JPH08337815A - 強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 - Google Patents
強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法Info
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- JPH08337815A JPH08337815A JP14308695A JP14308695A JPH08337815A JP H08337815 A JPH08337815 A JP H08337815A JP 14308695 A JP14308695 A JP 14308695A JP 14308695 A JP14308695 A JP 14308695A JP H08337815 A JPH08337815 A JP H08337815A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度、靱性および耐焼もどし脆化感受性に優
れたＣｒ−Ｍｏ鋼を直接焼入れ法によって製造する。 【構成】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、
Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、Mo：0.
40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、 950
〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率
が２０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点以上の条件で
圧延し、直ちに５００℃以下の温度に焼き入れ後、室温
まで冷却し、その後６００℃以上の温度で焼もどす。
れたＣｒ−Ｍｏ鋼を直接焼入れ法によって製造する。 【構成】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、
Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、Mo：0.
40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、 950
〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率
が２０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点以上の条件で
圧延し、直ちに５００℃以下の温度に焼き入れ後、室温
まで冷却し、その後６００℃以上の温度で焼もどす。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、圧力容器用鋼の製造
方法に関するもので、とくに強度と靱性に優れるＣｒ−
Ｍｏ鋼の製造方法に関するものである。
方法に関するもので、とくに強度と靱性に優れるＣｒ−
Ｍｏ鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、耐水素侵食性や高温強
度に優れているために、石油精製プラント、化学プラン
トなどの高温高圧水素雰囲気下で使用される圧力容器用
材料として多用されている。これらのプラントは、近
年、効率化の観点から、より高温高圧化の条件で操業さ
れる傾向にある。このため、Ｃｒ−Ｍｏ鋼には、一層高
い強度が要求されるようになってきた。また、安全操業
の観点から、圧力容器の脆性破壊を防止するべく、より
高い靱性が要求されるようにもなってきた。なお、この
靱性に関しては、圧力容器の定期点検で実施される耐圧
試験が常温で行われることから、高温の操業温度のみな
らず常温での特性も必要である。このように、圧力容器
用に使用されるＣｒ−Ｍｏ鋼は、その使用環境の変化に
よって、従来よりも一層、強度、靱性に優れた材質が必
要とされるようになってきた。
度に優れているために、石油精製プラント、化学プラン
トなどの高温高圧水素雰囲気下で使用される圧力容器用
材料として多用されている。これらのプラントは、近
年、効率化の観点から、より高温高圧化の条件で操業さ
れる傾向にある。このため、Ｃｒ−Ｍｏ鋼には、一層高
い強度が要求されるようになってきた。また、安全操業
の観点から、圧力容器の脆性破壊を防止するべく、より
高い靱性が要求されるようにもなってきた。なお、この
靱性に関しては、圧力容器の定期点検で実施される耐圧
試験が常温で行われることから、高温の操業温度のみな
らず常温での特性も必要である。このように、圧力容器
用に使用されるＣｒ−Ｍｏ鋼は、その使用環境の変化に
よって、従来よりも一層、強度、靱性に優れた材質が必
要とされるようになってきた。
【０００３】ところで、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の製造方法におい
て、従来から一般的に知られている各種の再加熱処理
（焼入れ、焼なまし、焼きならし）法を適用すると、細
粒で良好な靱性は得られるものの、十分な強度が得られ
ないという問題があった。そこで、強度を向上させるた
めの試みが、これまでにもいくつか行われてきた。例え
ば、熱間圧延後に直接焼入れを行う、いわゆる直接焼入
れ法が、特公平１−２９８５３号公報および特公平２−
９６４７号公報に開示されている。この直接焼入れ法
は、再加熱工程を含まない熱処理方法であるので、省エ
ネルギーの上からは勿論のこと、生産性、経済性の上か
らも多くの利点を有する製造技術である。
て、従来から一般的に知られている各種の再加熱処理
（焼入れ、焼なまし、焼きならし）法を適用すると、細
粒で良好な靱性は得られるものの、十分な強度が得られ
ないという問題があった。そこで、強度を向上させるた
めの試みが、これまでにもいくつか行われてきた。例え
ば、熱間圧延後に直接焼入れを行う、いわゆる直接焼入
れ法が、特公平１−２９８５３号公報および特公平２−
９６４７号公報に開示されている。この直接焼入れ法
は、再加熱工程を含まない熱処理方法であるので、省エ
ネルギーの上からは勿論のこと、生産性、経済性の上か
らも多くの利点を有する製造技術である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
従来の直接焼入れ法では、上記再加熱熱処理法に比べ
て、鋼の高強度化は図られるものの、圧延後組織の結晶
粒が粗大であるため、靱性が低いという問題があった。
