JPH08188848A - 長時間使用での靭性低下の少ない中温用高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
長時間使用での靭性低下の少ない中温用高張力鋼板およびその製造方法Info
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- JPH08188848A JPH08188848A JP89395A JP89395A JPH08188848A JP H08188848 A JPH08188848 A JP H08188848A JP 89395 A JP89395 A JP 89395A JP 89395 A JP89395 A JP 89395A JP H08188848 A JPH08188848 A JP H08188848A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、中温域での長時間使用によっても
靭性低下の少ない高張力鋼板およびその製造方法を提供
することにある。 【構成】 重量％でＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：
０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％であり、さらにＣ
ｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．２５％
の一種または二種を含み、必要に応じ、Ｃｕ：０．０１
〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および、Ｖ：
０．００１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４
％の一種または二種を含み、さらに必要に応じ、Ｂ：
０．０００３〜０．００２５％を単独、あるいはＴｉ：
０．００５〜０．０２５％との複合で含む、Ｐ≦（Ｍｏ
＋０．２＊Ｃｒ）0.8 ／１６であり、残部は不可避的不
純物と実質的にＦｅである中温長時間使用での靭性低下
の少ない溶接構造用高張力鋼板およびその製造方法。
靭性低下の少ない高張力鋼板およびその製造方法を提供
することにある。 【構成】 重量％でＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：
０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％であり、さらにＣ
ｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．２５％
の一種または二種を含み、必要に応じ、Ｃｕ：０．０１
〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および、Ｖ：
０．００１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４
％の一種または二種を含み、さらに必要に応じ、Ｂ：
０．０００３〜０．００２５％を単独、あるいはＴｉ：
０．００５〜０．０２５％との複合で含む、Ｐ≦（Ｍｏ
＋０．２＊Ｃｒ）0.8 ／１６であり、残部は不可避的不
純物と実質的にＦｅである中温長時間使用での靭性低下
の少ない溶接構造用高張力鋼板およびその製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱処理炉、発電プラン
ト等の高温機器の付帯設備に用いられ、３００〜４２０
℃程度の‘中温’での長時間使用によっても靭性の低下
が少ない高張力鋼板に関するものである。
ト等の高温機器の付帯設備に用いられ、３００〜４２０
℃程度の‘中温’での長時間使用によっても靭性の低下
が少ない高張力鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】前記のような高温プラントの付帯設備に
おいては、その構造材料の温度は２００℃以下の常温で
あり、６０キロ程度の溶接性高張力鋼板が流用されるこ
とが多い。これらの高温プラントの使用温度の上昇や、
プラントの改造等により、これらの付帯設備の操業中の
温度が３００〜４２０℃に上昇する傾向にある。この場
合、数十万時間にもおよぶ長時間の使用により、鋼板の
靭性が著しく低下することがある。
おいては、その構造材料の温度は２００℃以下の常温で
あり、６０キロ程度の溶接性高張力鋼板が流用されるこ
とが多い。これらの高温プラントの使用温度の上昇や、
プラントの改造等により、これらの付帯設備の操業中の
温度が３００〜４２０℃に上昇する傾向にある。この場
合、数十万時間にもおよぶ長時間の使用により、鋼板の
靭性が著しく低下することがある。
【０００３】鋼材が加熱により脆化する現象として焼も
どし脆化が知られ、応力下での長時間の加熱による鋼材
のクリープ延性が低下する現象がクリープ脆化として知
られている。これらの現象は、５００〜６００℃で生
じ、Ｐ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ａｓ等の不純物元素量の低下が、
これらの材質劣化の抑制に有効であることが知られてい
る。特公昭５７−５８４２８号公報でのＣａ添加や特公
昭５４−２３６４５号公報でのＲＥＭ添加等の対策がと
られることがある。しかしながら、これまで、３００〜
４２０℃の中温での焼もどしによっては脆化は生じない
と考えられてきた。このように、中温域の長時間使用に
よる溶接構造用高張力鋼板の脆化はこれまでに知られて
おらず、この脆化が抑制される鋼板の出現が望まれる。
どし脆化が知られ、応力下での長時間の加熱による鋼材
のクリープ延性が低下する現象がクリープ脆化として知
られている。これらの現象は、５００〜６００℃で生
