JPH11131178A - 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 - Google Patents
耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強さが400N/mm2級以上で、−60℃前後に
おける低温靱性に優れた鋼板であって、アンモニア応力
腐食割れが発生しない低温用鋼板の提供を第１の課題と
し、更に50kJ/cm 以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱
性が良好な低温用鋼板の提供を第２の課題とし、しかも
88％以下の低い降伏比を有する低温用鋼板の提供を第３
の課題とする。 【解決手段】 第１の課題を解決した本発明鋼板とは、
Ｃ含有量が0.06％以下であることを特徴とし、上記第２
の課題を解決した本発明鋼板とは、Ｃ含有量が0.06％以
下であると共に、Ｔｉ:0.005〜0.020 ％、Ｎ:0.002〜0.
005 ％を含有することを要旨とする。また上記第３の課
題を解決した本発明鋼板とは、フェライトを主体とし、
フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分散され
た層状パーライト組織を有する低温用鋼板であって、上
記フェライトの平均粒径が 5〜15μｍで、且つ層状パー
ライトの層間隔が30μｍ以下であることを特徴とする。
おける低温靱性に優れた鋼板であって、アンモニア応力
腐食割れが発生しない低温用鋼板の提供を第１の課題と
し、更に50kJ/cm 以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱
性が良好な低温用鋼板の提供を第２の課題とし、しかも
88％以下の低い降伏比を有する低温用鋼板の提供を第３
の課題とする。 【解決手段】 第１の課題を解決した本発明鋼板とは、
Ｃ含有量が0.06％以下であることを特徴とし、上記第２
の課題を解決した本発明鋼板とは、Ｃ含有量が0.06％以
下であると共に、Ｔｉ:0.005〜0.020 ％、Ｎ:0.002〜0.
005 ％を含有することを要旨とする。また上記第３の課
題を解決した本発明鋼板とは、フェライトを主体とし、
フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分散され
た層状パーライト組織を有する低温用鋼板であって、上
記フェライトの平均粒径が 5〜15μｍで、且つ層状パー
ライトの層間隔が30μｍ以下であることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐アンモニア応力
腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に
優れた低降伏比低温用鋼板に関し、詳細にはアンモニア
やＬＰＧ等の種々のガスを積載する多目的ガス船の低温
用圧力タンクに使用可能な低温用鋼板（引張強さ４００
Ｎ／ｍｍ2 級以上）に関するものである。
腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に
優れた低降伏比低温用鋼板に関し、詳細にはアンモニア
やＬＰＧ等の種々のガスを積載する多目的ガス船の低温
用圧力タンクに使用可能な低温用鋼板（引張強さ４００
Ｎ／ｍｍ2 級以上）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】プロパンを輸送するＬＰＧ船の貯槽用低
温圧力タンクには、高い低温靱性が要求されていること
から、焼きならし型低温用鋼が採用されている。近年、
開発された多目的ガス船は、ＬＰＧだけではなく、アン
モニアやブチレン等を液体状態で積載することから、そ
の低温圧力タンクに使用される鋼材には、下記〜の
特性が要求されている。即ち、 アンモニア応力腐食割れが発生しないこと、 −５５〜−６５℃の低温域における靱性に優れている
こと、 溶接工数の簡略化を目的とし、片面１パス溶接におい
て５０〜８０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接を行っても、
継手部の靱性が良好であること、 降伏比（降伏点／引張強さ）が９０％以下（望ましく
は８８％以下）であるという特性である。
温圧力タンクには、高い低温靱性が要求されていること
から、焼きならし型低温用鋼が採用されている。近年、
開発された多目的ガス船は、ＬＰＧだけではなく、アン
モニアやブチレン等を液体状態で積載することから、そ
の低温圧力タンクに使用される鋼材には、下記〜の
特性が要求されている。即ち、 アンモニア応力腐食割れが発生しないこと、 −５５〜−６５℃の低温域における靱性に優れている
こと、 溶接工数の簡略化を目的とし、片面１パス溶接におい
て５０〜８０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接を行っても、
継手部の靱性が良好であること、 降伏比（降伏点／引張強さ）が９０％以下（望ましく
は８８％以下）であるという特性である。
【０００３】ＬＰＧ船に用いられている従来の焼きなら
し型低温用鋼板（Ｃ量：０．１％程度）を、多目的ガス
船の低温圧力タンクに用いると、２０ｋＪ／ｃｍ以下の
小入熱で溶接を行っても、溶接時に急熱急冷を受けた熱
影響部（Heat affected zone, 以下、ＨＡＺという）に
アンモニアによる応力腐食割れが発生したり、また５０
ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行うと上記ＨＡＺの靱性
が大幅に低くなるという問題があった。この様に、アン
モニアによる応力腐食割れが発生しやすく、ＨＡＺの靱
性が劣化する理由は、上記焼きならし型低温用鋼板が、
強度確保のために多量の合金元素を含有していることに
ある。
し型低温用鋼板（Ｃ量：０．１％程度）を、多目的ガス
船の低温圧力タンクに用いると、２０ｋＪ／ｃｍ以下の
小入熱で溶接を行っても、溶接時に急熱急冷を受けた熱
影響部（Heat affected zone, 以下、ＨＡＺという）に
アンモニアによる応力腐食割れが発生したり、また５０
ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行うと上記ＨＡＺの靱性
が大幅に低くなるという問題があった。この様に、アン
モニアによる応力腐食割れが発生しやすく、ＨＡＺの靱
性が劣化する理由は、上記焼きならし型低温用鋼板が、
強度確保のために多量の合金元素を含有していることに
ある。
【０００４】近年、制御圧延とその後の加速冷却を組み
合わせたＴＭＣＰ(Thermo Mechanical Control Proces
s) 技術が開発されたことにより、Ｃ量を０．０７％程
度までに制限し従来の焼きならし型鋼板に比べ合金元素
量を低減しても、十分な強度を得ることができるように
なり、低温用鋼の耐アンモニア応力腐食割れ性と大入熱
溶接におけるＨＡＺの靱性（以下、大入熱溶接ＨＡＺ靱
性という）の向上を図ることが可能となってきたが、安
定して上記及びの特性を満足するまでには至ってお
らず、予熱や後熱，溶接入熱量に関し緻密な溶接施工管
理が行われてきた。
合わせたＴＭＣＰ(Thermo Mechanical Control Proces
s) 技術が開発されたことにより、Ｃ量を０．０７％程
度までに制限し従来の焼きならし型鋼板に比べ合金元素
量を低減しても、十分な強度を得ることができるように
なり、低温用鋼の耐アンモニア応力腐食割れ性と大入熱
溶接におけるＨＡＺの靱性（以下、大入熱溶接ＨＡＺ靱
性という）の向上を図ることが可能となってきたが、安
定して上記及びの特性を満足するまでには至ってお
らず、予熱や後熱，溶接入熱量に関し緻密な溶接施工管
理が行われてきた。
【０００５】また、降伏比が大きい場合には何らかの要
因で応力がかかった際に変形するとすぐに破断してしま
うことから、降伏比が小さいこと（引張強度に対して降
伏点が低く、応力に降伏することにより応力を解放しそ
の後破断しないこと）が求められているが、降伏比を９
０％以下（望ましくは８８％以下）にする技術は確立さ
れておらず、製造後の検査で選別するため多大の歩留り
低下を招いていた。
因で応力がかかった際に変形するとすぐに破断してしま
うことから、降伏比が小さいこと（引張強度に対して降
伏点が低く、応力に降伏することにより応力を解放しそ
の後破断しないこと）が求められているが、降伏比を９
０％以下（望ましくは８８％以下）にする技術は確立さ
れておらず、製造後の検査で選別するため多大の歩留り
低下を招いていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであり、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ
2 級以上で、−６０℃前後における低温靱性に優れた鋼
板であって、アンモニア応力腐食割れが発生しない低温
用鋼板の提供を第１の課題とし、更に５０ｋＪ／ｃｍ以
上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼
板の提供を第２の課題とし、しかも８８％以下の低い降
伏比を有する低温用鋼板の提供を第３の課題とするもの
である。
目してなされたものであり、引張強さが４００Ｎ／ｍｍ
2 級以上で、−６０℃前後における低温靱性に優れた鋼
板であって、アンモニア応力腐食割れが発生しない低温
用鋼板の提供を第１の課題とし、更に５０ｋＪ／ｃｍ以
上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼
板の提供を第２の課題とし、しかも８８％以下の低い降
伏比を有する低温用鋼板の提供を第３の課題とするもの
である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記第１の課題を解決し
た本発明の耐アンモニア応力腐食割れ性に優れた低温用
鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下であることを要旨
とするものである。
た本発明の耐アンモニア応力腐食割れ性に優れた低温用
鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下であることを要旨
とするものである。
【０００８】上記第２の課題を解決した本発明の耐アン
モニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優
れた低温用鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下である
と共に、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．０
０２〜０．００５％を含有することを要旨とするもので
ある。
モニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優
れた低温用鋼板とは、Ｃ含有量が０．０６％以下である
