JPH04272125A - 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH04272125A JPH04272125A JP3077791A JP3077791A JPH04272125A JP H04272125 A JPH04272125 A JP H04272125A JP 3077791 A JP3077791 A JP 3077791A JP 3077791 A JP3077791 A JP 3077791A JP H04272125 A JPH04272125 A JP H04272125A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- low
- strength
- steel
- high temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 53
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 53
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 8
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 16
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 48
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 14
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 9
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 21
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 12
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 4
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
め要約のデータは記録されません。
Description
しての鋼材の製造方法に関するものであり、特に350
〜530℃程度の中高温域で稼働されるボイラ、金属溶
解炉、加熱炉、塔槽類等の高温機器用鋼材の製造方法で
ある。
温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の観点か
らC−Mo鋼(ASTM規格A204Bに相当する鋼)
やMn−Mo鋼(ASTM規格A302Bに相当する鋼
)が多く使用されている。しかし、溶接性および靭性の
点で必ずしも十分でないと言う技術的問題があった。
くの場合、0.22〜0.25%)に加えて、Moを0
.5%程度含有することから、溶接熱影響部の硬化性を
示す炭素当量Ceq(Ceq=C+Si/24+Mn/
6+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14)が通
常0.45以上となり、また、溶接割れ感受性を示すパ
ラメータPcm(Pcm=C+Si/30+Mn/20
+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+
V/15+5B)の値が通常0.30以上となり、溶接
構造物として極めて高い値となっている。従って、溶接
割れ感受性が極めて高く溶接施工時の予熱温度を高くせ
ざるを得ず、省エネルギーおよび溶接作業性の観点から
好ましくなく、改善の必要がある。
とから高温特性、特にクリープ特性を重視するため粗粒
鋼を指向することとなり、初期靭性、即ち供用開始時の
靭性が低い状態にある。。これに加えて多量に添加され
たMoが、機器稼働中の熱履歴により炭化物として析出
・凝集し、靭性をさらに低下させることになる。このよ
うな、低い溶接性および靭性は構造物の脆性破壊につな
がり、機器の安全操業の観点から好ましくなく、改善の
必要がある。
55号にて、(1)溶接性改善の観点からCeqおよび
Pcmを低く抑え、(2)靭性の観点からAl,Nb等
により初期靭性を向上するとともに、使用中の靭性低下
を考慮してSi量を低減し、(3)必要に応じてV,N
b,B等を微量添加し強度向上をはかり、(4)特に高
温強度低下を補うため高温加工直後急冷、焼きもどし処
理を実施する溶接性ならびに靭性を改善させる低合金耐
熱鋼の製造方法を発明した。
でなく、良好な溶接性および靭性を有している。しかし
、圧延仕上温度が高い場合、クリープ強度で代表される
高温強度は変化しないが、操業の起動停止時等の温度変
動に由来する疲労損傷に対する特性、即ち高温低サイク
ル疲労特性が低下する課題があり、製造条件が変動して
も安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能な製造方
法の開発が望ましい。
りでなく、良好な溶接性および靭性を有し、製造条件が
変動しても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能
な製造方法を目的とする。
高温加工の後直接焼入焼もどし使用される低合金耐熱鋼
の高温低サイクル疲労強度への化学成分および製造条件
の影響について研究を重ねた結果、適量のTi添加によ
り高い温度での加工後の直接焼入焼もどしによっても良