じ、Ｐ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ａｓ等の不純物元素量の低下が、
これらの材質劣化の抑制に有効であることが知られてい
る。特公昭５７−５８４２８号公報でのＣａ添加や特公
昭５４−２３６４５号公報でのＲＥＭ添加等の対策がと
られることがある。しかしながら、これまで、３００〜
４２０℃の中温での焼もどしによっては脆化は生じない
と考えられてきた。このように、中温域の長時間使用に
よる溶接構造用高張力鋼板の脆化はこれまでに知られて
おらず、この脆化が抑制される鋼板の出現が望まれる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】中温域での長時間使用
によって高張力鋼板の靭性が著しく低下する場合があ
り、中温長時間使用、例えば３００〜４２０℃で約１０
０時間以上の使用での靭性低下の少ない鋼板の開発が必
要である。
によって高張力鋼板の靭性が著しく低下する場合があ
り、中温長時間使用、例えば３００〜４２０℃で約１０
０時間以上の使用での靭性低下の少ない鋼板の開発が必
要である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、高張力鋼板の
中温域長時間使用での靭性低下について、研究を重ねた
結果得られたものであり、その要旨とするところは、次
の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：
０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％であり、さらにＭ
ｏ：０．０１〜０．２５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％
の一種または二種を含み、Ｐ≦（Ｍｏ＋０．２＊Ｃｒ）
0.8 ／１６であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦ
ｅである中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造
用高張力鋼板。
中温域長時間使用での靭性低下について、研究を重ねた
結果得られたものであり、その要旨とするところは、次
の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：
０．０００１〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％であり、さらにＭ
ｏ：０．０１〜０．２５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％
の一種または二種を含み、Ｐ≦（Ｍｏ＋０．２＊Ｃｒ）
0.8 ／１６であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦ
ｅである中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造
用高張力鋼板。
【０００６】（２）重量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．６
％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％および、Ｖ：０．００１
〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％の一種ま
たは二種を含む上記（１）の中温長時間使用での靭性低
下の少ない溶接構造用高張力鋼板。
％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％および、Ｖ：０．００１
〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％の一種ま
たは二種を含む上記（１）の中温長時間使用での靭性低
下の少ない溶接構造用高張力鋼板。
【０００７】（３）重量％で、Ｂ：０．０００３〜０．
００２５％を単独あるいは、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％との複合で含む、上記（２）の中温長時間使用で
の靭性低下の少ない溶接構造用高張力鋼板。
００２５％を単独あるいは、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％との複合で含む、上記（２）の中温長時間使用で
の靭性低下の少ない溶接構造用高張力鋼板。
【０００８】（４）上記（１）の鋼において、８００℃
以上の温度から焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどす
ことを特徴とする中温長時間使用での靭性低下の少ない
溶接構造用高張力鋼板の製造方法。 （５）上記（２）の鋼において、８００℃以上の温度か
ら焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすことを特徴と
する中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高
張力鋼板の製造方法。 （６）上記（３）の鋼において、８００℃以上の温度か
ら焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすことを特徴と
する中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高
張力鋼板の製造方法。
以上の温度から焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどす
ことを特徴とする中温長時間使用での靭性低下の少ない