さらに、この方法では、結晶粒が粗大であることに起因
して、焼もどし脆化感受性が高く、使用中の脆化も懸念
されていた。このように、従来の再加熱熱処理法あるい
は直接焼入れ法によるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造技術では、い
ずれも、高強度かつ高靱性の材質が得られず、また焼も
どし脆化感受性が小さい材質のものが得られないという
問題があった。
従来の直接焼入れ法では、上記再加熱熱処理法に比べ
て、鋼の高強度化は図られるものの、圧延後組織の結晶
粒が粗大であるため、靱性が低いという問題があった。
さらに、この方法では、結晶粒が粗大であることに起因
して、焼もどし脆化感受性が高く、使用中の脆化も懸念
されていた。このように、従来の再加熱熱処理法あるい
は直接焼入れ法によるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造技術では、い
ずれも、高強度かつ高靱性の材質が得られず、また焼も
どし脆化感受性が小さい材質のものが得られないという
問題があった。
【０００５】この発明は、上述した従来のＣｒ−Ｍｏ鋼
の材質上の問題に鑑み開発されたものであり、強度およ
び靱性について有利に改善したＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法
を提案することを目的とする。
の材質上の問題に鑑み開発されたものであり、強度およ
び靱性について有利に改善したＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法
を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記の
目的を達成すべく、成分組成、熱間圧延および直接焼入
れの条件が強度および靱性に及ぼす影響について鋭意研
究を重ねた結果、以下の知見を得るに到った。 未再結晶域で２０％以上の累積圧下率を付与し、直接
焼入れすることによって、変態強化、組織微細化が図ら
れ、強度と靱性がともに向上する。未再結晶域圧延で得
られるγ粒径は、再加熱熱処理のものほど細かくはなら
ないので、耐焼もどし脆化感受性の低下が懸念された
が、この焼もどし脆化はＳｉ量を０．３０wt％以下に制
御することによって抑制できる。 加熱温度を、従来の直接焼入れ法の加熱温度（１１０
０℃以上）よりも低くすることによって、結晶粒の微細
化が図られ、靱性、耐焼もどし脆化感受性が向上する。 加熱温度を、再加熱熱処理法（再加熱温度は、一般に
９００〜９５０℃）より高くすることによって、Ｃｒ ,
Ｍｏ ,Ｖ ,Ｎｂ ,Ｔｉなどの合金元素の固溶、拡散が促
進され、焼もどし軟化抵抗が増加し、高い強度が得られ
る。
目的を達成すべく、成分組成、熱間圧延および直接焼入
れの条件が強度および靱性に及ぼす影響について鋭意研
究を重ねた結果、以下の知見を得るに到った。 未再結晶域で２０％以上の累積圧下率を付与し、直接
焼入れすることによって、変態強化、組織微細化が図ら
れ、強度と靱性がともに向上する。未再結晶域圧延で得
られるγ粒径は、再加熱熱処理のものほど細かくはなら
ないので、耐焼もどし脆化感受性の低下が懸念された
が、この焼もどし脆化はＳｉ量を０．３０wt％以下に制
御することによって抑制できる。 加熱温度を、従来の直接焼入れ法の加熱温度（１１０
０℃以上）よりも低くすることによって、結晶粒の微細
化が図られ、靱性、耐焼もどし脆化感受性が向上する。 加熱温度を、再加熱熱処理法（再加熱温度は、一般に
９００〜９５０℃）より高くすることによって、Ｃｒ ,
Ｍｏ ,Ｖ ,Ｎｂ ,Ｔｉなどの合金元素の固溶、拡散が促
進され、焼もどし軟化抵抗が増加し、高い強度が得られ
る。
【０００７】この発明は、上記の知見に立脚するもので
あり、その要旨構成は以下のとおりである。 １）Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、Mn：
1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、Mo：0.40〜
2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成からなる鋼片を、 950〜11
00℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が２
０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点以上の条件で圧延
し、直ちに５００℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで
冷却し、その後６００℃以上の温度で焼もどすことを特
徴とする強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法。
あり、その要旨構成は以下のとおりである。 １）Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、Mn：
1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、Mo：0.40〜
2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成からなる鋼片を、 950〜11
00℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が２
０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点以上の条件で圧延
し、直ちに５００℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで
冷却し、その後６００℃以上の温度で焼もどすことを特
徴とする強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法。
【０００８】２）Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt
％以下、Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt
％、Mo：0.40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含
み、かつCu：0.50wt％以下、 Ni：0.50wt％以下、
Ｂ：0.0003〜0.0030wt％、Ｖ：0.05〜0.40wt％、Nb：0.