と共に、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．０
０２〜０．００５％を含有することを要旨とするもので
ある。
【０００９】また上記第３の課題を解決した本発明の耐
アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性
に優れた低降伏比型低温用鋼板とは、フェライトを主体
とし、フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分
散された層状パーライト組織［図１（ａ）参照］を有す
る低温用鋼板であって、Ｃ含有量が０．０６％以下であ
り、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２
〜０．００５％を含有すると共に、上記フェライトの平
均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状パーライトの層間隔
［図１（ｂ）のｈ］が３０μｍ以下であることを要旨と
する。
アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接ＨＡＺ靱性
に優れた低降伏比型低温用鋼板とは、フェライトを主体
とし、フェライト粒界に存在するパーライトが層状に分
散された層状パーライト組織［図１（ａ）参照］を有す
る低温用鋼板であって、Ｃ含有量が０．０６％以下であ
り、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２
〜０．００５％を含有すると共に、上記フェライトの平
均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状パーライトの層間隔
［図１（ｂ）のｈ］が３０μｍ以下であることを要旨と
する。
【００１０】尚、上記のいずれかの本発明鋼板を用いた
溶接部であって、硬さがＨｖ２８０以下の溶接部は、優
れた耐アンモニア応力腐食割れ性を発揮する。
溶接部であって、硬さがＨｖ２８０以下の溶接部は、優
れた耐アンモニア応力腐食割れ性を発揮する。
【００１１】本発明鋼板の成分組成としては、Ｃ ：
０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．００５〜０．０８
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ ：０．００２
〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物とすることが望ましい。
０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．００５〜０．０８
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ ：０．００２
〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物とすることが望ましい。
【００１２】さらに他の元素として、強度上昇を目的と
し、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．００５〜
０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％よりなる群
から選択される１種以上の元素を含有してもよい。
し、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．００５〜
０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％よりなる群
から選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【００１３】また靱性の向上を目的として、Ｎｉ：０．
０５〜１．０％を含有しても良い。
０５〜１．０％を含有しても良い。
【００１４】更に、ＨＡＺ靱性の向上を目的としてＺ
ｒ：０．００３〜０．０２０％、Ｂ ：０．０００２〜
０．００２０％ Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．００１〜
０．０１％、ＲＥＭ（希土類元素；Ｃｅ，Ｌａ，Ｎ
ｄ）：０．００１〜０．０１％よりなる群から選択され
る１種以上を含有してもよい。
ｒ：０．００３〜０．０２０％、Ｂ ：０．０００２〜
０．００２０％ Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．００１〜
０．０１％、ＲＥＭ（希土類元素；Ｃｅ，Ｌａ，Ｎ
ｄ）：０．００１〜０．０１％よりなる群から選択され
る１種以上を含有してもよい。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、耐アンモニア応力
腐食割れ性が発生しない低温用鋼板であって、５０ｋＪ
／ｃｍ以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好で
あり、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用鋼
板の開発を目的として、成分組成とミクロ組織に関して
鋭意研究を重ねた。
腐食割れ性が発生しない低温用鋼板であって、５０ｋＪ
／ｃｍ以上の大入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好で
