JP2582147B2

JP2582147B2 - 溶接部靱性の優れた低温用ニッケル鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2582147B2
Application number: JP1011810A
Authority: JP
Inventors: 高宏久保; 善文中野
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1989-01-23
Filing date: 1989-01-23
Publication date: 1997-02-19
Anticipated expiration: 2012-02-19
Also published as: JPH02194122A

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ニッケル鋼板
の製造方法に係わり、とくに液化天然ガス（LNG）用鋼
材など−160℃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ニッケル鋼板の製造
方法に関するものである。

＜従来の技術＞ LNGタンクなどに用いられる鋼材、たとえば９％Ni鋼
はすでに、再加熱焼入れ−焼戻し処理（RQ−Ｔ）による
ASTM A553、直接焼入れ−焼戻し処理（DQ−Ｔ）による
ASTM A844などの規格鋼として知られている。

これらの鋼材には、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。

溶接部のうち、とくに1350℃以上に加熱される熱影響
部の靭性を確保するためには種々の手立てが講じられて
いる。

しかしながら最近、溶接部のうち700〜900℃に加熱さ
れる熱影響部において、島状マルテンサイトが生成する
ことによる靭性の低下が明らかとなり問題となってい
る。

溶接の際、700〜900℃に加熱される熱影響部の靭性低
下を解決するための手立てとしては、たとえば特開昭53
−112219号公報でSi量の低減化が提案されている。しか
しながらこの方法では母材強度が規格値を満足できな
い。また母材靭性の低下を避けることができない。

また、上記問題点を解決するために本願出願人は先に
Si量とMn量を低減し、Tiを添加する方法を特開昭63−29
0246号公報で提案している。しかしながらさらに検討を
行った結果、この方法では1000〜1200℃に加熱される熱
影響部の−196℃におけるシャルピー衡撃試験におい
て、脆性破面が現れることが明らかとなった。

＜発明が解決しようとする課題＞この発明は、上記の課題を有利に解決するもので、70
0℃以上に加熱される溶接部における低温靭性にも優
れ、かつASTM A553及びASTM A844に規定されている強
度を有する低温用ニッケル鋼板の製造方法を提案するこ
とを目的とするものである。

＜課題を解決するための手段＞本発明は、重量％で、C:0.04〜0.12％,Si:0.02〜0.19
％,Mn:0.05〜0.30％未満,P:0.01％以下,S:0.005％以下,
Ni:6.5〜12.0％,Al:0.01〜0.10％及びN:0.0035％以下を
含み、必要に応じてさらにNb:0.005〜0.06％,V:0.005〜
0.07％及びCu:0.05〜0.50％のうちから選んだ少なくと
も一種を含有し、残部は実質的にFeからなるスラブを11
00〜1300℃の温度に加熱し、次いで圧延仕上温度1000〜
700℃にて熱間圧延し、熱間圧延後の鋼板を冷却する過
程で800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を２℃/sec以
上として冷却し、次いで450℃〜（Ac₁＋70℃）の温度範
囲で焼もどすことを特徴とする溶接部靭性の優れた低温
用ニッケル鋼板の製造方法である。

＜作用＞この発明の基礎は、6.5〜12.0％（重量％以下同じ）
の範囲のNiを含有する低温用鋼組成のうち、とくにSiを
0.02〜0.19％、Mnを0.05〜0.30％未満、Ｎを0.0035％以
下に低減することによって、直接焼入れと焼戻し処理で
高強度を確保しつつ、溶接部の高靭性が確保されること
を知見したところにある。

まずこの発明における鋼の成分組成の限定理由を説明
する。

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％に満たないと強度上Si,Mnを増加す
る必要が生じ、前述したとおり700〜900℃に加熱された
部分の靭性が低いという問題があり、一方0.12％を超え
ても靭性を損なうので、0.04〜0.12％の範囲とした。

Si:0.02〜0.19％ 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0.19％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0.19％を上限とした。

Mn:0.05〜0.30％未満 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0.05％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0.30％未満で顕著である。このため、Mnは0.05〜0.30
％未満とした。

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。

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。

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なう
ので、0.01〜0.10％の範囲とした。

N:0.0035％以下Ｎは本発明の特徴の一つである。Ｎを低減すると、可
動転位が減少しまた島状マルテンサイトが減少するため
に靭性は向上する。とくに、Ｎを0.0035％以下とする
と、SiとMnの低減と相まることにより、700〜900℃に添
加される熱影響部の靭性を著しく改善できる。また、13
50℃以上に加熱される熱影響部の靭性も、Tiを添加する
のと同等に改善できる。

上記C,Si,Mn,P,S,Ni,Al,N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％及びCu:0.05…
0.50％のうち少なくとも一種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及びＶはいずれも、折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％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なうの
でそれぞれ上限をNb:0.06％,V:0.07％に限定した。

Cu:0.05〜0.50％ Cuは、焼入性向上により強度を改善するのに有効な元
素であるが、0.05％未満ではその添加効果に乏しく、一
方0.50％を超えるとかえって靭性を損なうので、0.05〜
0.50％の範囲に限定した。

以上述べた成分範囲になる鋼材は何れも1100℃以上13
00℃以下の温度に加熱して圧延を行うわけであるが、加
熱温度が1100℃未満のときは鋼塊冷却時に粗大析出した
AlNが溶解せず、靭性を劣化させるほかに十分な圧下比
をとることができないことも問題である。一方1300℃を
超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、また不
経済でもあるので、スラブ加熱温度は1100〜1300℃に限
定される。