003 〜0.050 wt％、Ti：0.003 〜0.015 wt％、Al：0.00
5 〜0.050 wt％、Ca：0.0005〜0.0100wt％、REM ：0.00
05〜0.0200wt％のうちから選んだ１種または２種以上を
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる
鋼片を、 950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域におけ
る累積圧下率が２０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点
以上の条件で圧延し、直ちに５００℃以下の温度に焼き
入れ後、室温まで冷却し、その後６００℃以上の温度で
焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍ
ｏ鋼の製造方法。
％以下、Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt
％、Mo：0.40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含
み、かつCu：0.50wt％以下、 Ni：0.50wt％以下、
Ｂ：0.0003〜0.0030wt％、Ｖ：0.05〜0.40wt％、Nb：0.
003 〜0.050 wt％、Ti：0.003 〜0.015 wt％、Al：0.00
5 〜0.050 wt％、Ca：0.0005〜0.0100wt％、REM ：0.00
05〜0.0200wt％のうちから選んだ１種または２種以上を
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる
鋼片を、 950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域におけ
る累積圧下率が２０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点
以上の条件で圧延し、直ちに５００℃以下の温度に焼き
入れ後、室温まで冷却し、その後６００℃以上の温度で
焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍ
ｏ鋼の製造方法。
【０００９】
【作用】以下、この発明において、上記要旨構成のとお
りに限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.20wt％ Ｃは，強度確保に有効な元素であり、少なくとも０．０
５wt％の含有が必要である。一方、０．２０wt％を超え
て過剰に含有した場合には、溶接性の劣化が大きくなる
ので、０．０５〜０．２０wt％、好ましくは０．１０〜
０．１６wt％とする。
りに限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.20wt％ Ｃは，強度確保に有効な元素であり、少なくとも０．０
５wt％の含有が必要である。一方、０．２０wt％を超え
て過剰に含有した場合には、溶接性の劣化が大きくなる
ので、０．０５〜０．２０wt％、好ましくは０．１０〜
０．１６wt％とする。
【００１０】Si：0.30wt％以下 Siは、強度の増加に有効であるが、０．３０wt％を超え
て過剰に含有すると焼もどし脆化感受性を高くするので
０．３０wt％以下、好ましくは０．１５wt％以下とす
る。
て過剰に含有すると焼もどし脆化感受性を高くするので
０．３０wt％以下、好ましくは０．１５wt％以下とす
る。
【００１１】Mn：1.00wt％以下 Mnは、強度を高めるのに有効な元素であるが、添加量が
多過ぎると焼もどし脆化感受性を高め、溶接性を低下さ
せるので、１．００wt％以下、好ましくは０．８０wt％
以下とする。
多過ぎると焼もどし脆化感受性を高め、溶接性を低下さ
せるので、１．００wt％以下、好ましくは０．８０wt％
以下とする。
【００１２】Cr：1.00〜3.50wt％ Ｃｒは、高温強度、耐酸化性および耐水素侵食性の向上
に有効な元素であり、少なくとも１．００wt％以上の添
加が必要である。一方、３．５０wt％を超えて添加する
と、溶接性、クリープ強度を低下させるので、１．００
〜３．５０wt％の範囲に限定する。
に有効な元素であり、少なくとも１．００wt％以上の添
加が必要である。一方、３．５０wt％を超えて添加する
と、溶接性、クリープ強度を低下させるので、１．００
〜３．５０wt％の範囲に限定する。
【００１３】Mo：0.40〜2.00wt％ Ｍｏは、耐水素侵食性、高温強度とくにクリープ強度の
向上に有効な元素であり、その効果を発揮させるために
は０．４０wt％以上の添加が必要である。一方、２．０
０wt％を超えて添加すると、その効果が飽和し、不経済
であるとともに、溶接性を低下させるので、０．４０〜