あり、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用鋼
板の開発を目的として、成分組成とミクロ組織に関して
鋭意研究を重ねた。
【００１６】その過程において、本発明者らは、Ｃ量を
０．０６％以下にすることで、アンモニア応力腐食割れ
（以下、アンモニアＳＣＣということがある）の発生を
確実に防止できると同時に、大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大
幅に向上するとの知見を得た。
０．０６％以下にすることで、アンモニア応力腐食割れ
（以下、アンモニアＳＣＣということがある）の発生を
確実に防止できると同時に、大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大
幅に向上するとの知見を得た。
【００１７】図２は、耐アンモニア応力腐食割れ性及び
大入熱溶接ＨＡＺ靱性に及ぼすＣ量の影響を詳細に調査
するため、表１に示す化学成分を有する鋼板を用いて、
入熱量を種々変化させて溶接継手を作製し、これらの溶
接継手について、表２に示す液化アンモニア応力腐食割
れ促進試験（環境、応力を加速因子とした）及びＪＩＳ
Ｚ ３１２８の溶接継手衝撃試験を実施した結果であ
る。
大入熱溶接ＨＡＺ靱性に及ぼすＣ量の影響を詳細に調査
するため、表１に示す化学成分を有する鋼板を用いて、
入熱量を種々変化させて溶接継手を作製し、これらの溶
接継手について、表２に示す液化アンモニア応力腐食割
れ促進試験（環境、応力を加速因子とした）及びＪＩＳ
Ｚ ３１２８の溶接継手衝撃試験を実施した結果であ
る。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】図２から明らかな様に、Ｃ量を０．０６％
以下に制御することで、アンモニア応力腐食割れの発生
を確実に防止できると同時に、入熱８０ｋＪ／ｃｍ程度
の大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大幅に向上することがわかっ
た。尚、溶接ＨＡＺのアンモニア応力腐食割れを発生さ
せない限界硬さが、Ｈｖ２８０以下であることは、上記
の一連の実験の中で本発明者らが初めて突き止めた知見
である。
以下に制御することで、アンモニア応力腐食割れの発生
を確実に防止できると同時に、入熱８０ｋＪ／ｃｍ程度
の大入熱溶接ＨＡＺ靱性も大幅に向上することがわかっ
た。尚、溶接ＨＡＺのアンモニア応力腐食割れを発生さ
せない限界硬さが、Ｈｖ２８０以下であることは、上記
の一連の実験の中で本発明者らが初めて突き止めた知見
である。
【００２１】従って、本発明におけるＣ量は、耐アンモ
ニア応力腐食割れ性と大入熱溶接ＨＡＺ靱性の確保のた
め０．０６％を上限とし、引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 級
以上の母材強度を確保するためには少なくとも０．０３
％必要であることから、その下限を０．０３％とした。
ニア応力腐食割れ性と大入熱溶接ＨＡＺ靱性の確保のた
め０．０６％を上限とし、引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2 級
以上の母材強度を確保するためには少なくとも０．０３
％必要であることから、その下限を０．０３％とした。
【００２２】一方、本発明者らがＣ：０．０６％以下の
低Ｃ鋼について引張特性を調査したところ、低Ｃ化は引
張強さの大幅な低下とそれに伴う降伏比の上昇を招くと
いう問題に直面した。合金化元素を添加することにより
引張強さの上昇を図ることは可能である。しかしなが
ら、降伏比を改善することはできなかった。そこで、
Ｃ：０．０６％以下の低Ｃ鋼の低降伏比化を図るため種
々の圧延条件で鋼板を試作し、引張特性とミクロ組織を
調査した。その結果、８８％以下の低降伏比と高い低温
靱性を有する鋼板の組織は全て、平均フェライト粒径が
５〜１５μｍであり、且つフェライト組織中に層間隔が
３０μｍ以下の層状パーライトが分散していることを見
出した。
低Ｃ鋼について引張特性を調査したところ、低Ｃ化は引
張強さの大幅な低下とそれに伴う降伏比の上昇を招くと
いう問題に直面した。合金化元素を添加することにより
引張強さの上昇を図ることは可能である。しかしなが
ら、降伏比を改善することはできなかった。そこで、
Ｃ：０．０６％以下の低Ｃ鋼の低降伏比化を図るため種
々の圧延条件で鋼板を試作し、引張特性とミクロ組織を
調査した。その結果、８８％以下の低降伏比と高い低温
靱性を有する鋼板の組織は全て、平均フェライト粒径が
５〜１５μｍであり、且つフェライト組織中に層間隔が
３０μｍ以下の層状パーライトが分散していることを見
出した。
【００２３】図３は、平均フェライト粒径及び層状パー
ライトの層間隔と、靱性及び降伏比（ＹＲ）の関係の調
査結果であり、平均フェライト粒径が１５〜３０μｍ程
度であり、層状パーライトの層間隔が２０〜４５μｍの
鋼板の場合［図３（ａ）］、降伏比は８８％以下であっ
たが、衝撃値は５０Ｊ未満であり靱性が低かった。平均
フェライト粒径が５〜１５μｍであり、且つフェライト
組織中に層間隔が３０μｍ以下の層状パーライトが分散
する鋼板の場合［図３（ｂ）］、衝撃値８０Ｊの高い靱
性と８８％以下の低降伏比が得られた。図３（ｃ）の鋼
板の場合、フェライト粒径の平均値は、１５μｍ以下で
あるが、フェライト粒径のばらつきが大きく、層状パー
ライトの層間隔は１０〜４０μｍと広く、靱性には優れ
るものの降伏比が高かった。