熱間圧延の仕上げ温度は、1000〜700℃に限定され
る。1000℃超では十分な細粒組織が得られず、この発明
で目指した高靭性鋼板の製造に不都合である。一方700
℃未満ではひずみが結晶粒に蓄積され、靭性が低い。

圧延後、直ちに焼入れ処理ができることはこの発明の
特徴とするところであるが、この処理により再加熱焼入
れ処理を省略でき、コストが安くなり、それと同時に直
接焼入れでは、再加熱焼入れ処理する場合よりも強度が
増加し、そのためSi量,Mn量及びＮ量を低減することが
可能となる。

このSi量,Mn量及びＮ量の低減が母材及び溶接部靭性
を向上させることは前に述べたとおりである。直接焼入
れの平均冷却温度は800〜500℃の温度範囲で２℃/sec以
上を要し、これより遅い冷却温度では必要強度を充足す
ることができない。また少なくとも800〜500℃の温度範
囲を２℃/sec以上の冷却速度とする必要があり、800℃
超あるいは500℃未満の温度域における冷却速度につい
ては特に限定されない。

直接焼入れ後、焼もどし処理を施すがその加熱温度は
450℃以上（Ac₁＋70℃）温度以下であり、450℃未満で
は靭性が確保できず、また（Ac₁＋70℃）温度を超える
と強度が低下してしまう。

＜実施例＞実施例１表１に示す化学組成になる鋼スラブ加熱温度1200℃、
圧延仕上げ温度900℃の条件で15mm厚まで圧延し、直ち
に水冷し、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を50℃
/secとし、ついで570℃で70minの焼戻し処理（DQ−Ｔ）
を施した。比較のため、表１に示す鋼をスラブ加熱温度
1200℃、圧延仕上げ温度900℃の条件で15mm厚まで圧延
し、室温まで空冷（800〜500℃の平均冷却速度0.8℃/se
c）した後、780℃で60min加熱後直ちに水冷する再加熱
焼入れを施し、ついで570℃で70minの焼戻し処理（RQ−
Ｔ）を施した。次いで入熱量20kJ/cm,パス数４の条件で
オーステナイト系ワイヤを用いてサブマージアーク溶接
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。またBond部、HAZ3,5,7mm部のシ
ャルピー衡撃試験結果を表３に示す。本発明のDQ−Ｔ処
理において、極めて高い強度，靭性を有する母材から得
られるとともに溶接部靭性も改善されている。

実施例２表４に示す化学組成になる鋼を、スラブ加熱温度1200
℃、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、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を
50℃/secとし、ついで570℃で70minの焼戻し処理（DQ−
Ｔ）を施した。

次いで入熱量19kJ/cm、パス数３の条件でオーステナ
イト系ワイヤを用いてサブマージアーク溶接した。そし
て、Bond部、HAZ3,5,7mmからシャルピー衡撃試験片を採
取し実験に供した。その結果を母材の強度とともに表５
に示す。

表５より本発明の組成を満足する鋼をDQ−Ｔ処理した
供試鋼No.1〜12はASTM規格に規定されている強度を確保
するとともに比較鋼No.13〜19に比して十分な溶接部靭
性が得られている。特に加熱温度が700〜900℃に達する
HAZ7mmの溶接部の靭性の改善が著しい。これに対して供
試鋼13〜18（比較鋼）のように本発明鋼の基本成分のう
ち例えばC,P,S,Ni,Alを満足していても残りのSi,Mn,Nの
うちいずれか一つでも満足できないときには十分な溶接
部靭性が確保できず、また供試鋼19（比較鋼）のように
Tiを添加すると1000〜1200℃に昇温するHAZ3mmにおいて
十分な溶接部靭性が確保できないことがわかる。

＜発明の効果＞かくしてこの発明の製造方法によれば、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
る。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C:0.04〜0.12％,Si:0.02〜0.19
％,Mn:0.05〜0.30％未満,P:0.01％以下,S:0.005％以下,
Ni:6.5〜12.0％,Al:0.01〜0.10％及びN:0.0035％以下を
含み、残部は実質的にFeからなるスラブを1100〜1300℃
の温度に加熱し、次いで圧延仕上温度1000〜700℃にて
熱間圧延し、熱間圧延後の鋼板を冷却する過程で800〜5
00℃の温度範囲の平均冷却速度を２℃/sec以上として冷
却し、次いで450℃〜（Ac₁＋70℃）の温度範囲で焼もど
すことを特徴とする溶接部靭性の優れた低温用ニッケル
鋼板の製造方法。
【請求項２】重量％で、C:0.04〜0.12％,Si:0.02〜0.19
％,Mn:0.05〜0.30％未満,P:0.01％以下,S:0.005％以下,
Ni:6.5〜12.0％,Al:0.01〜0.10％及びN:0.0035％以下を
含み、さらにNb:0.005〜0.06％,V:0.005〜0.07％及びC
u:0.05〜0.50％のうちから選んだ少なくとも一種を含有
し、残部は実質的にFeからなるスラブを1100〜1300℃の
温度に加熱し、次いで圧延仕上温度1000〜700℃にて熱
間圧延し、熱間圧延の鋼板を冷却する過程で800〜500℃
の温度範囲の平均冷却速度を２℃/sec以上として冷却
し、次いで450℃〜（Ac₁＋70℃）の温度範囲で焼もどす
ことを特徴とする溶接部靭性の優れた低温用ニッケル鋼
板の製造方法。