好な高温低サイクル疲労強度を得られることを見いだし
た。本発明はこの知見によりなされたものである。その
要旨とするところは、(1)重量%でC:0.03〜0
.12%、Si:0.01〜0.15%、Mn:0.2
0〜1.60%、Mo:0.15〜0.45%、Al:
0.005〜0.05%、N:0.001〜0.01%
、Ti:0.003〜0.027%、残部は不可避的不
純物と実質的にFeである鋼を1000〜1280℃の
温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が850〜1050
℃であり、仕上圧延終了温度より30℃高温からの累積
圧下率が5〜75%の仕上圧延を行い、その後、Ar3
以上の温度域から1〜60℃/sec の平均冷却速
度で300℃以下まで冷却した後、600〜720℃の
温度で焼もどしすることを特徴とする高温低サイクル疲
労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法であ
り、(2)重量%でV:0.02〜0.12%、Nb:
0.005〜0.04%の少なくとも1種以上を含有す
る高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐
熱鋼の製造方法にある。
05%P−0.003%S−0.25%Mo−0.02
6%Al−0.0043%N鋼およびこの鋼に0.01
2%Tiを添加した鋼(Ar3 =771℃)を122
0℃に加熱後、800〜1050℃の間の種々の温度で
圧延終了温度+30℃よりの累積圧下率(以下単に圧下
率)30%の仕上圧延を終了し、800℃より300℃
以下までを2℃/secの平均冷却速度で冷却し、65
0℃で1時間の焼もどしを行った。
験結果およびクリープ破断強度を示す。高温低サイクル
疲労試験条件は、全歪範囲:1.5%、歪速度:0.1
%/sec である。クリープ破断試験は、500〜6
00℃で3本以上の試験を行い、応力とラルソンミラー
パラメータ:(20+log(t))×(T+273)
により、500℃でのクリープ破断強度が1000時間
となる応力を求めた。ここで、tは破断時間(h)、T
はクリープ破断試験温度(℃)である。
n−Mo鋼では、上記の条件での低サイクル疲労試験で
の破断回数は、高くても900回程度である。この特性
を基準に種々の機器が設計され使用されてきている。T
iを添加しない場合、仕上圧延終了温度が850〜90
0℃で最大の値となるが概ね900サイクルであり、旧
来の鋼であるC−Mo鋼やMn−Mo鋼と同等程度であ
る。仕上圧延終了温度がさらに上昇すると破断回数が徐
々に低下し、旧来の鋼であるC−Mo鋼やMn−Mo鋼
より下回ることになる。これに対し、0.012%Ti
を添加した場合、仕上圧延終了温度が900℃で破断回
数が1000サイクルと旧来の鋼より高いばかりでなく
、仕上圧延終了温度が900℃以上でも破断回数が低下
せず、仕上圧延終了温度が1050℃と高温になっても
900サイクルが確保される。クリープ破断強度は85
0℃以上の仕上圧延終了温度により殆ど変化しないが、
850℃より低い場合にはクリープ破断強度が低下し、
仕上圧延終了温度を850℃以上にする必要がある。
−1.2%Mn−0.005%P−0.003%S−0
.25%Mo−0.026%Al−0.0043%N鋼
に種々の量のTiを添加し、仕上圧延終了温度を980
〜1020℃とした場合の高温低サイクル疲労試験結果
を示す。仕上圧延終了温度以外の条件は図1と同様であ
る。先に述べた旧来の鋼での性能である900回は、T
i量が0.003%以上、0.027%以下で達成され
、Ti添加の範囲は0.003〜0.027%が望まし
い。
強度を確保するために少なくとも0.03%以上必要と
するが、溶接性ならびに靭性を考慮すると低Cの方が有
利である。上限については望ましくは0.10%である
が、実用上それほど影響の現れない0.12%を上限と
した。
るが、脱酸がAl等により十分になされた場合には却っ
て靭性に悪影響があり、特に使用中熱履歴の如き長時間
の加熱に対しての脆化に悪影響を及ぼすことから、経済
的に低減できる下限値として0.01%とした。上限値
については靭性に悪影響を与えない範囲として0.15
%とした。
り、同時にその量が増大すると溶接性を悪くする元素で
ある。強度、靭性および溶接性のバランスから好ましい
範囲は0.6〜1.35%であるが、下限値は強度向上
効果がやや顕著になる0.2%とし、上限値は靭性改善
効果の少なくなることに加えて溶接性の低下が著しくな
る1.60%とした。
強度、特に高温強度を高める元素として、必須の元素で
ある。本発明におけるMoの役割は、高温加工後直接焼
入によって得られた組織を、焼もどし、応力除去焼なま
し、および使用中の熱履歴においても安定に維持し、高
強度を保証するものである。その効果はMo量が多いほ
ど顕著であるが、添加量が増大すると溶接性および靭性
、特に使用中脆化に悪影響が認められ、好ましい範囲は
0.20〜0.35%であるが、高温強度改善効果がや
や顕著になる0.15%を下限値とし、上限値は溶接性
および使用中脆化が問題とならない上限値の0.45%
とした。
本発明のようにSiを極力低く抑えた鋼では必須の元素
であり、且つ、細粒化により靭性を改善するが、その添
加量が多くなると介在物が生じ却って靭性を低下させる
。好ましい範囲は0.015〜0.035%であるが、
下限値は脱酸が十分になされ靭性改善効果が現れる0.