ライトの層間隔と、靱性及び降伏比（ＹＲ）の関係の調
査結果であり、平均フェライト粒径が１５〜３０μｍ程
度であり、層状パーライトの層間隔が２０〜４５μｍの
鋼板の場合［図３（ａ）］、降伏比は８８％以下であっ
たが、衝撃値は５０Ｊ未満であり靱性が低かった。平均
フェライト粒径が５〜１５μｍであり、且つフェライト
組織中に層間隔が３０μｍ以下の層状パーライトが分散
する鋼板の場合［図３（ｂ）］、衝撃値８０Ｊの高い靱
性と８８％以下の低降伏比が得られた。図３（ｃ）の鋼
板の場合、フェライト粒径の平均値は、１５μｍ以下で
あるが、フェライト粒径のばらつきが大きく、層状パー
ライトの層間隔は１０〜４０μｍと広く、靱性には優れ
るものの降伏比が高かった。
【００２４】従って本発明では、高靱性（−６０℃にお
ける衝撃吸収エネルギー：６０Ｊ以上）と８８％以下の
低降伏比の確保のため、ミクロ組織を平均フェライト粒
径が５〜１５μｍで、且つ、フェライト組織中に分散す
る層状パーライトの層間隔を３０μｍ以下に限定した。
ける衝撃吸収エネルギー：６０Ｊ以上）と８８％以下の
低降伏比の確保のため、ミクロ組織を平均フェライト粒
径が５〜１５μｍで、且つ、フェライト組織中に分散す
る層状パーライトの層間隔を３０μｍ以下に限定した。
【００２５】尚、上記ミクロ組織を得るための製造技術
は、従来のＴＭＣＰ技術より格段に高度な精密制御圧延
により可能となるものであり、具体的には例えば厚さ１
６ｍｍ以下の鋼板の場合、加熱温度を１１５０℃程度と
し、図４に示す様に、９００〜８３０℃の圧下率を３０
〜８０％とし、８３０℃未満の圧下率を１０〜４５％と
することにより、図３の（ｂ）に示すミクロ組織を得る
ことができる。また上記圧下率のいずれかが小さ過ぎる
場合には、図３（ａ）に示す比較的粗大なミクロ組織と
なって靱性が低くなり、上記圧下率のいずれかが大き過
ぎると、図３（ｃ）に示す微細なミクロ組織となって降
伏比が高くなった。
は、従来のＴＭＣＰ技術より格段に高度な精密制御圧延
により可能となるものであり、具体的には例えば厚さ１
６ｍｍ以下の鋼板の場合、加熱温度を１１５０℃程度と
し、図４に示す様に、９００〜８３０℃の圧下率を３０
〜８０％とし、８３０℃未満の圧下率を１０〜４５％と
することにより、図３の（ｂ）に示すミクロ組織を得る
ことができる。また上記圧下率のいずれかが小さ過ぎる
場合には、図３（ａ）に示す比較的粗大なミクロ組織と
なって靱性が低くなり、上記圧下率のいずれかが大き過
ぎると、図３（ｃ）に示す微細なミクロ組織となって降
伏比が高くなった。
【００２６】また化学成分に関しては、Ｃ：０．０６％
以上の低Ｃ鋼において、Ｔｉ及びＮを、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％、Ｎ ：０．００２〜０．００５％の
範囲で添加することにより、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向
上させることが可能である。
以上の低Ｃ鋼において、Ｔｉ及びＮを、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％、Ｎ ：０．００２〜０．００５％の
範囲で添加することにより、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向
上させることが可能である。
【００２７】Ｔｉは、ＴｉＮを形成して大入熱溶接ＨＡ
Ｚ靱性を向上させるので、０．００５％以上含有させる
ことが推奨される。但し、多過ぎると清浄度が低下する
ので上限は０．０２％とすることが望ましい。
Ｚ靱性を向上させるので、０．００５％以上含有させる
ことが推奨される。但し、多過ぎると清浄度が低下する
ので上限は０．０２％とすることが望ましい。
【００２８】Ｎは、ＴｉやＺｒ等の元素と窒化物を形成
して大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００２
％以上添加することが望ましい。但し、多過ぎると、母
材の靱性を低下させるので、上限は０．００５％とする
ことが望ましい。
して大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００２
％以上添加することが望ましい。但し、多過ぎると、母
材の靱性を低下させるので、上限は０．００５％とする
ことが望ましい。
【００２９】更に本発明においては、Ｃ：０．０６％以
上の低Ｃ鋼において、少なくともＳｉ，Ｍｎ，Ａｌを以
下の範囲で含有させることが望ましい。
上の低Ｃ鋼において、少なくともＳｉ，Ｍｎ，Ａｌを以
下の範囲で含有させることが望ましい。
【００３０】Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、０．０
５％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると
溶接性および靱性を劣化させるので、上限は０．５％と
することが望ましい。
５％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると
溶接性および靱性を劣化させるので、上限は０．５％と
することが望ましい。
【００３１】Ｍｎは、母材強度と靱性の確保のために必
要な元素であり、１．０％以上含有させることが望まし
い。但し、多過ぎると、溶接性および大入熱溶接ＨＡＺ
靱性を劣化させるので、１．８％を上限とすることが望
ましい。
要な元素であり、１．０％以上含有させることが望まし
い。但し、多過ぎると、溶接性および大入熱溶接ＨＡＺ