溶接構造用高張力鋼板の製造方法。 （５）上記（２）の鋼において、８００℃以上の温度か
ら焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすことを特徴と
する中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高
張力鋼板の製造方法。 （６）上記（３）の鋼において、８００℃以上の温度か
ら焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすことを特徴と
する中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高
張力鋼板の製造方法。
【０００９】
【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。 Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：０．０００１〜０．
０２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２５％、Ａｌ：０．００
５〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｔ
ｉ：０〜０．０２５％、および０〜０．００３０％Ｂの
成分を有する２５mm厚の熱延鋼板を、９００℃で３０分
の加熱の後、水焼入れし、６００℃で１時間焼もどし
た。この鋼板を用い、さらに４００℃で１０００時間の
加熱を行い、ＪＩＳ Ｚ２２０２の３号試験片を用い、
ＪＩＳ Ｚ２２４２によりシャルピー衝撃試験を行い、
４００℃での１０００時間時効による破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）の上昇量ΔｖＴｒｓを測定した。
％、Ｍｎ：０．２〜１．７％、Ｐ：０．０００１〜０．
０２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２５％、Ａｌ：０．００
５〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｔ
ｉ：０〜０．０２５％、および０〜０．００３０％Ｂの
成分を有する２５mm厚の熱延鋼板を、９００℃で３０分
の加熱の後、水焼入れし、６００℃で１時間焼もどし
た。この鋼板を用い、さらに４００℃で１０００時間の
加熱を行い、ＪＩＳ Ｚ２２０２の３号試験片を用い、
ＪＩＳ Ｚ２２４２によりシャルピー衝撃試験を行い、
４００℃での１０００時間時効による破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）の上昇量ΔｖＴｒｓを測定した。
【００１０】本発明者は、ΔｖＴｒｓと化学成分との関
係を種々検討した結果、図１が示すように、Ｚ＝Ｐ−
（Ｍｏ＋０．２＊Ｃｒ）0.8 ／１６によりΔｖＴｒｓが
整理されることがわかる。実用的には、ΔｖＴｒｓが変
化しないと考えられる条件として、ΔｖＴｒｓ≦５℃が
考えられ、図１からＺは０．００２％以下が必要であ
る。
係を種々検討した結果、図１が示すように、Ｚ＝Ｐ−
（Ｍｏ＋０．２＊Ｃｒ）0.8 ／１６によりΔｖＴｒｓが
整理されることがわかる。実用的には、ΔｖＴｒｓが変
化しないと考えられる条件として、ΔｖＴｒｓ≦５℃が
考えられ、図１からＺは０．００２％以下が必要であ
る。
【００１１】４００℃で１０００時間の加熱によりｖＴ
ｒｓの変化が大きかったものにつき、シャルピーでの破
面を走査型電子顕微鏡により観察すると、粒界破面が多
数観察された。このことは、中温域の長時間加熱により
粒界の強度が低下することを示唆しており、粒界への不
純物の偏析が粒界破断の一因と考えられる。しかし、こ
の粒界破面には直径が２μｍ程度の凹みが多数存在して
いた。
ｒｓの変化が大きかったものにつき、シャルピーでの破
面を走査型電子顕微鏡により観察すると、粒界破面が多
数観察された。このことは、中温域の長時間加熱により
粒界の強度が低下することを示唆しており、粒界への不
純物の偏析が粒界破断の一因と考えられる。しかし、こ
の粒界破面には直径が２μｍ程度の凹みが多数存在して
いた。
【００１２】この凹みは炭化物に由来するものと推察さ
れる。粒界での炭化物の析出挙動の影響の重畳が、３０
０〜４２０℃付近での長時間加熱による脆化の特徴であ
ると考えられる。ＭｏおよびＣｒは焼もどし時の粒界で
の炭化物析出を抑制する等によりＰ等の不純物偏析の悪
影響を緩和しているものと考えられる。
れる。粒界での炭化物の析出挙動の影響の重畳が、３０
０〜４２０℃付近での長時間加熱による脆化の特徴であ
ると考えられる。ＭｏおよびＣｒは焼もどし時の粒界で
の炭化物析出を抑制する等によりＰ等の不純物偏析の悪
影響を緩和しているものと考えられる。
【００１３】次に、他の成分の限定理由について述べ
る。Ｃは常温および中温での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０．１３％であるが、実用上それほど影響
の現れない０．１５％を上限とした。
る。Ｃは常温および中温での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０．１３％であるが、実用上それほど影響
の現れない０．１５％を上限とした。
【００１４】Ｓｉは脱酸剤として添加され靭性を改善す
る。また、鋼材への耐酸化性を付与する元素である。こ
のため、０．０１％以上添加する。しかし、１．０％を
超えると靭性を害するようになるため、上限値を１．０
％とした。
る。また、鋼材への耐酸化性を付与する元素である。こ
のため、０．０１％以上添加する。しかし、１．０％を
超えると靭性を害するようになるため、上限値を１．０
％とした。
【００１５】Ｍｎは強度並びに靭性を高める元素である
が、その量が増大しすぎると溶接性を悪くする。このた
め、下限値を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１．７％とした。
が、その量が増大しすぎると溶接性を悪くする。このた
め、下限値を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１．７％とした。
【００１６】Ｐは不純物として混入し、溶接性や種々の
特性を害するため、上限を０．０２％とする。現状の技
術で低下し得る最も低い値と考えられる０．０００１％
を下限値とする。既に述べたように、ＭｏおよびＣｒ添
加量との関係で添加量がさらに制限される。
特性を害するため、上限を０．０２％とする。現状の技
術で低下し得る最も低い値と考えられる０．０００１％
を下限値とする。既に述べたように、ＭｏおよびＣｒ添
加量との関係で添加量がさらに制限される。
【００１７】Ｍｏは鋼材の強度を顕著に向上する元素で
あり、添加の効果が認められ始める０．０１％を下限値
とした。また、０．２５％を超えての添加は靭性を害す
るため、上限を０．２５％とした。既に述べたＰおよび
Ｃｒ添加量の関係からも添加量が制限される。
あり、添加の効果が認められ始める０．０１％を下限値
とした。また、０．２５％を超えての添加は靭性を害す
るため、上限を０．２５％とした。既に述べたＰおよび
Ｃｒ添加量の関係からも添加量が制限される。
【００１８】Ａｌは強力な脱酸効果をもつ元素であり、
鋼材の靭性確保に不可欠である。また、細粒化により靭
性を改善する効果も有するが、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。このため、添加の下
限値を０．００５％とした。また、上限値を靭性が問題
とならない０．０８％とした。ＮはＡｌと窒化物を形成
し、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する元素であ
り、この目的から０．００１％以上０．００６％以下を
添加する。
鋼材の靭性確保に不可欠である。また、細粒化により靭
性を改善する効果も有するが、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。このため、添加の下
限値を０．００５％とした。また、上限値を靭性が問題
とならない０．０８％とした。ＮはＡｌと窒化物を形成
し、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する元素であ
り、この目的から０．００１％以上０．００６％以下を
添加する。
【００１９】Ｃｕは靭性の改善および若干の強度改善効
果を有する元素であるが、多量の添加ではスラブの熱間
割れを助長するため多量の添加は望ましくない。Ｃｕを
添加する場合には、０．０１％以上０．６％以下に制限
する。
果を有する元素であるが、多量の添加ではスラブの熱間
割れを助長するため多量の添加は望ましくない。Ｃｕを
添加する場合には、０．０１％以上０．６％以下に制限
する。
【００２０】Ｎｉは靭性を向上する元素であり、、また
Ｃｕと同時に添加することにより、Ｃｕによるスラブの
熱間割れ防止に有効である。この目的からの添加には少
なくても０．０１％の添加が必要であり、添加範囲の下
限を０．０１％とする。また、１．０％を超えた添加で
は添加に見合った効果が得られないので、添加量の上限
を１．０％とした。
Ｃｕと同時に添加することにより、Ｃｕによるスラブの
熱間割れ防止に有効である。この目的からの添加には少
なくても０．０１％の添加が必要であり、添加範囲の下
限を０．０１％とする。また、１．０％を超えた添加で
は添加に見合った効果が得られないので、添加量の上限
を１．０％とした。
【００２１】Ｃｒは常温および中温での強度向上効果を
有する。この目的のために添加する場合には、少なくて
も０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５％を超
えて添加すると溶接性を害するので、上限を０．５％と
する。また、ＰおよびＭｏ添加量で望ましい添加量が制
限される。
有する。この目的のために添加する場合には、少なくて
も０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５％を超
えて添加すると溶接性を害するので、上限を０．５％と
する。また、ＰおよびＭｏ添加量で望ましい添加量が制
限される。
【００２２】Ｖは必要に応じて添加する元素の１つであ
り、焼入れ後の焼もどし処理により、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
０．０１〜０．０５％であるが、下限値はその強度向上
効果が見られる０．００１％以上とし、上限値は靭性が
問題とならない値である０．０６％とした。
り、焼入れ後の焼もどし処理により、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
０．０１〜０．０５％であるが、下限値はその強度向上
効果が見られる０．００１％以上とし、上限値は靭性が
問題とならない値である０．０６％とした。
【００２３】Ｎｂもまた必要に応じて添加する元素の１
つであり、Ｖと同様に焼入れ後に焼もどすことにより、
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も改善する。しかし、
その量が増加しす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０．０１〜０．０
３％であるが、下限値は強度向上効果が現れる０．００
３％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。
つであり、Ｖと同様に焼入れ後に焼もどすことにより、
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も改善する。しかし、
その量が増加しす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０．０１〜０．０
３％であるが、下限値は強度向上効果が現れる０．００
３％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。
【００２４】Ｔｉは、強力な酸化物形成元素であるとと
もに、強い窒化物形成元素であり、Ｎを固定し、Ｂの効
果を高める。また、ＴｉＮはオーステナイト粒径の粗大
化を抑制する効果を有する。このため、Ｔｉを添加する
場合には、その量を０．００５％以上０．０２５％以下
とする。
もに、強い窒化物形成元素であり、Ｎを固定し、Ｂの効
果を高める。また、ＴｉＮはオーステナイト粒径の粗大
化を抑制する効果を有する。このため、Ｔｉを添加する
場合には、その量を０．００５％以上０．０２５％以下
とする。
【００２５】Ｂは微量の添加で鋼材の焼入れ性を改善す
る効果を有する。この目的のため添加する場合には、下
限を０．０００３％以上とする。しかし、０．００２５
％超の添加は靭性を害するため、０．００２５％以下に
添加量を制限する。
る効果を有する。この目的のため添加する場合には、下
限を０．０００３％以上とする。しかし、０．００２５
％超の添加は靭性を害するため、０．００２５％以下に
添加量を制限する。
【００２６】次に、本発明における製造条件について説
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℃
以上が望ましい。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１２８０
℃が望ましい。
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℃
以上が望ましい。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１２８０
℃が望ましい。
【００２７】圧延の終了温度域は７００〜９７０℃が望
ましく、７００℃未満の温度域では圧延での変形抵抗が
大きくなりすぎ圧延機への負担が大きい。また９７０℃
を超えた温度域の圧延では組織が微細化されず、後工程
の熱処理でも優れた靭性が得にくくなる。
ましく、７００℃未満の温度域では圧延での変形抵抗が
大きくなりすぎ圧延機への負担が大きい。また９７０℃
を超えた温度域の圧延では組織が微細化されず、後工程
の熱処理でも優れた靭性が得にくくなる。
【００２８】圧延材は、８００℃以上の温度でのオース
テナイト化処理の後、水冷等により焼入れられる。５０
mm以上の板厚では水冷が望ましい。圧延終了後、８００
℃以上の温度から直接焼入れ、上記の焼入れに代えても
良い。また、厚手鋼板等でより優れた母材靭性を望む場
合等には、焼入れを２回以上繰り返すこともできる。
テナイト化処理の後、水冷等により焼入れられる。５０
mm以上の板厚では水冷が望ましい。圧延終了後、８００
℃以上の温度から直接焼入れ、上記の焼入れに代えても
良い。また、厚手鋼板等でより優れた母材靭性を望む場
合等には、焼入れを２回以上繰り返すこともできる。
【００２９】焼もどし温度は、靭性の改善される下限で
ある５８０℃を下限温度とすることが望ましく、引張強
さの低下が顕著とならない７２０℃を上限とすることが
望まれる。
ある５８０℃を下限温度とすることが望ましく、引張強
さの低下が顕著とならない７２０℃を上限とすることが
望まれる。
【００３０】なお、本発明の鋼を構造物に加工する場
合、溶接加工がなされるが、歪取りあるいは残留応力の
除去のため、溶接後熱処理を行うことが望ましい。溶接
後熱処理の温度は焼もどし温度より２０℃以上低い温度
が推奨される。
合、溶接加工がなされるが、歪取りあるいは残留応力の
除去のため、溶接後熱処理を行うことが望ましい。溶接
後熱処理の温度は焼もどし温度より２０℃以上低い温度
が推奨される。
【００３１】さらに、本発明の中温域の靭性改善効果
は、例えば１０００時間以上の長時間使用後、点検のた
め等に常温に冷却後、繰り返し中高域に再使用され、合
計数千時間以上となる場合においても同様に得られるも
のである。
は、例えば１０００時間以上の長時間使用後、点検のた
め等に常温に冷却後、繰り返し中高域に再使用され、合
計数千時間以上となる場合においても同様に得られるも
のである。
【００３２】
【実施例】表１の化学成分を有する鋼を用い、表２の製
造条件で製造した。これらの鋼板につき、引張強さ、お
よびシャルピー試験により破面遷移温度を求めるととも
に、４００℃で１０００時間の中温時効を行った後のシ
ャルピー試験での破面遷移温度を求めた。
造条件で製造した。これらの鋼板につき、引張強さ、お
よびシャルピー試験により破面遷移温度を求めるととも
に、４００℃で１０００時間の中温時効を行った後のシ
ャルピー試験での破面遷移温度を求めた。
【００３３】本発明の範囲内にある記号Ａ〜Ｉ，ＨＢお
よびＩＢはＺ１からＺ４の鋼板は、表２が示すように、
破面遷移温度の変化量が５℃未満であり、実質的に中温
時効により破面遷移温度が変化していない。これに対
し、記号ＡＡ，ＣＣ，ＥＥおよびＦＦは比較例であり、
Ｚ値が０．００２％より大きく、時効による遷移温度の
変化が大きい。
よびＩＢはＺ１からＺ４の鋼板は、表２が示すように、
破面遷移温度の変化量が５℃未満であり、実質的に中温
時効により破面遷移温度が変化していない。これに対
し、記号ＡＡ，ＣＣ，ＥＥおよびＦＦは比較例であり、
Ｚ値が０．００２％より大きく、時効による遷移温度の
変化が大きい。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】本発明による鋼板は、３００〜４２０℃
