JPH049861B2 - - Google Patents
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- JPH049861B2 JPH049861B2 JP62124060A JP12406087A JPH049861B2 JP H049861 B2 JPH049861 B2 JP H049861B2 JP 62124060 A JP62124060 A JP 62124060A JP 12406087 A JP12406087 A JP 12406087A JP H049861 B2 JPH049861 B2 JP H049861B2
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Description
（産業上の利用分野）
この発明は、溶接部勒性の優れた低温用綱に関
し、とくに液化天然ガス（LNG）要綱材など−
160℃以下のような極低温での使用において溶接
部勒性が重要な要因となる低温用綱についてその
特性の改善を図つたものである。 （従来の技術） LNGタンクなどに用いられる鋼材には、低温
でも高靭性が要求される。その際とくに問題とな
るものの一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立
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
（1982）４、P168）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700〜900℃または1350℃以上に再加熱される
熱影響部に対する要求勒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CDD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つた。 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、従つて、700〜900
℃に加熱される熱影響部の勒性が低いという重大
な欠陥があつた。 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勒性に優れた低温用綱を
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。 (1) Ｃ：0.04〜0.12wt％（以下単に％で示す） Si：0.02〜0.30％、 Mn：0.05〜0.27％、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.005％以下、 Ni：6.5〜12.0％、 Al：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）。 (2) 基本成分にさらに0.005〜0.06％のNbおよび
0.005〜0.07％のＶ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Moを含む
組成。 (4) 基本成分にさらに0.005〜0.06％のNbおよび
0.005〜0.07％のＶのうち少なくとも１種と、
0.02〜0.40％のMo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。 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℃に
加熱される部分の靭性が低いという問題があり、
一方0.12％を超ても勒性を損うので、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の低減は溶接部勒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％を超えるとかえつて勒性の
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：0.05〜0.27％ 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の低減と相まることにより溶
接部勒性改善に顕著な効果を示す。しかしながら
0.05％未満を下回る低減は漸進的効果を示さない
ので、下限を0.05％とした。Mnはこの範囲で低
減すれば漸進的に溶接部勒性を改善し、とくに
0.27％以下で顕著である。しかし、一方0.27％を
超えると勒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0.27％を上限とした。 Ｐ≦0.01％、Ｓ≦0.005％ Ｐ、Ｓはいずれも、母材および溶接部の勒性を
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。 Ni：6.5〜12.0％ Niは、この発明の低温用鋼には必須の元素で、
低温において高勒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。 Al：0.01〜0.10％ Al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。 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窒化物が溶接部勒性とくにCOD
値の向上に好影響を及ぼすので、溶接部勒性を改
善するために添加されるものである。しかしなが
ら、その含有量が0.004％未満では溶接部勒性の
改善効果が認められず、一方0.015％を超えて含
有させるとかえつて勒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Si、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、Ｓ、Ni、Al、Tiの各限
定量をもつ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。 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％、 NbおよびＶ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
0.005％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
えるとかえつて勒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
かえつて勒性を損うので、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
−二相域焼入れ−焼もどし（DQ−Q′−Ｔ）、圧
延後直接焼入れ−焼もどし（DQ−Ｔ）、圧延後
再加熱焼入れ−二相域焼入れ−焼もどし（RQ−
Q′−Ｔ）および圧延後再加熱焼入れ−焼もどし
（RQ−Ｔ）などの従来法でよい。ただし、コス
トの点からはDQ−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℃以下−196℃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：1220℃、圧延仕上げ温度：900℃の条
件で10mm厚まで圧延し、直ちに水冷し、ついで
570℃で70min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。
し、とくに液化天然ガス（LNG）要綱材など−
160℃以下のような極低温での使用において溶接
部勒性が重要な要因となる低温用綱についてその
特性の改善を図つたものである。 （従来の技術） LNGタンクなどに用いられる鋼材には、低温
でも高靭性が要求される。その際とくに問題とな
るものの一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立
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
（1982）４、P168）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700〜900℃または1350℃以上に再加熱される
熱影響部に対する要求勒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CDD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つた。 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、従つて、700〜900
℃に加熱される熱影響部の勒性が低いという重大
な欠陥があつた。 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勒性に優れた低温用綱を
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。 (1) Ｃ：0.04〜0.12wt％（以下単に％で示す） Si：0.02〜0.30％、 Mn：0.05〜0.27％、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.005％以下、 Ni：6.5〜12.0％、 Al：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）。 (2) 基本成分にさらに0.005〜0.06％のNbおよび
0.005〜0.07％のＶ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Moを含む
組成。 (4) 基本成分にさらに0.005〜0.06％のNbおよび
0.005〜0.07％のＶのうち少なくとも１種と、
0.02〜0.40％のMo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。 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℃に