靱性を劣化させるので、１．８％を上限とすることが望
ましい。
【００３２】Ａｌは、脱酸元素であるから、０．００５
％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると靱
性の劣化をもたらすので上限は０．０８％以下とするこ
とが好ましい。
％以上含有させることが望ましい。但し、多過ぎると靱
性の劣化をもたらすので上限は０．０８％以下とするこ
とが好ましい。
【００３３】この他に、特性の向上を目的として、Ｃ
ｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ，Ｍ
ｇや希土類元素を、板厚や強度レベルに応じて添加して
も良い。
ｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃａ，Ｍ
ｇや希土類元素を、板厚や強度レベルに応じて添加して
も良い。
【００３４】Ｃｕは、固溶強化および析出強化による強
度上昇に有効な元素であるので、０．０５％以上含有さ
せることが望ましい。但し、多過ぎると熱間加工性が劣
化し、鋼板表面に割れが入り易くなるので上限は１．０
％とすることが好ましい。
度上昇に有効な元素であるので、０．０５％以上含有さ
せることが望ましい。但し、多過ぎると熱間加工性が劣
化し、鋼板表面に割れが入り易くなるので上限は１．０
％とすることが好ましい。
【００３５】Ｎｉは靱性を向上させる元素であるので
０．０５％以上含有させることが望ましいが、多過ぎる
とスケール疵が発生し易くなり、コストアップにもなる
ので、上限は１．０％とすることが望ましい。
０．０５％以上含有させることが望ましいが、多過ぎる
とスケール疵が発生し易くなり、コストアップにもなる
ので、上限は１．０％とすることが望ましい。
【００３６】ＣｒとＭｏは、いずれも母材の強度を上昇
させる上で有効であり、夫々０．０５％以上含有させる
ことが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を
劣化させるので１．０％を上限とすることが望ましい。
させる上で有効であり、夫々０．０５％以上含有させる
ことが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を
劣化させるので１．０％を上限とすることが望ましい。
【００３７】ＶとＮｂはいずれも、析出強化により強度
上昇に有効な元素であり、０．００５％以上含有させる
ことが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を
劣化させるので、上限は０．１０％とすることが望まし
い。
上昇に有効な元素であり、０．００５％以上含有させる
ことが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ靱性を
劣化させるので、上限は０．１０％とすることが望まし
い。
【００３８】Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成して、
大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００３％以
上含有させることが望ましいが、多過ぎると清浄度の低
下を招くので、上限は０．０２％とすることが好まし
い。
大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させるので０．００３％以
上含有させることが望ましいが、多過ぎると清浄度の低
下を招くので、上限は０．０２％とすることが好まし
い。
【００３９】Ｂは、ＢＮを生成することによりＨＡＺ靱
性に有害な固溶Ｎを固定し、粒界フェライトの生成を抑
制する作用を有することから、０．０００２％以上含有
させることが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ
靱性の低下を招くので上限は０．００２％とすることが
好ましい。
性に有害な固溶Ｎを固定し、粒界フェライトの生成を抑
制する作用を有することから、０．０００２％以上含有
させることが望ましいが、多過ぎると大入熱溶接ＨＡＺ
靱性の低下を招くので上限は０．００２％とすることが
好ましい。
【００４０】Ｃａ，Ｍｇおよび希土類元素は、酸化物，
硫化物，酸硫化物を形成してＨＡＺの結晶粒粗大化を防
止すると共に、母材の異方性の軽減に有効な元素であ
り、０．００１％以上添加することが望ましいが、多過
ぎると清浄度の低下を招くので０．０１％を上限とする
ことが好ましい。
硫化物，酸硫化物を形成してＨＡＺの結晶粒粗大化を防
止すると共に、母材の異方性の軽減に有効な元素であ
り、０．００１％以上添加することが望ましいが、多過
ぎると清浄度の低下を招くので０．０１％を上限とする
ことが好ましい。
【００４１】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】供試鋼板は、表３に示す化学成分を有する鋼
片を用い、表４に示す条件で板厚８〜１６ｍｍの鋼板に
圧延した。
片を用い、表４に示す条件で板厚８〜１６ｍｍの鋼板に
圧延した。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】これらの鋼板から試験片を採取し、母材引
張試験及び衝撃試験，ミクロ組織調査，溶接継手部（入
熱量６ｋＪ／ｃｍ）のアンモニア応力腐食割れ試験及び
溶接継手部（入熱量８０ｋＪ／ｃｍ）の衝撃試験を行っ
た。結果は表５に示す。
張試験及び衝撃試験，ミクロ組織調査，溶接継手部（入