005%とし、上限値は靭性の問題にならない0.05
%とした。
性が低下する。また、適量のNは鋼中のAlとAlNを
形成し、細粒化を通して靭性向上に効果がある。好まし
い添加範囲は0.0030〜0.0060%であるが、
下限値は細粒化による靭性効果が期待できる必要量の下
限である0.0010%とし、上限は強度上昇に伴う靭
性低下の点から0.0100%とした。
り、高温加工後直接焼入、焼もどし処理することにより
、極く微量添加で高温強度を顕著に改善する効果がある
が、同時に靭性を低下する傾向が認められ、添加する場
合の好ましい範囲は0.03〜0.08%であるが、下
限値はその強度向上効果が顕著になる0.02%以上と
し、上限値は靭性が問題とならない値である0.12%
とした。
つであり、Vと同様に高温加工後直接焼入、焼もどし処
理することにより、極く微量の添加で高温強度を顕著に
改善する効果を有する。また、細粒化効果により靭性を
改善する。しかし、その量が増加し過ぎると却って強度
および靭性を低下させる。添加する場合の好ましい範囲
は0.015〜0.030%であるが、下限値は強度向
上効果が現れる0.005%とし、上限値は強度および
靭性の低下し始める0.04%とした。
明する。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十
分に固溶し、かつ、良好な加工性が得られる1000℃
を下限温度に定めた。上限温度は固溶の観点から高い方
が好ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点
から、これらの問題が顕著にならない温度として128
0℃を上限とした。
が、これ以下の温度で仕上圧延を行うとクリープ強度の
低下が顕著になる。仕上圧延終了温度が1050℃以上
では、図1で述べたように高温低サイクル疲労強度が急
激に低下するため、この温度を上限とした。
与し、組織を改善するためである。高温では圧延による
塑性歪の回復が大きく、仕上圧延終了温度より高すぎる
と、材質改善効果をなくす。そこで、この回復効果の大
きくない温度差である30℃を用い、仕上圧延による有
効な圧下量として、〔(仕上圧延終了温度+30℃の板
厚)−(仕上圧延終了後の板厚)〕/(仕上圧延終了温
度+30℃の板厚)を用いた。この圧下率の下限を5%
以上としたが、これ未満の加工では最終製品の結晶粒が
粗大化し、靭性が低下するためである。圧下量が高い程
圧延の効果が大きいが、75%超の圧下率では圧延反力
が高く、圧延機の寿命が極めて低下するため、上限を7
5%とした。
、変態が一部開始されており十分な強度が得られず、冷
却の開始をAr3 温度以上とする。Ar3 温度はこ
れまでよく調査されており、成分の関数として、Ar3
(℃)=−396×C(%)+24.6×Si(%)
−68.1×Mn(%)+29.6×Mo(%)+86
8 が得られており、これを用いることができる。また、3
00℃超の温度で冷却を停止した場合、変態が完了しな
い場合があり、冷却の下限温度を300℃以下とした。 Ar3 以上から300℃以下までの平均冷却速度は、
引張強さの低下が顕著とならない1℃/sec を下限
とした。上限については10mm厚の水冷相当の60℃
/sec とした。
ある600℃を下限温度とし、引張強さの低下が顕著と
ならない720℃を上限とした。
加工する場合、冷間加工、温間加工さらには溶接施工が
なされるが、歪取りあるいは残留応力の除去のため、適
当な焼きなましを実施しても構わない。
、表2中に示す条件で圧延・熱処理した。
発明鋼であり、常温および高温の引張強さ、500℃で
のクリープ破断強度さらには靭性が良好であるばかりで
なく、500℃での高温低サイクル試験での破断繰返し
数が高く、優れた特性を示す。これに対し、鋼板2,4
,10ではTiが添加されておらず、高温低サイクル疲
労試験での破断繰返し数が少ない。鋼板6では、加熱温
度が1000℃より低く、高温低サイクル疲労強度は概
ね良好であるが、常温および高温での引張強さ、500
℃でのクリープ破断強度が低い。鋼板8および14には
Tiが添加されているが、仕上圧延終了温度が1050
℃より高く、高温低サイクル疲労強度が低い。鋼12で
は仕上圧延終了温度が800℃より低く、各種の強度、
特にクリープ破断強度が低い、鋼15ではC量が発明の
範囲より低く、高温低サイクル疲労強度は良好であるが
強度が低い。鋼16および17ではC量が発明の範囲を
超えており、強度が高いが、靭性および高温低サイクル
疲労強度が劣っている。
延終了温度)が大きく変動しても安定した高温低サイク
ル疲労強度が得られるようになった。さらに、高温で圧
延できるため圧延反力を小さくでき、圧延機への負担が
軽減される。また、同じ能力の圧延機でも大きな圧下を
付与することができ、生産性も効率よく向上される。仕
上圧延終了温度を低く制御する必要がなくなり、鋼板の
温度低下のための圧延の待時間が省略でき、ライン占有
時間の短縮による生産性向上も大きい。このように、本
発明方法による鋼板は、起動停止が頻繁な機器の製作に
供される鋼材の重要な特性である高温低サイクル疲労特
性を安価かつ安定的に確保可能である。このため、本発
明鋼で製作されたボイラ、金属溶解炉、加熱炉、塔槽類
等では高温低サイクル疲労特性が良好であり、これらの
機器の安全な操業を長時間保証することができ、工業的
価値が大きい。
びクリープ破断強度への仕上圧延終了温度の影響を示す
図表である。
リープ破断強度へのTi添加量を示す図表である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で C :0.03〜0.12% Si:0.01〜0.15% Mn:0.20〜1.60% Mo:0.15〜0.45% Al:0.005〜0.05% N :0.001〜0.01% Ti:0.003〜0.027% 残部は不可避的不純物と実質的にFeである鋼を100
0〜1280℃の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が
850〜1050℃であり、仕上圧延終了温度より30
℃高温からの累積圧下率が5〜75%の仕上圧延を行い
、その後、Ar3 以上の温度域から1〜60℃/se
c の平均冷却速度で300℃以下まで冷却した後、6
00〜720℃の温度で焼きもどしすることを特徴とす
る高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐
熱鋼の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で V :0.02〜0.12% Nb:0.005〜0.04% の少なくとも1種以上を含有する請求項1に記載の高温