程度の‘中温’での長時間時効（使用）によってもシャ
ルピー靭性の低下が抑制されており、熱処理炉、発電プ
ラント等の高温機器の付帯設備に長時間用いても、靭性
の低下が少なく、これらの機器の安全な操業を保証する
ことができ、工業的価値が大きい。
程度の‘中温’での長時間時効（使用）によってもシャ
ルピー靭性の低下が抑制されており、熱処理炉、発電プ
ラント等の高温機器の付帯設備に長時間用いても、靭性
の低下が少なく、これらの機器の安全な操業を保証する
ことができ、工業的価値が大きい。
【図１】Ｚ値と４００℃で１０００時間の時効によるシ
ャルピー破面遷移温度の変化の関係を示す図である。
ャルピー破面遷移温度の変化の関係を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０３〜０．１５％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．２〜１．７％ Ｐ ：０．０００１〜０．０２％ Ａｌ：０．００５〜０．０８％ Ｎ ：０．００１〜０．００６％ であり、さらにＣｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．
０１〜０．２５％の一種または二種を含み、 Ｐ≦（Ｍｏ＋０．２＊Ｃｒ）0.8 ／１６ であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦｅである中
温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高張力鋼
板。 - 【請求項２】 重量％で Ｃｕ：０．０１〜０．６％ Ｎｉ：０．０１〜１．０％ および、Ｖ：０．００１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００
３〜０．０４％の一種または二種を含む請求項１記載の
中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構造用高張力
鋼板。 - 【請求項３】 重量％で Ｂ ：０．０００３〜０．００２５％ を単独あるいは、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ との複合で含む、請求項２記載の中温長時間使用での靭
性低下の少ない溶接構造用高張力鋼板。 - 【請求項４】 請求項１記載の鋼において、８００℃以
上の温度から焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすこ
とを特徴とする中温長時間使用での靭性低下の少ない溶
接構造用高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項２の鋼において、８００℃以上の
温度から焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすことを
特徴とする中温長時間使用での靭性低下の少ない溶接構
造用高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項３記載の鋼において、８００℃以
上の温度から焼入れ、５８０℃以上の温度で焼もどすこ
とを特徴とする中温長時間使用での靭性低下の少ない溶
接構造用高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP89395A JPH08188848A (ja) | 1995-01-06 | 1995-01-06 | 長時間使用での靭性低下の少ない中温用高張力鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP89395A JPH08188848A (ja) | 1995-01-06 | 1995-01-06 | 長時間使用での靭性低下の少ない中温用高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08188848A true JPH08188848A (ja) | 1996-07-23 |
Family
ID=11486367
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP89395A Pending JPH08188848A (ja) | 1995-01-06 | 1995-01-06 | 長時間使用での靭性低下の少ない中温用高張力鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08188848A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100139820A1 (en) * | 2008-01-07 | 2010-06-10 | Tatsuya Kumagai | Wear-resistant steel plate having excellent wear resistance at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same |
-
1995
- 1995-01-06 JP JP89395A patent/JPH08188848A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100139820A1 (en) * | 2008-01-07 | 2010-06-10 | Tatsuya Kumagai | Wear-resistant steel plate having excellent wear resistance at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030708 |