熱量６ｋＪ／ｃｍ）のアンモニア応力腐食割れ試験及び
溶接継手部（入熱量８０ｋＪ／ｃｍ）の衝撃試験を行っ
た。結果は表５に示す。
【００４６】
【表５】
【００４７】表５から明らかな様に、本発明の鋼板Ｎ
ｏ．１〜７は、いずれもアンモニア応力腐食割れが発生
せず、大入熱溶接ＨＡＺ靱性は１００Ｊ以上と良好であ
り、８７％以下の低降伏比を有している。
ｏ．１〜７は、いずれもアンモニア応力腐食割れが発生
せず、大入熱溶接ＨＡＺ靱性は１００Ｊ以上と良好であ
り、８７％以下の低降伏比を有している。
【００４８】これに対して、比較例Ｎｏ．８は、Ｃ量が
０．０６％を超えているためアンモニア応力腐食割れが
発生し、溶接継手衝撃値が４０Ｊと低い。また、比較例
９〜１３はミクロ組織が本発明の条件を満足していない
ため、母材衝撃特性（ｖＥ60）が４０Ｊと低過ぎるか、
降伏比が９２％以上と高過ぎる。尚、Ｎｏ．９及びＮ
ｏ．１３は、９００〜８３０℃における圧下率が小さ過
ぎると共に、８３０℃未満の圧下率が大き過ぎ、粗大な
フェライト粒と微細なフェライト粒の混粒となってい
た。Ｎｏ．１０とＮｏ．１１は９００〜８３０℃におけ
る圧下率は適度であるが、８３０℃未満の圧下率が大き
過ぎ細粒となり過ぎており、またＮｏ．１２は９００〜
８３０℃における圧下率と、８３０℃未満の圧下率が共
に小さ過ぎ、粗粒となっていた。
０．０６％を超えているためアンモニア応力腐食割れが
発生し、溶接継手衝撃値が４０Ｊと低い。また、比較例
９〜１３はミクロ組織が本発明の条件を満足していない
ため、母材衝撃特性（ｖＥ60）が４０Ｊと低過ぎるか、
降伏比が９２％以上と高過ぎる。尚、Ｎｏ．９及びＮ
ｏ．１３は、９００〜８３０℃における圧下率が小さ過
ぎると共に、８３０℃未満の圧下率が大き過ぎ、粗大な
フェライト粒と微細なフェライト粒の混粒となってい
た。Ｎｏ．１０とＮｏ．１１は９００〜８３０℃におけ
る圧下率は適度であるが、８３０℃未満の圧下率が大き
過ぎ細粒となり過ぎており、またＮｏ．１２は９００〜
８３０℃における圧下率と、８３０℃未満の圧下率が共
に小さ過ぎ、粗粒となっていた。
【００４９】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、耐アンモニア応力腐食割れが発生しない低温用鋼板
を提供できるようになり、更に５０ｋＪ／ｃｍ以上の大
入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼板を提
供でき、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用
鋼板の提供が可能となった。
で、耐アンモニア応力腐食割れが発生しない低温用鋼板
を提供できるようになり、更に５０ｋＪ／ｃｍ以上の大
入熱溶接を行ってもＨＡＺ靱性が良好な低温用鋼板を提
供でき、しかも８８％以下の低い降伏比を有する低温用
鋼板の提供が可能となった。
【図１】本発明に係るミクロ組織を示す概略説明図であ
り、（ａ）はフェライト粒界に層状に分散する層状パー
ライトを示し、また（ｂ）により層状パーライトの層間
隔：ｈを示す。
り、（ａ）はフェライト粒界に層状に分散する層状パー
ライトを示し、また（ｂ）により層状パーライトの層間
隔：ｈを示す。
【図２】大入熱ＨＡＺ靱性値と溶接硬化部硬さに及ぼす
Ｃ量の影響を示すグラフである。
Ｃ量の影響を示すグラフである。
【図３】Ｃ：０．０６％鋼の母材引張特性及び衝撃特性
と平均フェライト粒径及び層状パーライトの層間隔の関
係を示す図である。
と平均フェライト粒径及び層状パーライトの層間隔の関
係を示す図である。
【図４】Ｃ：０．０６％鋼の母材引張特性及び衝撃特性
を９００〜８３０℃の圧下率と８３０℃未満の圧下率で
整理して示した図である。
を９００〜８３０℃の圧下率と８３０℃未満の圧下率で
整理して示した図である。
【図５】アンモニア応力腐食割れ試験の試験片を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岩井 清 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者 浜中 孝道 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ含有量が０．０６％（質量％、以下同
じ）以下であることを特徴とする耐アンモニア応力腐食
割れ性に優れた低温用鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ含有量が０．０６％以下であると共
に、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．００５％ を含有することを特徴とする耐アンモニア応力腐食割れ
性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低
温用鋼板。 - 【請求項３】 フェライトを主体し、フェライト粒界に
存在するパーライトが層状に分散された層状パーライト
組織を有する低温用鋼板であって、Ｃ含有量が０．０６
％以下であり、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ ：０．００２〜０．００５％ を含有すると共に、 上記フェライトの平均粒径が５〜１５μｍで、且つ層状
パーライトの層間隔が３０μｍ以下であることを特徴と
する耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接にお