低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3030777A JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3030777A JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04272125A true JPH04272125A (ja) | 1992-09-28 |
JP2520198B2 JP2520198B2 (ja) | 1996-07-31 |
Family
ID=12313115
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3030777A Expired - Lifetime JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2520198B2 (ja) |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62139815A (ja) * | 1985-12-12 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ工程による高強度高じん性ボロン添加厚鋼板の製造法 |
-
1991
- 1991-02-26 JP JP3030777A patent/JP2520198B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62139815A (ja) * | 1985-12-12 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ工程による高強度高じん性ボロン添加厚鋼板の製造法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2520198B2 (ja) | 1996-07-31 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US4994118A (en) | Process for the production of hot rolled steel or heavy plates | |
JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、PWHT後の落重特性に優れたTMCP−Temper型高強度厚鋼板の製造方法 | |
JP2000256795A (ja) | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
JPS59159932A (ja) | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 | |
JPS59143027A (ja) | 延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造方法 | |
US4925500A (en) | High-strength hot-rolled steel sheet having remarkably excellent cold workability and process for manufacturing the same | |
JP2001123222A (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
JPS6376848A (ja) | 超深絞り用冷延鋼板及びその製造方法 | |
JPS61136622A (ja) | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 | |
JP3218442B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 | |
JPH0693332A (ja) | 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法 | |
JP3319222B2 (ja) | 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法 | |
JPH0827517A (ja) | 降伏強度と靭性の優れた9%Ni鋼の熱処理法 | |
JPH01319629A (ja) | 靭性の優れたCr−Mo鋼板の製造方法 | |
JPH04272125A (ja) | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 | |
JPH0387332A (ja) | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 | |
JP2002088413A (ja) | 溶接性と靭性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
JPH05255738A (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 | |
JP2824698B2 (ja) | 溶接性ならびに靭性を改善した低合金耐熱鋼の製造方法 | |
JPH07233414A (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
JP2698374B2 (ja) | 高張力pc鋼棒の製造方法 | |
JPH0575809B2 (ja) | ||
JP2007302978A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ780MPa級高強度鋼材の製造方法 | |
JPS60149722A (ja) | 溶接部低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 | |
JPH04272126A (ja) | 高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960326 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080517 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090517 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100517 Year of fee payment: 14 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100517 Year of fee payment: 14 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110517 Year of fee payment: 15 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term |