２．００wt％の範囲に限定する。なお、好ましい添加範
囲は０．５０〜１．５０wt％である。
向上に有効な元素であり、その効果を発揮させるために
は０．４０wt％以上の添加が必要である。一方、２．０
０wt％を超えて添加すると、その効果が飽和し、不経済
であるとともに、溶接性を低下させるので、０．４０〜
２．００wt％の範囲に限定する。なお、好ましい添加範
囲は０．５０〜１．５０wt％である。
【００１４】Ｎ：0.0200wt％以下 Ｎは、靱性に悪影響を及ぼす元素であり、とくに０．０
２００wt％を超えて含有すると靱性が急激に低下する。
また、Ｎ量が多くなると、Ｂを添加した鋼では、ＢＮを
形成してＢの焼入れ性を低下させ、Ｔｉ添加鋼ではＴｉ
Ｎを形成し、低温加熱でのＴｉの固溶（Ｔｉによる析出
強化）を妨げることになるので、Ｎ量は０．０２００wt
％以下、好ましくは０．００６０wt％以下とする。
２００wt％を超えて含有すると靱性が急激に低下する。
また、Ｎ量が多くなると、Ｂを添加した鋼では、ＢＮを
形成してＢの焼入れ性を低下させ、Ｔｉ添加鋼ではＴｉ
Ｎを形成し、低温加熱でのＴｉの固溶（Ｔｉによる析出
強化）を妨げることになるので、Ｎ量は０．０２００wt
％以下、好ましくは０．００６０wt％以下とする。
【００１５】Cu：0.50wt％以下 Ｃｕは、焼入れ性の向上、靱性の改善に有効な元素であ
るが、０．５０wt％を超えて添加すると、焼もどし脆化
感受性を増大させるので０．５０wt％以下、好ましくは
０．３０wt％以下とする。
るが、０．５０wt％を超えて添加すると、焼もどし脆化
感受性を増大させるので０．５０wt％以下、好ましくは
０．３０wt％以下とする。
【００１６】Ni：0.50wt％以下 Ｎｉは、焼入れ性の向上、靱性の改善に有効な元素であ
るが、０．５０wt％を超えて添加すると、焼もどし脆化
感受性を増大させるので０．５０wt％以下、好ましくは
０．３０wt％以下とする。
るが、０．５０wt％を超えて添加すると、焼もどし脆化
感受性を増大させるので０．５０wt％以下、好ましくは
０．３０wt％以下とする。
【００１７】Ｂ：0.0003〜0.0030wt％ Ｂは、焼入れ性を向上させ、強度、靱性をともに向上さ
せるのに有用な元素である。これらの添加効果を発揮さ
せるためには、０．０００３wt％以上の添加が必要であ
るが、０．００３０wt％を超えて添加しても焼入れ性は
かえって低下し、とくに靱性が低下するので、０．００
０３〜０．００３０、好ましくは０．０００５〜０．０
０１５wt％の範囲とする．
せるのに有用な元素である。これらの添加効果を発揮さ
せるためには、０．０００３wt％以上の添加が必要であ
るが、０．００３０wt％を超えて添加しても焼入れ性は
かえって低下し、とくに靱性が低下するので、０．００
０３〜０．００３０、好ましくは０．０００５〜０．０
０１５wt％の範囲とする．
【００１８】Ｖ：0.05〜0.40wt％ Ｖは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化物
を析出し、常温および高温の強度を向上させ、耐水索侵
食性を高める元素である。これらの効果を発揮させるた
めには、少なくとも０．０５wt％の添加量が必要であ
る。一方、０．４０wt％を超えて過剰に添加しても、そ
の効果は飽和する傾向にあり、そのうえ靱性および溶接
性を低下させるので、０．０５〜０．４０wt％、好まし
くは０．１０〜０．３５wt％とする。
を析出し、常温および高温の強度を向上させ、耐水索侵
食性を高める元素である。これらの効果を発揮させるた
めには、少なくとも０．０５wt％の添加量が必要であ
る。一方、０．４０wt％を超えて過剰に添加しても、そ
の効果は飽和する傾向にあり、そのうえ靱性および溶接
性を低下させるので、０．０５〜０．４０wt％、好まし
くは０．１０〜０．３５wt％とする。
【００１９】Nb：0.003 〜0.050 wt％ Ｎｂは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化
物を析出して、常温および高温における強度を向上さ
せ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を
発揮させるためには、少なくとも０．００３wt％の添加
量が必要である。一方、０．０５０wt％を超えて過剰に
添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱
性および溶接性を低下させるので、０．００３〜０．０
５０wt％、好ましくは０．００５〜０．０２５wt％とす
る。
物を析出して、常温および高温における強度を向上さ
せ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を
発揮させるためには、少なくとも０．００３wt％の添加
量が必要である。一方、０．０５０wt％を超えて過剰に