ける熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の低温用
鋼板を用いた溶接部であって、硬さがＨｖ２８０以下で
あることを特徴とする耐アンモニア応力腐食割れ性に優
れた溶接部。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29137797A JP4041194B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 |
| KR1019980043964A KR100294421B1 (ko) | 1997-10-23 | 1998-10-20 | 내암모니아 응력부식 균열성 및 대입열용접에있어서 열영향부의 인성이 우수한 저항복비형 저온용 강판 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29137797A JP4041194B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11131178A true JPH11131178A (ja) | 1999-05-18 |
| JP4041194B2 JP4041194B2 (ja) | 2008-01-30 |
Family
ID=17768139
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29137797A Expired - Lifetime JP4041194B2 (ja) | 1997-10-23 | 1997-10-23 | 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4041194B2 (ja) |
| KR (1) | KR100294421B1 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470048B1 (ko) * | 2000-10-27 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물 |
| JP2013095927A (ja) * | 2011-10-28 | 2013-05-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材、および、液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材の製造方法 |
| JP7323090B1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP7323091B1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2023166934A1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2023166935A1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110331328B (zh) * | 2019-08-02 | 2020-06-30 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06293914A (ja) * | 1993-04-07 | 1994-10-21 | Nippon Steel Corp | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
-
1997
- 1997-10-23 JP JP29137797A patent/JP4041194B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1998
- 1998-10-20 KR KR1019980043964A patent/KR100294421B1/ko not_active IP Right Cessation
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470048B1 (ko) * | 2000-10-27 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물 |
| JP2013095927A (ja) * | 2011-10-28 | 2013-05-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材、および、液体アンモニア輸送用及び貯蔵用鋼材の製造方法 |
| JPWO2021100336A1 (ja) * | 2019-11-22 | 2021-05-27 | ||
| JP7323090B1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP7323091B1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2023166934A1 (ja) * | 2022-03-03 | 2023-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR19990037236A (ko) | 1999-05-25 |
| KR100294421B1 (ko) | 2001-07-12 |
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