加熱される部分の靭性が低いという問題があり、
一方0.12％を超ても勒性を損うので、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の低減は溶接部勒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％を超えるとかえつて勒性の
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：0.05〜0.27％ 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の低減と相まることにより溶
接部勒性改善に顕著な効果を示す。しかしながら
0.05％未満を下回る低減は漸進的効果を示さない
ので、下限を0.05％とした。Mnはこの範囲で低
減すれば漸進的に溶接部勒性を改善し、とくに
0.27％以下で顕著である。しかし、一方0.27％を
超えると勒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0.27％を上限とした。 Ｐ≦0.01％、Ｓ≦0.005％ Ｐ、Ｓはいずれも、母材および溶接部の勒性を
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。 Ni：6.5〜12.0％ Niは、この発明の低温用鋼には必須の元素で、
低温において高勒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。 Al：0.01〜0.10％ Al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。 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窒化物が溶接部勒性とくにCOD
値の向上に好影響を及ぼすので、溶接部勒性を改
善するために添加されるものである。しかしなが
ら、その含有量が0.004％未満では溶接部勒性の
改善効果が認められず、一方0.015％を超えて含
有させるとかえつて勒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Si、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、Ｓ、Ni、Al、Tiの各限
定量をもつ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。 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％、 NbおよびＶ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
0.005％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
えるとかえつて勒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
かえつて勒性を損うので、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
−二相域焼入れ−焼もどし（DQ−Q′−Ｔ）、圧
延後直接焼入れ−焼もどし（DQ−Ｔ）、圧延後
再加熱焼入れ−二相域焼入れ−焼もどし（RQ−
Q′−Ｔ）および圧延後再加熱焼入れ−焼もどし
（RQ−Ｔ）などの従来法でよい。ただし、コス
トの点からはDQ−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℃以下−196℃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：1220℃、圧延仕上げ温度：900℃の条
件で10mm厚まで圧延し、直ちに水冷し、ついで
570℃で70min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。
【表】
【表】
【表】
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℃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
Ti含有量との関係で示す。 さらに発明鋼No.２および比較鋼No.15について、
最高加熱温度を500〜1000℃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ヤルピー衝撃試
験結果（vE−196）についての調査結果を第４図
に示す。 従来鋼では700〜1000℃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。 また、さらに第５図ａ，ｂ，ｃには、800℃加
熱時のシヤルピー試験結果をMn、SiおよびTi量
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、低温勒性とくに溶
接部勒性に優れた低温用鋼を得ることができ、有
利である。
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℃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
Ti含有量との関係で示す。 さらに発明鋼No.２および比較鋼No.15について、
最高加熱温度を500〜1000℃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ヤルピー衝撃試
験結果（vE−196）についての調査結果を第４図
に示す。 従来鋼では700〜1000℃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。 また、さらに第５図ａ，ｂ，ｃには、800℃加
熱時のシヤルピー試験結果をMn、SiおよびTi量
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、低温勒性とくに溶
接部勒性に優れた低温用鋼を得ることができ、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vE
−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vE−
196との関係を示したグラフである。
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vE
−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vE−
196との関係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.04〜0.12wt％、 Si：0.02〜0.30wt％、 Mn：0.05〜0.27wt％、 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
勒性の優れた低温用綱。 ２ Ｃ：0.04〜0.12wt％、 Si：0.02〜0.30wt％、 Mn：0.05〜0.27wt％、 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勒性の優れた
低温用綱。 ３ Ｃ：0.04〜0.12wt％、 Si：0.02〜0.30wt％、 Mn：0.05〜0.27wt％、 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
部勒性の優れた低温用綱。 ４ Ｃ：0.04〜0.12wt％、 Si：0.02〜0.30wt％、 Mn：0.05〜0.27wt％、 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
溶接部勒性の優れた低温用綱。
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 JPS63290246A (ja) | 1988-11-28 |
| JPH049861B2 true 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) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2557993B2 (ja) * | 1990-01-25 | 1996-11-27 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接部靭性の優れた低温用薄物ニッケル鋼板 |
| US5266417A (en) * | 1990-01-25 | 1993-11-30 | Kawasaki Steel Corporation | Low-temperature service nickel plate with excellent weld toughness |
| KR101767778B1 (ko) | 2015-12-23 | 2017-08-14 | 주식회사 포스코 | 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 |
| 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 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5852532B2 (ja) * | 1977-11-25 | 1983-11-24 | 日本鋼管株式会社 | 一様伸び特性の優れた調質型高張力鋼の製造方法 |
-
1987
- 1987-05-22 JP JP12406087A patent/JPS63290246A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63290246A (ja) | 1988-11-28 |
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