添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱
性および溶接性を低下させるので、０．００３〜０．０
５０wt％、好ましくは０．００５〜０．０２５wt％とす
る。
【００２０】Ti：0.003 〜0.015 wt％ Ｔｉは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化
物を析出して、常温および高温における強度を向上さ
せ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を
発揮させるためには、少なくとも０．００３wt％の添加
量が必要である。一方、０．０１５wt％を超えて過剰に
添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱
性および溶接性を低下させるので、０．００３〜０．０
１５wt％、好ましくは０．００８〜０．０１２％とす
る。
物を析出して、常温および高温における強度を向上さ
せ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を
発揮させるためには、少なくとも０．００３wt％の添加
量が必要である。一方、０．０１５wt％を超えて過剰に
添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱
性および溶接性を低下させるので、０．００３〜０．０
１５wt％、好ましくは０．００８〜０．０１２％とす
る。
【００２１】Al：0.005 〜0.050 wt％ Ａｌは、鋼の脱酸のために、また１１００℃以下の加熱
における粗粒化抑制に有効な元素であり、これらの効果
を発揮させるためには、０．００５wt％以上の添加が必
要である。一方、０．０５０wt％を超えて過剰に添加す
るとクリープ強度を低下させる。したがって、Ａｌの添
加量は０．００５〜０．０５０wt％、好ましくは０．０
１０〜０．０２５wt％の範囲とする．
における粗粒化抑制に有効な元素であり、これらの効果
を発揮させるためには、０．００５wt％以上の添加が必
要である。一方、０．０５０wt％を超えて過剰に添加す
るとクリープ強度を低下させる。したがって、Ａｌの添
加量は０．００５〜０．０５０wt％、好ましくは０．０
１０〜０．０２５wt％の範囲とする．
【００２２】Ca：0.0005〜0.0100wt％ Ｃａは、耐応力除去焼鈍割れ性および靱性を高めるのに
有用な元素であり、これらの効果を発揮させるために
は、０．０００５wt％以上の添加が必要である。一方、
これらの元素を過剰に添加すると鋼の清浄度を悪くし靱
性をかえって低下させる。したがって、Ｃａの添加量は
０．０００５〜０．０１００wt％、好ましくは０．００
１０〜０．００５０wt％とする。
有用な元素であり、これらの効果を発揮させるために
は、０．０００５wt％以上の添加が必要である。一方、
これらの元素を過剰に添加すると鋼の清浄度を悪くし靱
性をかえって低下させる。したがって、Ｃａの添加量は
０．０００５〜０．０１００wt％、好ましくは０．００
１０〜０．００５０wt％とする。
【００２３】REM ：0.0005〜0.0200wt％ ＲＥＭ（希土類元素）は、耐応力除去焼鈍割れ性および
靱性を高めるのに有用な元素であり、これらの効果を発
揮させるためには、０．０００５wt％以上の添加が必要
である。一方、これらの元素を過剰に添加すると鋼の清
浄度を悪くし靱性をかえって低下させる。このため、Ｒ
ＥＭの添加量は０．０００５〜０．０２００wt％、好ま
しくは０．００１０〜０．００８０wt％とする。
靱性を高めるのに有用な元素であり、これらの効果を発
揮させるためには、０．０００５wt％以上の添加が必要
である。一方、これらの元素を過剰に添加すると鋼の清
浄度を悪くし靱性をかえって低下させる。このため、Ｒ
ＥＭの添加量は０．０００５〜０．０２００wt％、好ま
しくは０．００１０〜０．００８０wt％とする。
【００２４】なお、不純物元素としてのＰ，Ｓの含有量
は低いほどよいが、Ｐは焼もどし脆化を抑制するうえか
ら０．０１５wt％以下、Ｓは良好な靱性を確保するうえ
から０．００８wt％以下に低減するのが望ましい。
は低いほどよいが、Ｐは焼もどし脆化を抑制するうえか
ら０．０１５wt％以下、Ｓは良好な靱性を確保するうえ
から０．００８wt％以下に低減するのが望ましい。
【００２５】上記のような化学組成を有するる鋼を、転
炉または電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や
真空脱ガス処理を施し、造塊−分塊法あるいは連続鋳造
法で鋳込み鋼片にする。この鋼片を加熱したのち、熱間
圧延および直接焼入れを施すことにより製造する。以下
に、この発明に従う製造方法について説明する。 ・加熱温度： 950〜1100℃ 加熱温度が、９５０℃未満ではＣｒ，Ｍｏ ,Ｖの固溶、
拡散が十分に行われないので、良好な焼入性と高い焼も
どし軟化抵抗が得られない。また、９５０℃未満では、
Ｎｂ，Ｔｉの析出強化作用も発揮されない。このため、
十分な強度を確保するためには、再加熱熱処理法より高
い、９５０℃以上の加熱が必要である。一方、１１００
℃を超える温度で加熱すると、γ粒が粗大化し過ぎ、圧
延工程で十分に微細化できなくなり靱性が低下する。し
たがって、加熱温度は９５０〜１１００℃、好ましくは
１０３０〜１１００℃とする。
炉または電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や
真空脱ガス処理を施し、造塊−分塊法あるいは連続鋳造
法で鋳込み鋼片にする。この鋼片を加熱したのち、熱間
圧延および直接焼入れを施すことにより製造する。以下
に、この発明に従う製造方法について説明する。 ・加熱温度： 950〜1100℃ 加熱温度が、９５０℃未満ではＣｒ，Ｍｏ ,Ｖの固溶、
拡散が十分に行われないので、良好な焼入性と高い焼も
どし軟化抵抗が得られない。また、９５０℃未満では、
Ｎｂ，Ｔｉの析出強化作用も発揮されない。このため、
十分な強度を確保するためには、再加熱熱処理法より高
い、９５０℃以上の加熱が必要である。一方、１１００
℃を超える温度で加熱すると、γ粒が粗大化し過ぎ、圧
延工程で十分に微細化できなくなり靱性が低下する。し
たがって、加熱温度は９５０〜１１００℃、好ましくは
１０３０〜１１００℃とする。
【００２６】・未再結晶温度域における累積圧下率：２
０％以上 加熱されたスラブは複数パスの圧下により熱間圧延され
る。この熱間圧延において、加工γの焼入れにより、変
態強化、組織微細化を図り、強度および靱性の向上を達
成するためには、未再結晶温度域で少なくとも２０％以
上の累積圧下率が必要である。したがって、未再結晶域
での累積圧下率は、２０％以上、好ましくは２５ ％以
上とする。なお、この発明において、加熱温度の低下に
よる強度上でのマイナス面は、未再結晶温度域における
累積圧下率：２０％以上という、上記手段の採用によっ
て十分解消される。
０％以上 加熱されたスラブは複数パスの圧下により熱間圧延され
る。この熱間圧延において、加工γの焼入れにより、変
態強化、組織微細化を図り、強度および靱性の向上を達
成するためには、未再結晶温度域で少なくとも２０％以
上の累積圧下率が必要である。したがって、未再結晶域
での累積圧下率は、２０％以上、好ましくは２５ ％以
上とする。なお、この発明において、加熱温度の低下に
よる強度上でのマイナス面は、未再結晶温度域における
累積圧下率：２０％以上という、上記手段の採用によっ
て十分解消される。
【００２７】・圧延終了温度：Ａr3点以上 圧延温度がＡr3点未満では、フェライトが生成し、その
後に急冷を行っても良好な焼入れ性が得られないため、
強度、靱性が低下する。したがって、圧延終了温度はＡ
r3点以上とする。
後に急冷を行っても良好な焼入れ性が得られないため、
強度、靱性が低下する。したがって、圧延終了温度はＡ
r3点以上とする。
【００２８】・冷却条件：５００℃以下の温度に焼き入
れ後、室温まで冷却 圧延後の焼入れは、噴水による強冷が望ましく、加速冷
却設備などによる能率的な焼入れが好ましい。冷却停止
温度は、低いと微細な焼入れ組織が得られるのに対し、
５００℃を超えると粗大な組織を形成し、強度、靱性を
低下させる。したがって、冷却停止温度は５００℃以
下、好ましくは４５０℃以下とする。また、焼入れ後、
室温まで冷却するのは、変態を完全に終了させてから焼
もどしを行いうことにより、良好な強靱性を得るためで
ある。
れ後、室温まで冷却 圧延後の焼入れは、噴水による強冷が望ましく、加速冷
却設備などによる能率的な焼入れが好ましい。冷却停止
温度は、低いと微細な焼入れ組織が得られるのに対し、
５００℃を超えると粗大な組織を形成し、強度、靱性を
低下させる。したがって、冷却停止温度は５００℃以
下、好ましくは４５０℃以下とする。また、焼入れ後、
室温まで冷却するのは、変態を完全に終了させてから焼
もどしを行いうことにより、良好な強靱性を得るためで
ある。
【００２９】・焼もどし温度：６００℃以上 均質で優れた靱性を得るために、焼入れ後に焼もどし処
理を行う。この目的を達成するためには、焼もどし温度
を６００℃以上とする必要がある。なお、好ましい焼も
どし温度は、６２５〜７２５℃がよい。
理を行う。この目的を達成するためには、焼もどし温度
を６００℃以上とする必要がある。なお、好ましい焼も
どし温度は、６２５〜７２５℃がよい。
【００３０】
・実施例１ 表１に示す化学組成からなるスラブを、表２に示す条件
で、加熱、熱間圧延、、直接焼入れ（水冷）を行い、室
温まで冷却した後、焼もどしを行った。また、比較のた
めに、一部のものについては、上記直接焼入れに代わ
り、圧延後空冷−再加熱焼入れの処理を行った。これら
焼入れ処理後に、６９０℃で２４時間保持の条件で焼も
どし処理を行った。
で、加熱、熱間圧延、、直接焼入れ（水冷）を行い、室
温まで冷却した後、焼もどしを行った。また、比較のた
めに、一部のものについては、上記直接焼入れに代わ
り、圧延後空冷−再加熱焼入れの処理を行った。これら
焼入れ処理後に、６９０℃で２４時間保持の条件で焼も
どし処理を行った。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】得られた試験材について、室温での引張特
性、シャルピー衝撃特性およびＧＥタイプのステップク
ーリング処理（焼もどし脆化特性測定のための加速熱処
理）後の脆化量△ｖＴｒｓを調査した。これらの試験結
果を表２に併せて示す。また図１は、これらのデータか
ら、室温における引張強さ（ＴＳ）と破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）との関係プロットしたものである。図１におい
て、●印が発明法、○印が比較法でそれぞれ製造した材
料の特性である。
性、シャルピー衝撃特性およびＧＥタイプのステップク
ーリング処理（焼もどし脆化特性測定のための加速熱処
理）後の脆化量△ｖＴｒｓを調査した。これらの試験結
果を表２に併せて示す。また図１は、これらのデータか
ら、室温における引張強さ（ＴＳ）と破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）との関係プロットしたものである。図１におい
て、●印が発明法、○印が比較法でそれぞれ製造した材
料の特性である。
【００３４】表２あるいは図１から、この発明法にした
がって製造したＣｒ−Ｍｏ鋼は、直接焼入れ条件が不適
切な比較法よりも靱性に優れ、再加熱焼入れによる比較
法よりも強度が高いことがわかる。さらに、この発明法
にしたがって製造したＣｒ−Ｍｏ鋼は、直接焼入れ条件
が不適切な比較法によるものよりも△ｖＴｒｓが小さ
く、焼もどし脆化感受性が小さいことがわかる。なお、
Ｃｒ、Ｍｏ含有量が過少である鋼（Ｆ）では、直接焼入
れ条件が適正であっても、機械的性質の向上はほとんど
認められないこと、また、Ｍｎ含有量が過多である鋼
（Ｇ）は、直接焼入れ条件が適正であっても、△ｖＴｒ
Ｓが大きく、焼もどし脆化感受性が大きいことがわか
る。
がって製造したＣｒ−Ｍｏ鋼は、直接焼入れ条件が不適
切な比較法よりも靱性に優れ、再加熱焼入れによる比較
法よりも強度が高いことがわかる。さらに、この発明法
にしたがって製造したＣｒ−Ｍｏ鋼は、直接焼入れ条件
が不適切な比較法によるものよりも△ｖＴｒｓが小さ
く、焼もどし脆化感受性が小さいことがわかる。なお、
Ｃｒ、Ｍｏ含有量が過少である鋼（Ｆ）では、直接焼入
れ条件が適正であっても、機械的性質の向上はほとんど
認められないこと、また、Ｍｎ含有量が過多である鋼
（Ｇ）は、直接焼入れ条件が適正であっても、△ｖＴｒ
Ｓが大きく、焼もどし脆化感受性が大きいことがわか
る。
【００３５】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、強度、靱性
に優れ、焼もどし脆化感受性が小さいＣｒ−Ｍｏ鋼を、
直接焼入れ法により製造することが可能となる。したが
って、この発明によれば、より高温高圧水素雰囲気下で
使用される圧力容器用材料を省エネルギー工程で効率的
に製造できるので、極めて大きな工業的寄与がもたらさ
れる。
に優れ、焼もどし脆化感受性が小さいＣｒ−Ｍｏ鋼を、
直接焼入れ法により製造することが可能となる。したが
って、この発明によれば、より高温高圧水素雰囲気下で
使用される圧力容器用材料を省エネルギー工程で効率的
に製造できるので、極めて大きな工業的寄与がもたらさ
れる。
【図１】室温における引張強さ（ＴＳ）と破面遷移温度
（ｖＴｒｓ）との関係を示すグラフである。
（ｖＴｒｓ）との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松崎 明博 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、 Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、 Mo：0.40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片
を、 950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累
積圧下率が２０％以上、かつ圧延終了温度がＡr3点以上
の条件で圧延し、直ちに５００℃以下の温度に焼き入れ
後、室温まで冷却し、その後６００℃以上の温度で焼も
どすことを特徴とする強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼
の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.30wt％以下、 Mn：1.00wt％以下、 Cr：1.00〜3.50wt％、 Mo：0.40〜2.00wt％、 Ｎ：0.0200wt％以下を含み、
かつCu：0.50wt％以下、 Ni：0.50wt％以下、 Ｂ：0.0003〜0.0030wt％、Ｖ：0.05〜0.40wt％、 Nb：0.003 〜0.050 wt％、Ti：0.003 〜0.015 wt％、 Al：0.005 〜0.050 wt％、Ca：0.0005〜0.0100wt％、 REM ：0.0005〜0.0200wt％のうちから選んだ１種または
２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成からなる鋼片を、 950〜1100℃に加熱し、未再結晶温
度域における累積圧下率が２０％以上、かつ圧延終了温
度がＡr3点以上の条件で圧延し、直ちに５００℃以下の
温度に焼き入れ後、室温まで冷却し、その後６００℃以
上の温度で焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れ
るＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14308695A JP3620099B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14308695A JP3620099B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08337815A true JPH08337815A (ja) | 1996-12-24 |
| JP3620099B2 JP3620099B2 (ja) | 2005-02-16 |
Family
ID=15330593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14308695A Expired - Fee Related JP3620099B2 (ja) | 1995-06-09 | 1995-06-09 | 強度と靱性に優れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3620099B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010037655A (ja) * | 2008-07-09 | 2010-02-18 | Nippon Steel Corp | 耐水素性に優れた高圧水素ガス貯蔵容器用鋼およびその製造方法 |
| CN102080187A (zh) * | 2010-12-21 | 2011-06-01 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种大厚度Cr-Mo系12Cr2Mo1R容器钢及其生产方法 |
| CN107475620A (zh) * | 2017-07-26 | 2017-12-15 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 低温压力容器用调质型A537Cl2钢板及其生产方法 |
| CN108034887A (zh) * | 2017-12-01 | 2018-05-15 | 宁波诚泰汽车部件有限公司 | 一种高性能合金钢材料及其制备方法 |
-
1995
- 1995-06-09 JP JP14308695A patent/JP3620099B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010037655A (ja) * | 2008-07-09 | 2010-02-18 | Nippon Steel Corp | 耐水素性に優れた高圧水素ガス貯蔵容器用鋼およびその製造方法 |
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| CN107475620A (zh) * | 2017-07-26 | 2017-12-15 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 低温压力容器用调质型A537Cl2钢板及其生产方法 |
| CN108034887A (zh) * | 2017-12-01 | 2018-05-15 | 宁波诚泰汽车部件有限公司 | 一种高性能合金钢材料及其制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3620099B2 (ja) | 2005-02-16 |
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