JPH03223442A - 溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板 - Google Patents
溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板Info
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- JPH03223442A JPH03223442A JP1373890A JP1373890A JPH03223442A JP H03223442 A JPH03223442 A JP H03223442A JP 1373890 A JP1373890 A JP 1373890A JP 1373890 A JP1373890 A JP 1373890A JP H03223442 A JPH03223442 A JP H03223442A
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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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
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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薄物ニッケル鋼
板に関し、とくに液化天然ガス（ＬＮＧ）タンクの底板
や屋根用鋼板、さらには液化天然ガスタンカーの船上タ
ンク用銅板など一１６０°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薄物
ニンケル銅板について、その特性の改善を図ったもので
ある。
板に関し、とくに液化天然ガス（ＬＮＧ）タンクの底板
や屋根用鋼板、さらには液化天然ガスタンカーの船上タ
ンク用銅板など一１６０°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薄物
ニンケル銅板について、その特性の改善を図ったもので
ある。
（従来の技術）
ＬＮＧタンク用鋼板としては、代表的なものに９％Ｎｉ
鋼があるが、とくにＬＮＧタンクの底板および屋根には
大きな応力が作用しないことから、薄物鋼板が使用され
る。この場合、鋼板は一１６０°Ｃ以下のような極低温
で使用されるため、低温での高靭性、とくに溶接部にお
ける低温靭性が要求される。
鋼があるが、とくにＬＮＧタンクの底板および屋根には
大きな応力が作用しないことから、薄物鋼板が使用され
る。この場合、鋼板は一１６０°Ｃ以下のような極低温
で使用されるため、低温での高靭性、とくに溶接部にお
ける低温靭性が要求される。
一般に、溶接された鋼板の熱影響部は、（ａ）約１２０
０°Ｃ以上の高温に加熱される粗粒域、（ｂ） １２０
０〜９００°Ｃ程度に加熱される細粒域、（Ｃ） ９０
０〜７００°Ｃ程度に加熱される二相域および（ｄ）
７００〜４５０°Ｃ程度に加熱される焼戻し域に分類さ
れる。
０°Ｃ以上の高温に加熱される粗粒域、（ｂ） １２０
０〜９００°Ｃ程度に加熱される細粒域、（Ｃ） ９０
０〜７００°Ｃ程度に加熱される二相域および（ｄ）
７００〜４５０°Ｃ程度に加熱される焼戻し域に分類さ
れる。
かような溶接熱影響部のうち、とくに高温まで加熱され
る粗粒域については、その靭性を確保するために、従来
から種々の手立てが講じられている。
る粗粒域については、その靭性を確保するために、従来
から種々の手立てが講じられている。
しかしながら最近、薄物綱板の溶接継手のうち、二相域
に加熱される領域において、島状マルテンサイトの生成
に起因した靭性の低下（二相域脆化）が明らかとなり、
問題となっている。かかる二相域脆化は、とくにＮｉを
７．５ｗｔ％（以下単に％で示す）以上含む高Ｎｉ鋼に
おいて顕著であるが、その理由は、Ｎｉを７．５％以上
含む高Ｎｉ１４では、二相域のオーステナイトとフェラ
イトにおけるＣの分散が異なることから、二相域加熱後
の冷却過程において島状マルテンサイトが生成し易くな
るためであることが、発明者らの検討により解明された
。
に加熱される領域において、島状マルテンサイトの生成
に起因した靭性の低下（二相域脆化）が明らかとなり、
問題となっている。かかる二相域脆化は、とくにＮｉを
７．５ｗｔ％（以下単に％で示す）以上含む高Ｎｉ鋼に
おいて顕著であるが、その理由は、Ｎｉを７．５％以上
含む高Ｎｉ１４では、二相域のオーステナイトとフェラ
イトにおけるＣの分散が異なることから、二相域加熱後
の冷却過程において島状マルテンサイトが生成し易くな
るためであることが、発明者らの検討により解明された
。
ここに、島状マルテンサイトは焼戻されることによって
分解されることが知られており、従って厚物調板のよう
に溶接パス数が多い場合には、旦生成された島状マルテ
ンサイトが以後の溶接熱サイクル（焼戻し）で分解され
るために二相域脆化は顕著には現れない。しかしながら
、板厚が１０ｖｎ以下程度の薄物鋼板の溶接継手では、
溶接パス数が３パス以下と少ないために島状マルテンサ
イトがそのまま残り、二相域詭化が顕著となることが、
発明者らの研究により明らかとなった。
分解されることが知られており、従って厚物調板のよう
に溶接パス数が多い場合には、旦生成された島状マルテ
ンサイトが以後の溶接熱サイクル（焼戻し）で分解され
るために二相域脆化は顕著には現れない。しかしながら
、板厚が１０ｖｎ以下程度の薄物鋼板の溶接継手では、
溶接パス数が３パス以下と少ないために島状マルテンサ
イトがそのまま残り、二相域詭化が顕著となることが、
発明者らの研究により明らかとなった。
なおかかる現象は、厚物調板であっても大入熱溶接継手
のように溶接パス数が少ない場合には現れる。
のように溶接パス数が少ない場合には現れる。
そこで上記の問題の解決策として、発明者らは先に、特
開昭６３−２９０２４６号公報において、Ｓｉ量とＭｎ
量を低減した上で、Ｔｉを必須元素として添加し、さら
にはＭｏを選択元素として添加する方法を捷案した。し
かしながらさらＯこ検討を進めた結果、この方法では二
相域に加熱される熱影響部の靭性は改善されるものの、
ＴｉさらにはＭｏを添加することによって、細粒域に加
熱される熱影響部については、−１９６°Ｃにおけるシ
ャルピー衝撃試験において脆性破面が現れ、かえって靭
性の劣化を招くことが明らかとなった。
開昭６３−２９０２４６号公報において、Ｓｉ量とＭｎ
量を低減した上で、Ｔｉを必須元素として添加し、さら
にはＭｏを選択元素として添加する方法を捷案した。し
かしながらさらＯこ検討を進めた結果、この方法では二
相域に加熱される熱影響部の靭性は改善されるものの、
ＴｉさらにはＭｏを添加することによって、細粒域に加
熱される熱影響部については、−１９６°Ｃにおけるシ
ャルピー衝撃試験において脆性破面が現れ、かえって靭
性の劣化を招くことが明らかとなった。
その他にも類似技術として、特開昭６３−１２８１１８
号公報、特公昭５６−１０９６６号公報および特開昭５
６−１５６７１６号公報に開示の技術があるが、これら
はいずれも母材の低温靭性の改善のみを目的としたもの
であり、発明者らの検討によれば、二相域脆化の防止に
はさほど効果がないことが確かめられた。
号公報、特公昭５６−１０９６６号公報および特開昭５
６−１５６７１６号公報に開示の技術があるが、これら
はいずれも母材の低温靭性の改善のみを目的としたもの
であり、発明者らの検討によれば、二相域脆化の防止に
はさほど効果がないことが確かめられた。
（発明が解決しようとする課Ｂ）
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、二相
域は勿論のこと、それ以上の温度に加熱される溶接熱影
響部における低温靭性に優れ、必要に応じて４５７Ｍ規
格（Ａ ５５３． Ａ ８４４）およびＪＩＳ規格（Ｓ
Ｌ９ Ｎ６０ ）に規定される強度（１１４伏強さ≧６
０ｋｇｆ／皿２、引張強さ一７０〜８５ｋｇｆ／柵２）
を満足する溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板
を提案することを目的とする。
域は勿論のこと、それ以上の温度に加熱される溶接熱影
響部における低温靭性に優れ、必要に応じて４５７Ｍ規
格（Ａ ５５３． Ａ ８４４）およびＪＩＳ規格（Ｓ
Ｌ９ Ｎ６０ ）に規定される強度（１１４伏強さ≧６
０ｋｇｆ／皿２、引張強さ一７０〜８５ｋｇｆ／柵２）
を満足する溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板
を提案することを目的とする。
（課題を解決するための手段）
上記した目的は、下記の各項に掲げる要旨構成により、
有利に実現される。
有利に実現される。
（１） Ｃ： ０．０３％以上、
Ｓｉ ： ０．０２〜０．２２％、
Ｍｎ ： ０．０５〜０．４７％、
Ｐ：０．００５％以下、
Ｓ ： ０．００５％以下、
Ｎｉ ： ７．５〜１２．０％および
Ａｌ ： ０．０１〜０．１０％
を、
３％≦ （ＢＳｉ ＋ ９Ｍｎ） ≦ ５．５％１
２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ≦ １２ ％を
満足する範囲において含有し、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薄物ニッケル銅板（
第１発明）。
２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ≦ １２ ％を
満足する範囲において含有し、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薄物ニッケル銅板（
第１発明）。
（２） Ｓｉ ： ０．０２〜０．２５％、Ｍｎ ：
０．０５〜０．５０％、 Ｐ ： ０．００５％以下、 Ｓ ： ０．００５％以下、 Ｎｉ ： ７．５〜１２．０％、 ＡＩ ： ０．０１−０．１０％およびＮｂ ： ０．
００５〜０．０３％ を、 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％９．５％
≦ １２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３．５％
を満足する範囲において含有し、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薄物ニッケル鋼板
（第２発明）。
０．０５〜０．５０％、 Ｐ ： ０．００５％以下、 Ｓ ： ０．００５％以下、 Ｎｉ ： ７．５〜１２．０％、 ＡＩ ： ０．０１−０．１０％およびＮｂ ： ０．
００５〜０．０３％ を、 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％９．５％
≦ １２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３．５％
を満足する範囲において含有し、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薄物ニッケル鋼板
（第２発明）。
（３） Ｓｉ ： ０．０２〜０．２５％、Ｍｎ ：
０．０５〜０．５０％、 Ｐ ： ０．００５％以下、 ｓ ： ｏ、ｏｏｓ％以下、 Ｎｉ ： ７．５〜１２．０％、 Ａｍ ： ０．０１〜０．１０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．０３％およびＶ ： ０．
００５〜０．０３％ を、 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％９．５％
≦ １２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ５１３．
５％を満足する範囲において含有し、残余は実質的にＦ
ｅの組成になる溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル
鋼板（第３発明）。
０．０５〜０．５０％、 Ｐ ： ０．００５％以下、 ｓ ： ｏ、ｏｏｓ％以下、 Ｎｉ ： ７．５〜１２．０％、 Ａｍ ： ０．０１〜０．１０％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．０３％およびＶ ： ０．
００５〜０．０３％ を、 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％９．５％
≦ １２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ５１３．
５％を満足する範囲において含有し、残余は実質的にＦ
ｅの組成になる溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル
鋼板（第３発明）。
（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。
た理由は次のとおりである。
Ｓｉは、この発明における特徴的元素の一つである。そ
れというのは、Ｓｉを低減すると二相域に加熱される溶
接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量が減少
し、この領域の靭性改善に顕著な効果を示すからである
′。この効果を有効に発現させるためには、Ｓｔ含有量
につき、Ｎｂを添加しない場合は０．２２％以下、また
Ｎｂを添加した場合は０゜２５％以下とする必要がある
。しかしながらＮｂ添加の如何にかかわらずＳｉ量が０
．０２％に満たないと、脱酸効果が不十分なだけでなく
、溶接時に９００〜１２００’Ｃ程度の細粒域に加熱さ
れる熱影響部において結晶粒が粗大化し、靭性の低下が
顕著となるので、下限は０．０２％とした。
れというのは、Ｓｉを低減すると二相域に加熱される溶
接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量が減少
し、この領域の靭性改善に顕著な効果を示すからである
′。この効果を有効に発現させるためには、Ｓｔ含有量
につき、Ｎｂを添加しない場合は０．２２％以下、また
Ｎｂを添加した場合は０゜２５％以下とする必要がある
。しかしながらＮｂ添加の如何にかかわらずＳｉ量が０
．０２％に満たないと、脱酸効果が不十分なだけでなく
、溶接時に９００〜１２００’Ｃ程度の細粒域に加熱さ
れる熱影響部において結晶粒が粗大化し、靭性の低下が
顕著となるので、下限は０．０２％とした。
Ｍｎも、Ｓｉと同様、この発明の特徴的元素の一つであ
り、Ｍｎを低減すると、Ｓｉの低減と相まって二相域に
加熱される溶接熱影響部における島状マルテンサイトの
生成量が大幅に減少する。そのためには、Ｍｎ含有量に
つき、Ｎｂを添加しない場合は０．４７％以下、またＮ
ｂを添加した場合は０．５０％以下とする必要がある。
り、Ｍｎを低減すると、Ｓｉの低減と相まって二相域に
加熱される溶接熱影響部における島状マルテンサイトの
生成量が大幅に減少する。そのためには、Ｍｎ含有量に
つき、Ｎｂを添加しない場合は０．４７％以下、またＮ
ｂを添加した場合は０．５０％以下とする必要がある。
しかしながらＮｂ添加の如何にかかわらずＭｎ量が０．
０５％に満たないと、母材の強度および靭性を確保でき
ないだけでなく、細粒域に加熱される熱影響部の靭性低
下が顕著となるので、下限は０．０５％とした。
０５％に満たないと、母材の強度および靭性を確保でき
ないだけでなく、細粒域に加熱される熱影響部の靭性低
下が顕著となるので、下限は０．０５％とした。
この発明によれば、上述の組成限定に加えてさらに、
１）Ｎｂを添加しない場合
３％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５５．５％１）Ｎｂを添
加した場合 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％なる関係
を満足させることが肝要である。
加した場合 ２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％なる関係
を満足させることが肝要である。
というのは、この発明の特徴である溶接時に二相域に加
熱される領域の靭性を改善するには、島状マルテンサイ
トの生成を抑制する必要があるが、島状マルテンサイト
の生成を抑制するには、ＳｉとＭｎとを併せて低減する
ことが掻めて有効だからである。しかも細粒域に加熱さ
れる領域における結晶粒の粗大化による靭性低下も、Ｓ
ｉとＭｎの合計量に強い相関がある。
熱される領域の靭性を改善するには、島状マルテンサイ
トの生成を抑制する必要があるが、島状マルテンサイト
の生成を抑制するには、ＳｉとＭｎとを併せて低減する
ことが掻めて有効だからである。しかも細粒域に加熱さ
れる領域における結晶粒の粗大化による靭性低下も、Ｓ
ｉとＭｎの合計量に強い相関がある。
すなわち、Ｎｂを添加しない場合には（８Ｓｉ＋９Ｍｎ
）≦５．５％なる関係、またＮｂを添加した場合には（
８Ｓｉ ＋ ９ｉｎ）≦５．９％なる関係を満足するＳ
ｉおよびＭｎ量において、二相域に加熱される領域の高
靭性が実現され、さらにＮｂを添加しない場合には３％
≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係、またＮｂを添加し
た場合には２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係
を満足するＳｉおよびＭｎＭにおいて、細粒域に加熱さ
れる領域の高靭性が実現されるからである。
）≦５．５％なる関係、またＮｂを添加した場合には（
８Ｓｉ ＋ ９ｉｎ）≦５．９％なる関係を満足するＳ
ｉおよびＭｎ量において、二相域に加熱される領域の高
靭性が実現され、さらにＮｂを添加しない場合には３％
≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係、またＮｂを添加し
た場合には２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係
を満足するＳｉおよびＭｎＭにおいて、細粒域に加熱さ
れる領域の高靭性が実現されるからである。
Ｐｒｏ。００４％、 Ｓ ：０．００１％ Ｎｉ：８
〜１１％、 Ａｌ： ０．０３％を基本組成とし、１２
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋９Ｍｎ）５１２％の範囲内でＣ，
ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させた鋼板を
、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性について
調査した。なお溶接部靭性試験における切欠位置は）Ｉ
ＡＺ ’４ ｍｍ位置およびＨＡＺ ８ｍｍ位置とした
が、それぞれ細粒域および二相域に加熱された領域に相
当するものである。
〜１１％、 Ａｌ： ０．０３％を基本組成とし、１２
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋９Ｍｎ）５１２％の範囲内でＣ，
ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させた鋼板を
、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性について
調査した。なお溶接部靭性試験における切欠位置は）Ｉ
ＡＺ ’４ ｍｍ位置およびＨＡＺ ８ｍｍ位置とした
が、それぞれ細粒域および二相域に加熱された領域に相
当するものである。
第１図に、ＨＡＺ ４ｍｍにおける靭性と（３Ｓｉ＋９
Ｍｎ）との関係を、また第２図には、）ＩＡＺ ８ｍｍ
における靭性と（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）との関係を示す。
Ｍｎ）との関係を、また第２図には、）ＩＡＺ ８ｍｍ
における靭性と（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）との関係を示す。
同図より明らかなように、ＳｉとＭｎとの合計量が３％
≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．５％の範囲を満足する
場合に初めてＨＡＺ ４ｍｍおよびＨＡＺ ８＋ａｍ位
置すなわち細粒域および二相域両者とも優れた低温靭性
が得られている。
≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．５％の範囲を満足する
場合に初めてＨＡＺ ４ｍｍおよびＨＡＺ ８＋ａｍ位
置すなわち細粒域および二相域両者とも優れた低温靭性
が得られている。
また同様にＰ ： ０．００４％、 Ｓ ： ０．０
０１％ＩＮＩ ：８〜１１％、八ｌ ： ０．０３％
およびＮｂ ： ０．００５〜０．０３％を基本組成と
し、１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３．５％
の範囲内でＣ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含
有させた鋼板を、サブマージアーク溶接したときの溶接
部靭性についても調査した。
０１％ＩＮＩ ：８〜１１％、八ｌ ： ０．０３％
およびＮｂ ： ０．００５〜０．０３％を基本組成と
し、１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３．５％
の範囲内でＣ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含
有させた鋼板を、サブマージアーク溶接したときの溶接
部靭性についても調査した。
第３図に、ＨＡＺ ４ｍｍにおける靭性と（８Ｓｉ＋９
Ｍｎ）との関係を、また第４図には、ＨＡＺ ８＋ｎ＊
における靭性と（ａＳｉ＋９Ｍｎ）との関係を示したが
、同図より明らかなように、この場合には、ＳｉとＭｎ
との合計量が２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．
９％の範囲を満足する場合において細粒域および二相域
両者とも優れた低温靭性が得られている。
Ｍｎ）との関係を、また第４図には、ＨＡＺ ８＋ｎ＊
における靭性と（ａＳｉ＋９Ｍｎ）との関係を示したが
、同図より明らかなように、この場合には、ＳｉとＭｎ
との合計量が２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．
９％の範囲を満足する場合において細粒域および二相域
両者とも優れた低温靭性が得られている。
Ｃも、ＳｉおよびＭｎ同様、この発明の特徴的元素の一
つである。Ｃを低減すると、ＳｉおよびＭｎと同様に二
相域に加熱される領域における島状マルテンサイトの生
成量が減少し、この領域における靭性を改善する。さら
に、細粒域に加熱される領域においても島状マルテンサ
イトは生成するが、Ｃの低減は、結晶粒の粗大化を引き
起こすことなく島状マルテンサイトの生成を減少するの
に効果があるため、この領域の靭性向上にも有効に寄与
する。
つである。Ｃを低減すると、ＳｉおよびＭｎと同様に二
相域に加熱される領域における島状マルテンサイトの生
成量が減少し、この領域における靭性を改善する。さら
に、細粒域に加熱される領域においても島状マルテンサ
イトは生成するが、Ｃの低減は、結晶粒の粗大化を引き
起こすことなく島状マルテンサイトの生成を減少するの
に効果があるため、この領域の靭性向上にも有効に寄与
する。
すなわち、Ｎｂを添加しない場合には１２３Ｃ＋（８Ｓ
ｉ ＋ ９Ｍｎ）５１２％なる関係、またＮｂを添加し
た場合には１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３
．５％なる関係を満足するｃ３ＨＢ１において、二相域
および細粒域に加熱される領域の高靭性が実現されるの
である。しかしながら、Ｎｂを添加しない場合に、Ｃ量
が０．０３％未満では粗粒域における結晶粒が粗大化し
、この領域における靭性が低下するので、この場合のＣ
量の下限は０．０３％とした。またＣは十分な強度を得
るために有用な元素であり、Ｍｎと同様に過度の低減は
母材強度の低下を引き起こす。
ｉ ＋ ９Ｍｎ）５１２％なる関係、またＮｂを添加し
た場合には１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１３
．５％なる関係を満足するｃ３ＨＢ１において、二相域
および細粒域に加熱される領域の高靭性が実現されるの
である。しかしながら、Ｎｂを添加しない場合に、Ｃ量
が０．０３％未満では粗粒域における結晶粒が粗大化し
、この領域における靭性が低下するので、この場合のＣ
量の下限は０．０３％とした。またＣは十分な強度を得
るために有用な元素であり、Ｍｎと同様に過度の低減は
母材強度の低下を引き起こす。
従ってＡＳＴＭ規格およびＪＩＳ規格に規定される強度
を付与するためには、Ｎｂ添加と共に、９．５％≦１２
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係を満足するＣ
量が必要である。
を付与するためには、Ｎｂ添加と共に、９．５％≦１２
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）なる関係を満足するＣ
量が必要である。
Ｐ ： ０．００４％、 Ｓ ： ０．００１％、Ｎ
ｉ：８〜１１％、 Ａｌ： ０．０３％を基本組成とし
、３％≦（８Ｓｔ ＋ ９Ｍｎ）≦５．５％の範囲内で
Ｃ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させた鋼
板を、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性につ
いて調査した。なお溶接部靭性試験における切欠位置は
ＨＡＺ４ｍ−立置およびＨＡＺ ８ｖｗ位置としたが、
それぞれ細粒域および二相域に加熱された領域に相当す
ることは前述したとおりである。
ｉ：８〜１１％、 Ａｌ： ０．０３％を基本組成とし
、３％≦（８Ｓｔ ＋ ９Ｍｎ）≦５．５％の範囲内で
Ｃ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させた鋼
板を、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性につ
いて調査した。なお溶接部靭性試験における切欠位置は
ＨＡＺ４ｍ−立置およびＨＡＺ ８ｖｗ位置としたが、
それぞれ細粒域および二相域に加熱された領域に相当す
ることは前述したとおりである。
第５図に、ＨＡ２４ｍ醜における靭性と１２３Ｃ＋（８
Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）との関係を、また第６図には、ＨＡ
Ｚ８１ＩＩＩにおける靭性と１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋
９Ｍｎ）との関係を示す。
Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）との関係を、また第６図には、ＨＡ
Ｚ８１ＩＩＩにおける靭性と１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋
９Ｍｎ）との関係を示す。
同図より明らかなように、Ｃ，ＳｔおよびＭｎ量が１２
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１２％の範囲を満足
する場合に細粒域および二相域両者とも優れた低温靭性
が得られている。
３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５１２％の範囲を満足
する場合に細粒域および二相域両者とも優れた低温靭性
が得られている。
また同様にＰ ： ０．００４％、 Ｓ ： ０．０
０１％、Ｎｉ：８〜１１％、 Ａｌ ： ０．０３％お
よびＮｂ ： ０．００５〜０．０３％を基本組成とし
、２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％の範囲
内でＣ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させ
た鋼板を、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性
についても調査した。
０１％、Ｎｉ：８〜１１％、 Ａｌ ： ０．０３％お
よびＮｂ ： ０．００５〜０．０３％を基本組成とし
、２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦５．９％の範囲
内でＣ，ＳｉおよびＭｎ量を種々に変化させて含有させ
た鋼板を、サブマージアーク溶接したときの溶接部靭性
についても調査した。
第７図に、ＨＡＺ ４ｖｗにおける靭性と１２３Ｃ＋（
ＢＳｉ ＋９Ｍｎ）との関係を、また第８図には、ＨＡ
Ｚ８ＩＩＩＩ１１における靭性と１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ
＋ ９Ｍｎ）との関係を示したが、同図より明らかな
ように、この場合には、ＳｉとＭｎとの合計量が１２３
Ｃ十（８Ｓｉ ＋９Ｍｎ ）５１３．５％の範囲を満
足する場合において細粒域および二相域両者とも優れた
低温靭性が得られている。
ＢＳｉ ＋９Ｍｎ）との関係を、また第８図には、ＨＡ
Ｚ８ＩＩＩＩ１１における靭性と１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ
＋ ９Ｍｎ）との関係を示したが、同図より明らかな
ように、この場合には、ＳｉとＭｎとの合計量が１２３
Ｃ十（８Ｓｉ ＋９Ｍｎ ）５１３．５％の範囲を満
足する場合において細粒域および二相域両者とも優れた
低温靭性が得られている。
Ｐも、この発明の特徴的元素の一つである。それという
のは、Ｐの低減は、母材および溶接部の靭性、とくに二
相域に加熱される領域の靭性向上に極めて有効に寄与す
るからである。従ってＰの混入は極力抑制することが望
ましいが、０．００５％以下ならば許容できる。
のは、Ｐの低減は、母材および溶接部の靭性、とくに二
相域に加熱される領域の靭性向上に極めて有効に寄与す
るからである。従ってＰの混入は極力抑制することが望
ましいが、０．００５％以下ならば許容できる。
Ｓは、Ｐと同様、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、０．００５％以下の範
囲で許容できる。
極力低減することが望ましいが、０．００５％以下の範
囲で許容できる。
Ｎｉは、この発明の低温用鋼において高靭性を与える効
果を有するが、７．５％未満ではその添加効果に乏しく
、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、７．５〜１２．０％
の範囲に限定した。
果を有するが、７．５％未満ではその添加効果に乏しく
、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、７．５〜１２．０％
の範囲に限定した。
ＡＩ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
を損なうので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
はその効果に乏しく、一方０．１０％を超えると清浄性
を損なうので、０．０１〜０．１０％の範囲とした。
Ｎｂは、析出強化によって強度を向上させるだけでなく
、結晶粒の微細化によって母材および溶接熱影響郡全体
の靭性を向上させる有用元素である。
、結晶粒の微細化によって母材および溶接熱影響郡全体
の靭性を向上させる有用元素である。
その故、溶接熱影響部の高靭性の維持と共に、ＡＳＴ？
Ｉ規格およびＪＩＳ規格に規定される強度を保証する上
からは、Ｎｂの添加は不可欠である。しかしながら、０
．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．０
３％を超えても強度の上昇はなく、かえって靭性を損な
うので、ｏ、ｏｏｓ％〜０．０３％の範囲で添加する必
要がある。
Ｉ規格およびＪＩＳ規格に規定される強度を保証する上
からは、Ｎｂの添加は不可欠である。しかしながら、０
．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．０
３％を超えても強度の上昇はなく、かえって靭性を損な
うので、ｏ、ｏｏｓ％〜０．０３％の範囲で添加する必
要がある。
■は、析出強化による強度の向上に有効に寄与するので
、強度向上を目的として添加することができる。しかし
ながら１，０．００５％未満ではその添加効果に乏しく
、一方０．０３％を超えるとかえって靭性の劣化を招く
ので、添加する場合には０．００５〜０．０３％の範囲
とする必要がある。
、強度向上を目的として添加することができる。しかし
ながら１，０．００５％未満ではその添加効果に乏しく
、一方０．０３％を超えるとかえって靭性の劣化を招く
ので、添加する場合には０．００５〜０．０３％の範囲
とする必要がある。
そして、上記の成分組成範囲であれば、母材の製造法は
従来公知の方法いずれでも良く、たとえば圧延後再加熱
焼入れ一焼戻しくＲＱ−Ｔ） 、圧延後再加熱焼入れ一
二相域焼入れ一焼戻しくＲＱ−Ｑ’ −Ｔ）圧延後直接
焼入れ一焼戻しくＤＱ−Ｔ）および圧延後直接焼入れ一
二相域焼入れ一焼戻しくＤＱ−Ｑ’ −Ｔ）などの方法
で良い。
従来公知の方法いずれでも良く、たとえば圧延後再加熱
焼入れ一焼戻しくＲＱ−Ｔ） 、圧延後再加熱焼入れ一
二相域焼入れ一焼戻しくＲＱ−Ｑ’ −Ｔ）圧延後直接
焼入れ一焼戻しくＤＱ−Ｔ）および圧延後直接焼入れ一
二相域焼入れ一焼戻しくＤＱ−Ｑ’ −Ｔ）などの方法
で良い。
（実施例）
実施例１
表１に示す種々の化学組成（Ｎｂ含有せず）になる鋼ス
ラブを、加熱温度： １２００°Ｃ１圧延仕上げ温度二
８００℃の条件で５ｍｍ厚まで熱延し、室温まで冷却し
た後、７８０°Ｃで３０ｍ１ｎ加熱後、直ちに水冷する
再加熱焼入れを施し、ついで５７０°Ｃで４５ｍ１ｎの
焼戻し処理（ＲＱ−Ｔ）を施した。その後入熱量：２０
ｋＪ／ｃｍ 、バス数：２の条件でオーステナイト系ワ
イヤーを用いてサブマージアーク溶接を行った。
ラブを、加熱温度： １２００°Ｃ１圧延仕上げ温度二
８００℃の条件で５ｍｍ厚まで熱延し、室温まで冷却し
た後、７８０°Ｃで３０ｍ１ｎ加熱後、直ちに水冷する
再加熱焼入れを施し、ついで５７０°Ｃで４５ｍ１ｎの
焼戻し処理（ＲＱ−Ｔ）を施した。その後入熱量：２０
ｋＪ／ｃｍ 、バス数：２の条件でオーステナイト系ワ
イヤーを用いてサブマージアーク溶接を行った。
その時の母材強度、靭性および溶接部靭性について調べ
た結果を表２に示す。なお溶接部靭性試験における切欠
位置はボンド部、ＨＡＺ ４＋＋＋ｍ位置および！（Ａ
Ｚ ８ｍ＋ｎ位置としたが、それぞれ粗粒域、細粒域お
よび二相域に加熱された領域に相当する。
た結果を表２に示す。なお溶接部靭性試験における切欠
位置はボンド部、ＨＡＺ ４＋＋＋ｍ位置および！（Ａ
Ｚ ８ｍ＋ｎ位置としたが、それぞれ粗粒域、細粒域お
よび二相域に加熱された領域に相当する。
同表より明らかなように、この発明の適正範囲を満足す
る鋼板（鋼ｋｌ〜６）はいずれも、優れた溶接部靭性が
得られている。
る鋼板（鋼ｋｌ〜６）はいずれも、優れた溶接部靭性が
得られている。
これに対し、（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＜ ３％の鋼Ｎ
（Ｌ７．８ではＨＡ２４ｍｍにおける靭性の低下が著し
く、一方（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＞５．５％の鋼Ｎ（
１９，１０ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著
しかった。
（Ｌ７．８ではＨＡ２４ｍｍにおける靭性の低下が著し
く、一方（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＞５．５％の鋼Ｎ（
１９，１０ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著
しかった。
またＳｉ量とＭｎ量が３％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）≦
５．５％なる関係を満足する場合であっても、Ｓｉ量が
０．２２％を超えた鋼板（鋼Ｎ１１１３．１４）および
Ｍｎ量が０．４７％を超えた鋼板（綱Ｎｏ、１５．１６
）ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著しかった
。
５．５％なる関係を満足する場合であっても、Ｓｉ量が
０．２２％を超えた鋼板（鋼Ｎ１１１３．１４）および
Ｍｎ量が０．４７％を超えた鋼板（綱Ｎｏ、１５．１６
）ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著しかった
。
さらに１２３ｃ ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）＞ １２
％のＭＮｏ、１１゜１２ではＨＡＺ４ｍｍおよびＨＡＺ
８ｍｍ両位置において靭性が著しく低下している。
％のＭＮｏ、１１゜１２ではＨＡＺ４ｍｍおよびＨＡＺ
８ｍｍ両位置において靭性が著しく低下している。
その他、Ｃ量が１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）５
１２％なる関係を満足する場合であっても、０．０３％
を下回る鋼ｋ１７．１８ではボンド部における靭性が、
またＰが上限を超えて多量に含有された１ｉｉｌ Ｎｏ
、 １９ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性がそれぞれ悪
い。
１２％なる関係を満足する場合であっても、０．０３％
を下回る鋼ｋ１７．１８ではボンド部における靭性が、
またＰが上限を超えて多量に含有された１ｉｉｌ Ｎｏ
、 １９ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性がそれぞれ悪
い。
なお綱Ｎｏ、２０は、前掲特開昭６３−１％１１８号公
報に開示の綱組成であるが、ＨＡＺ ４ｍｍおよび１（
ＡＺ Ｂｍｍｍｍ位置における靭性の劣化が著しい。
報に開示の綱組成であるが、ＨＡＺ ４ｍｍおよび１（
ＡＺ Ｂｍｍｍｍ位置における靭性の劣化が著しい。
実施例２
表３に示す種々の化学組成（Ｎｂ含有）になる鋼スラブ
を、加熱温度： １２００°Ｃ１圧延仕上げ温度二８０
０°Ｃの条件で６ｍｍ厚まで熱延し、室温まで冷却した
後、７８０°Ｃで３０ｍ１ｎ加熱後、直ちに水冷する再
加熱焼入れを施し、ついで５７０°Ｃで４５ｍ１ｎの焼
戻し処理（ＲＱ−Ｔ）を施した。その後入熱量： ２０
ｋＪ／ｃｍ 、バス数＝２の条件でオーステナイト系ワ
イヤーを用いてサブマージアーク溶接を行った。
を、加熱温度： １２００°Ｃ１圧延仕上げ温度二８０
０°Ｃの条件で６ｍｍ厚まで熱延し、室温まで冷却した
後、７８０°Ｃで３０ｍ１ｎ加熱後、直ちに水冷する再
加熱焼入れを施し、ついで５７０°Ｃで４５ｍ１ｎの焼
戻し処理（ＲＱ−Ｔ）を施した。その後入熱量： ２０
ｋＪ／ｃｍ 、バス数＝２の条件でオーステナイト系ワ
イヤーを用いてサブマージアーク溶接を行った。
その時の母材強度、靭性および溶接部靭性について調べ
た結果を表４に示す。なお溶接部靭性試験における切欠
位置はポンド部、ＨＡＺ ４ｍｍ位置およびＨＡＺ ８
ｍｍ位置としたが、それぞれ粗粒域、細粒域および二相
域に加熱された領域に相当する。
た結果を表４に示す。なお溶接部靭性試験における切欠
位置はポンド部、ＨＡＺ ４ｍｍ位置およびＨＡＺ ８
ｍｍ位置としたが、それぞれ粗粒域、細粒域および二相
域に加熱された領域に相当する。
同表より明らかなように、この発明の適正範囲を満足す
る網板（鋼Ｎα１〜７）はいずれも、優れた溶接部靭性
が得られている。
る網板（鋼Ｎα１〜７）はいずれも、優れた溶接部靭性
が得られている。
これに対し、（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＜２．２％のｍ
Ｎα８．９ではＨＡＺ４ｍｍにおける靭性の低下が著し
く、一方（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＞５．９％の鋼Ｎｏ
、 １０ではＨＡＺ ８ｎ＋ｍにおける靭性の低下が著
しかった。
Ｎα８．９ではＨＡＺ４ｍｍにおける靭性の低下が著し
く、一方（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ） ＞５．９％の鋼Ｎｏ
、 １０ではＨＡＺ ８ｎ＋ｍにおける靭性の低下が著
しかった。
またＳｉ量とＭｎ量が２．２％≦（８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ
）５５．９％なる関係を満足する場合であっても、Ｓｉ
量が０．２５％を超えた調板（鋼麹１４）およびＭｎ量
が０．５０％を超えた鋼板（ｔ！＠Ｎｏ、 １５ ）で
はＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著しかった。
）５５．９％なる関係を満足する場合であっても、Ｓｉ
量が０．２５％を超えた調板（鋼麹１４）およびＭｎ量
が０．５０％を超えた鋼板（ｔ！＠Ｎｏ、 １５ ）で
はＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性の低下が著しかった。
さらに１２３Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍｎ）＞１３．５
％のｆＡＮｏ、 １２ 。
％のｆＡＮｏ、 １２ 。
１３ではＨＡＺ４ｍｍおよび）ＨＡＺ ８ｍｍ両位置に
おいて靭性が著しく低下している。
おいて靭性が著しく低下している。
またさらに１２３Ｃ＋ （８Ｓｊ ＋ ９Ｍｎ）＜ ９
．５％では（ｍＮｏ、１１） 、ＡＳＴＭ規格およびＪ
ＴＳ規格に規定サレる強度が得られていない。
．５％では（ｍＮｏ、１１） 、ＡＳＴＭ規格およびＪ
ＴＳ規格に規定サレる強度が得られていない。
その他、Ｎｂ量およびＶ量がこの発明の上限を超える鋼
板（鋼Ｎα１６．１７）では、母材および溶接部の靭性
が低下している。またＰが上限を超えて多量に含有され
たｆａＮｏ、１９ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性が悪
い。
板（鋼Ｎα１６．１７）では、母材および溶接部の靭性
が低下している。またＰが上限を超えて多量に含有され
たｆａＮｏ、１９ではＨＡＺ ８ｍｍにおける靭性が悪
い。
鋼胤１９および２０はそれぞれ、特公昭５６−１０９６
６号公報および特開昭５６−１５６７１６号公報に開示
の鋼組成であるが、前者は）ＨＡＺ ４ｍｍおよびＨＡ
Ｚ ８ｍｍ両位置における靭性が、また後者はとくにＨ
ＡＺ ８ｍｎ＋位置における靭性が悪い。
６号公報および特開昭５６−１５６７１６号公報に開示
の鋼組成であるが、前者は）ＨＡＺ ４ｍｍおよびＨＡ
Ｚ ８ｍｍ両位置における靭性が、また後者はとくにＨ
ＡＺ ８ｍｎ＋位置における靭性が悪い。
（発明の効果）
かくしてこの発明によれば、低温靭性とくに粗粒域、細
粒域および二相域すべての溶接部靭性に優れ、また必要
に応じて高強度を兼備する低温用ニッケル鋼板を容易に
得ることができる。
粒域および二相域すべての溶接部靭性に優れ、また必要
に応じて高強度を兼備する低温用ニッケル鋼板を容易に
得ることができる。
第１図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ４ｍ
ｍ位置における靭性と８Ｓｉ ＋９Ｍｎ （％）との関
係を示したグラフ、 第２図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ８ｍ
ｍ位置における靭性と８３ｉ ＋９Ｍｎ （％）との関
係を示したグラフ、 第３図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ４１
１ｆｆ１位置における靭性と８Ｓｉ ＋９Ｍｎ （％）
との関係を示したグラフ、 第４回は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ８ｎ
ｕｎ位置における靭性と８５ｉ ＋９Ｍｎ （％）との
関係を示したグラフ、 第５図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ４１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍ
ｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第６図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ８１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍ
ｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第７図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ４Ｉ
Ｉ１ｍ位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋
９Ｍｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第８図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ８１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋９Ｍｎ
） （％）との関係を示したグラフである。 第１ 図 ＢＳｉす’？Ｍｎ （ぷ 第２ 図 Ｂ５１ｔ’／Ｍｎ （％す 第３図 ＢＳｉす’／Ｍｎ （’／、］ 第４ 図 ＢＳｉ ？ ’？Ｍｎ （％） 第５図 ｆ２３ｃｔ（８Ｓｔ’ｔ ｑｔ’ｈ） （’／、）第
１１ 図 １２３Ｃす（８Ｓｉｆ ｑＭ鼠 （幻 第７図
ｍ位置における靭性と８Ｓｉ ＋９Ｍｎ （％）との関
係を示したグラフ、 第２図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ８ｍ
ｍ位置における靭性と８３ｉ ＋９Ｍｎ （％）との関
係を示したグラフ、 第３図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ４１
１ｆｆ１位置における靭性と８Ｓｉ ＋９Ｍｎ （％）
との関係を示したグラフ、 第４回は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ８ｎ
ｕｎ位置における靭性と８５ｉ ＋９Ｍｎ （％）との
関係を示したグラフ、 第５図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ４１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍ
ｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第６図は、Ｎｂ添加のない鋼板溶接継手のＨＡＺ ８１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋ ９Ｍ
ｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第７図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ４Ｉ
Ｉ１ｍ位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋
９Ｍｎ） （％）との関係を示したグラフ、 第８図は、Ｎｂを添加した鋼板溶接継手のＨＡＺ ８１
位置における靭性と１２３ Ｃ＋ （８Ｓｉ ＋９Ｍｎ
） （％）との関係を示したグラフである。 第１ 図 ＢＳｉす’？Ｍｎ （ぷ 第２ 図 Ｂ５１ｔ’／Ｍｎ （％す 第３図 ＢＳｉす’／Ｍｎ （’／、］ 第４ 図 ＢＳｉ ？ ’？Ｍｎ （％） 第５図 ｆ２３ｃｔ（８Ｓｔ’ｔ ｑｔ’ｈ） （’／、）第
１１ 図 １２３Ｃす（８Ｓｉｆ ｑＭ鼠 （幻 第７図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３ｗｔ％以上、 Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４７ｗｔ％、 Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：７．５〜１２．０ｗｔ％および Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％ を、 ３ｗｔ％≦（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦５．５ｗｔ％１２３Ｃ
＋（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦１２ｗｔ％を満足する範囲にお
いて含有し、残余は実質的にＦｅの組成になる溶接部靭
性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板。 ２、Ｓｉ：０．０２〜０．２５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：７．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％および Ｎｂ：０．００５〜０．０３ｗｔ％ を、 ２．２ｗｔ％≦（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦５．９ｗｔ％９．
５ｗｔ％≦１２３Ｃ＋（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦１３．５ｗ
ｔ％を満足する範囲において含有し、残余は実質的にＦ
ｅの組成になる溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル
鋼板。 ３、Ｓｉ：０．０２〜０．２５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．０５〜０．５０ｗｔ％、 Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：７．５〜１２．０ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３ｗｔ％および Ｖ：０．００５〜０．０３ｗｔ％ を、 ２．２ｗｔ％≦（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦５．９ｗｔ％９．
５ｗｔ％≦１２３Ｃ＋（８Ｓｉ＋９Ｍｎ）≦１３．５ｗ
ｔ％を満足する範囲において含有し、残余は実質的にＦ
ｅの組成になる溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル
鋼板。
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