (ja) * 1986-09-24 1988-04-09 Nippon Steel Corp 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法
JP2001049385A (ja) * 1999-08-09 2001-02-20 Nkk Corp 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法
WO2003095693A1 (fr) * 2002-05-08 2003-11-20 Nippon Steel Corporation Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production
JP2005029842A (ja) * 2003-07-14 2005-02-03 Nippon Steel Corp 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP2008150670A (ja) * 2006-12-18 2008-07-03 Nippon Steel Corp さび安定化能を高めた耐候性鋼及びその製造方法
JP2012219296A (ja) * 2011-04-06 2012-11-12 Kobe Steel Ltd 摩擦圧接用機械構造用鋼および摩擦圧接部品

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001288512A (ja) * 2000-04-05 2001-10-19 Nippon Steel Corp 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法
JP5513254B2 (ja) 2010-05-17 2014-06-04 新日鐵住金株式会社 低温用厚鋼板およびその製造方法
BR112013000436B1 (pt) * 2010-07-09 2018-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço com ni adicionado e método de produção da mesma
CN103305750A (zh) * 2012-03-09 2013-09-18 株式会社神户制钢所 极低温韧性优异的厚钢板
CN103374681B (zh) * 2012-04-13 2015-07-29 株式会社神户制钢所 极低温韧性优异的厚钢板
JP6018454B2 (ja) * 2012-04-13 2016-11-02 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP5594329B2 (ja) * 2012-07-23 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板
JP5833991B2 (ja) * 2012-08-23 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 極低温靱性に優れた厚鋼板
EP2933347A4 (en) * 2012-12-13 2016-07-27 Kobe Steel Ltd THICK STEEL PLATE WITH OUTSTANDING KRYOGENIC TOUGHNESS
JP6055363B2 (ja) * 2013-04-17 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57207155A (en) * 1981-06-16 1982-12-18 Nippon Steel Corp Ni steel having weld zone with high rupture toughness
JPS6379921A (ja) * 1986-09-24 1988-04-09 Nippon Steel Corp 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法
JP2001049385A (ja) * 1999-08-09 2001-02-20 Nkk Corp 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法
WO2003095693A1 (fr) * 2002-05-08 2003-11-20 Nippon Steel Corporation Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production
JP2005029842A (ja) * 2003-07-14 2005-02-03 Nippon Steel Corp 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP2008150670A (ja) * 2006-12-18 2008-07-03 Nippon Steel Corp さび安定化能を高めた耐候性鋼及びその製造方法
JP2012219296A (ja) * 2011-04-06 2012-11-12 Kobe Steel Ltd 摩擦圧接用機械構造用鋼および摩擦圧接部品

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3130687A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20210010114A1 (en) * 2017-12-24 2021-01-14 Posco Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor
US11591679B2 (en) * 2017-12-24 2023-02-28 Posco Co., Ltd Low-temperature steel material having excellent toughness in welding portion thereof and manufacturing method therefor

Also Published As

Publication number Publication date
KR101843677B1 (ko) 2018-03-29
CN106133172B (zh) 2018-01-02
EP3130687A4 (en) 2017-08-30
JP2015199983A (ja) 2015-11-12
JP6196929B2 (ja) 2017-09-13
KR20160130442A (ko) 2016-11-11
CN106133172A (zh) 2016-11-16
EP3130687A1 (en) 2017-02-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6211296B2 (ja) 耐サワー性とｈａｚ靭性に優れた鋼板
JP6196929B2 (ja) 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板
JP5910792B2 (ja) 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法
KR20180125524A (ko) 용접 구조 부재
JP5521712B2 (ja) 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法
KR101060789B1 (ko) 용접 열 영향부 및 모재의 저온 인성이 우수한 저항복비 고장력 강판 및 그 제조 방법
JP7135649B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料
JPWO2020203336A1 (ja) ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤおよびガスメタルアーク溶接方法
KR20190037303A (ko) 대입열 용접용 강재
JP6149435B2 (ja) 高圧水素ガス用低合金鋼および高圧水素用蓄圧器
JP2009045671A (ja) 大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ
EP3378962B1 (en) High heat input welded steel material
EP3156169A1 (en) Buildup welded metal and machine structure
JP5741454B2 (ja) −１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法
KR20180122675A (ko) 용접 구조 부재
JP4604917B2 (ja) ７８０ＭＰａ級高張力鋼板およびその製造方法
JP5509945B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP5176847B2 (ja) 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法
JP5042744B2 (ja) エレクトロスラグ溶接方法
JP5699798B2 (ja) 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製造方法
JP6226163B2 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP2008261012A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法
KR20130125822A (ko) 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트
JP5509946B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
KR20100121528A (ko) 내응력 제거 소둔 특성과 저온 이음새 인성이 우수한 고강도 강판

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15776770

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015776770

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015776770

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167027394

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE