JPS61104056A - 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Cr−Mo鋼板 - Google Patents
耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Cr−Mo鋼板Info
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- JPS61104056A JPS61104056A JP22528084A JP22528084A JPS61104056A JP S61104056 A JPS61104056 A JP S61104056A JP 22528084 A JP22528084 A JP 22528084A JP 22528084 A JP22528084 A JP 22528084A JP S61104056 A JPS61104056 A JP S61104056A
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- toughness
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、主としてボイラ、圧力容器用として使用され
るC r −M o鋼に関し、詳しくは、耐エロージヨ
ン性及び耐クリープ特性にもすぐれる高・強度高靭性低
炭素Cr−Mo鋼板に関する。
るC r −M o鋼に関し、詳しくは、耐エロージヨ
ン性及び耐クリープ特性にもすぐれる高・強度高靭性低
炭素Cr−Mo鋼板に関する。
従来より、1%Cr −0,5%Mo鋼板や1.25お
。、]。、5工。鋼板、よ、ゎ油精製を、よ。いよする
化学工業プラントや、発電プラントにおける中・高温圧
力容器鋼板として広く用いられている。
。、]。、5工。鋼板、よ、ゎ油精製を、よ。いよする
化学工業プラントや、発電プラントにおける中・高温圧
力容器鋼板として広く用いられている。
しかし、これらの従来のCr−Mo鋼板は、通常、C含
有量が0.15%程度と高く、且つ、Cr、MO等の合
金成分を多量に含有しているために、溶接割れ感受性組
成PCI’lが高く、その溶接施工にあたっては、低温
割れ防止のために、通常、150〜350℃程度での高
温の予熱を必要とし、製造期間の長期化や熱エネルギー
の大量消費等、製造コスト上昇の一因となっている。
有量が0.15%程度と高く、且つ、Cr、MO等の合
金成分を多量に含有しているために、溶接割れ感受性組
成PCI’lが高く、その溶接施工にあたっては、低温
割れ防止のために、通常、150〜350℃程度での高
温の予熱を必要とし、製造期間の長期化や熱エネルギー
の大量消費等、製造コスト上昇の一因となっている。
溶接性を改善するためには、PCoを低減すること、特
にC量を下げることが有効であることは既によく知られ
ている。しかし、clを低減すれば、強度の低下、耐エ
ロージヨン性の低下、高温クリ−1プ強度の低下等の問
題を生じるため、従来、低C化Cr−Mo鋼板は実用化
されていない。
にC量を下げることが有効であることは既によく知られ
ている。しかし、clを低減すれば、強度の低下、耐エ
ロージヨン性の低下、高温クリ−1プ強度の低下等の問
題を生じるため、従来、低C化Cr−Mo鋼板は実用化
されていない。
一方、Bは、従来、焼入れ焼戻しを行なう調質鋼につい
ては広く利用されているが、一般に、焼ならし鋼乃至焼
ならし焼戻し鋼には、従来、殆ど添加されていな°いと
ころ、最近に至って、焼ならし鋼乃至焼ならし焼戻し鋼
にも微量のBを添加することにより、鋼の焼入れ性の増
加を図り、強度を増加させる方法が実用化されるに至っ
ている。
ては広く利用されているが、一般に、焼ならし鋼乃至焼
ならし焼戻し鋼には、従来、殆ど添加されていな°いと
ころ、最近に至って、焼ならし鋼乃至焼ならし焼戻し鋼
にも微量のBを添加することにより、鋼の焼入れ性の増
加を図り、強度を増加させる方法が実用化されるに至っ
ている。
しかし、Cr−Mo鋼に関しては、従来、B添加は、耐
SR脆化特性の付与及び高強度高靭性化、熱間加工性の
改善等の目的に゛限られており、しかも、このようなC
r−Mo鋼におけるC含有量は、従来鋼とほぼ同等であ
って、約0.11%以上であるので、大幅な溶接性の改
善には至っていない。
SR脆化特性の付与及び高強度高靭性化、熱間加工性の
改善等の目的に゛限られており、しかも、このようなC
r−Mo鋼におけるC含有量は、従来鋼とほぼ同等であ
って、約0.11%以上であるので、大幅な溶接性の改
善には至っていない。
本発明者らは、Cr −M o鋼における溶接性を改善
するために鋭意研究した結果、C量を著しく低減する一
方、適正量のAl添加とN量の低減の下にBを添加し、
更に、Cu及びNiを複合添加することにより、低C@
でありながら、約0.11〜0.21%のようにC量の
多い従来のCr−M。
するために鋭意研究した結果、C量を著しく低減する一
方、適正量のAl添加とN量の低減の下にBを添加し、
更に、Cu及びNiを複合添加することにより、低C@
でありながら、約0.11〜0.21%のようにC量の
多い従来のCr−M。
鋼と比肩し得るすぐれた強度、靭性、耐エロージヨン性
、耐クリープ特性を有する新規なCr−Mo鋼を得るこ
とができることを見出して、本発明に至ったものである
。
、耐クリープ特性を有する新規なCr−Mo鋼を得るこ
とができることを見出して、本発明に至ったものである
。
即ち、本発明は、耐溶接割れ性、耐エロージヨン性及び
耐クリープ特性にすぐれる高強度高靭性焼ならし焼戻し
型低炭素Cr−Mo鋼板を提供することを目的とする。
耐クリープ特性にすぐれる高強度高靭性焼ならし焼戻し
型低炭素Cr−Mo鋼板を提供することを目的とする。
本発明によるかかるC r −M o 鋼の第1は、重
量%で C0.03〜0.10%、 Si0.05〜1.00%、 Mn、0.30〜0.95%、 P 0.020%以下、 S 0.015%以下、 Cu 0.05〜0.50%、 Ni0.05〜0.50%、 Cr 0.40〜1.75%、 Mo 0.20〜0.75%、 B 0.0003〜0.0020%、sol A1
0.005〜0.100%、N 0.005%以下
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 で定義されるPCMが0.27%以下であり、且つ、そ
の主要組織がベイナイトであることを特徴とする。
量%で C0.03〜0.10%、 Si0.05〜1.00%、 Mn、0.30〜0.95%、 P 0.020%以下、 S 0.015%以下、 Cu 0.05〜0.50%、 Ni0.05〜0.50%、 Cr 0.40〜1.75%、 Mo 0.20〜0.75%、 B 0.0003〜0.0020%、sol A1
0.005〜0.100%、N 0.005%以下
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 で定義されるPCMが0.27%以下であり、且つ、そ
の主要組織がベイナイトであることを特徴とする。
また、本発明による第2のCr−Mo鋼は、上記した化
学成分に加えて、 Nb 0.005〜0.07%、 −V 0.005〜0.07%、及びCa 0.
0005〜0.0070%よりなる群から選ばれる少な
くとも1種以上を含有することを特徴とする。
学成分に加えて、 Nb 0.005〜0.07%、 −V 0.005〜0.07%、及びCa 0.
0005〜0.0070%よりなる群から選ばれる少な
くとも1種以上を含有することを特徴とする。
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明によるCr−Mo鋼において、Bは、オーステナ
イト中に固溶し、結晶粒界に偏析して、フェライト変態
を抑制するため、鋼の焼入れ性を向上させる。しかし、
他方において、Bは、鋼中のNと結合しやすい。従って
、BがBNを生成すると、鋼中におけるBの有効量が減
少し、焼入れ性を低下させる。従って、本発明において
は、鋼の焼入れ性を向上させるべく、Bの有効量を確保
するために、鋼中のN量を低減すると共に、ANによっ
てNを固定する。しかし、Bを過多に添加するときは、
オーステナイト粒界にB化合物が析出し、却って焼入れ
性を低下させるので、本発明においては、Bを適正量を
添加することが必要である。
イト中に固溶し、結晶粒界に偏析して、フェライト変態
を抑制するため、鋼の焼入れ性を向上させる。しかし、
他方において、Bは、鋼中のNと結合しやすい。従って
、BがBNを生成すると、鋼中におけるBの有効量が減
少し、焼入れ性を低下させる。従って、本発明において
は、鋼の焼入れ性を向上させるべく、Bの有効量を確保
するために、鋼中のN量を低減すると共に、ANによっ
てNを固定する。しかし、Bを過多に添加するときは、
オーステナイト粒界にB化合物が析出し、却って焼入れ
性を低下させるので、本発明においては、Bを適正量を
添加することが必要である。
しかし、本発明鋼のように、低C鋼においては、Bの焼
入れ性向上効果を利用するだけでは、強度、靭性ほか目
的とする望ましい特性を得ることは困難である。ここに
おいて、本発明者らは、研究を重ねた結果、低C鋼にお
いて、Bを適正量添加して、その焼入性効果を利用する
と共に、Cu及びNiを複合添加することにより、鋼の
焼入れ性を 。
入れ性向上効果を利用するだけでは、強度、靭性ほか目
的とする望ましい特性を得ることは困難である。ここに
おいて、本発明者らは、研究を重ねた結果、低C鋼にお
いて、Bを適正量添加して、その焼入性効果を利用する
と共に、Cu及びNiを複合添加することにより、鋼の
焼入れ性を 。
一層向上させると同時に、Bの焼入れ性向上効果との相
乗効果によって、鋼の主要組織をヘイナイトとし、かく
して、強度を上昇させ得ると同時に、耐エロージヨン性
及び耐クリープ特性をも従来鋼と同等以上に改善できる
ことを見出したのである。
乗効果によって、鋼の主要組織をヘイナイトとし、かく
して、強度を上昇させ得ると同時に、耐エロージヨン性
及び耐クリープ特性をも従来鋼と同等以上に改善できる
ことを見出したのである。
次に、本発明によるCr−Mo鋼における化学成分の限
定理由について説明する。
定理由について説明する。
Cは、鋼の強度及び耐エロージヨン性を確保するために
、本発明鋼においては、0.03%以上を添加すること
が必要であるが、反面、clの増加と共に溶接性、靭性
が低下するので、添加量の上限は0.10%とする。
、本発明鋼においては、0.03%以上を添加すること
が必要であるが、反面、clの増加と共に溶接性、靭性
が低下するので、添加量の上限は0.10%とする。
Siは、強度の確保及び耐酸化性の向上のために有効で
あり、0.05%以上を含有させるが、しかし、過多に
含有させるときは、焼戻し脆化感受性を高めるので、含
有量の上限は1.00%とする。
あり、0.05%以上を含有させるが、しかし、過多に
含有させるときは、焼戻し脆化感受性を高めるので、含
有量の上限は1.00%とする。
Mnは、鋼の強度と延性を高めるのに有効であるが、過
多に添加すると、溶接性が低下するので、添加量は0.
30%〜0.95%の範囲とする。
多に添加すると、溶接性が低下するので、添加量は0.
30%〜0.95%の範囲とする。
′ Pは、鋼中に不純物として含有されるが、靭性及び
溶接性を損なうばかりでなく、焼戻し脆化感受性を高め
るため、極力低減することが望ましい。
溶接性を損なうばかりでなく、焼戻し脆化感受性を高め
るため、極力低減することが望ましい。
従って、本発明においては、Pの含有量は0.020%
以下とする。
以下とする。
Sも鋼中に不純物として含有されるが、鋼の靭 〜
性を著しく損なうので、極力低減することが望ましく、
含有量は0.015%以下とする。
性を著しく損なうので、極力低減することが望ましく、
含有量は0.015%以下とする。
Cuは、固溶強化及び析出強化に有効な成分であり、且
つ、耐エロージヨン性の向上にも効果がある。かかる効
果を有効に発揮させるためには、少なくとも0.05%
を添加する必要がある。一方、0.50%を越えて過多
に添加すると、熱間加工性が劣化するので、Cuの添加
量は0.05〜0.50%の範囲とする。
つ、耐エロージヨン性の向上にも効果がある。かかる効
果を有効に発揮させるためには、少なくとも0.05%
を添加する必要がある。一方、0.50%を越えて過多
に添加すると、熱間加工性が劣化するので、Cuの添加
量は0.05〜0.50%の範囲とする。
Niは、鋼の焼入れ性を増し、また、耐エロージヨン性
の向上に効果があり、更に、高温におけるオーステナイ
ト粒界へのCuの析出による亀甲割れを防止するのに有
効である。かがる効果を有効に発現させるためには、0
.05%以上を添加する必要があるが、しかし、高価な
元素であるので、実用的な観点からその添加量は0.0
5〜0.50%の範囲とする。
の向上に効果があり、更に、高温におけるオーステナイ
ト粒界へのCuの析出による亀甲割れを防止するのに有
効である。かがる効果を有効に発現させるためには、0
.05%以上を添加する必要があるが、しかし、高価な
元素であるので、実用的な観点からその添加量は0.0
5〜0.50%の範囲とする。
Crは、高温における耐食性と強度を確保するのに有効
であるので、少なくとも0.40%を添加する。しかし
、過度に添加すると溶接性が劣化するので、その添加量
の上°限は1.75%とする。
であるので、少なくとも0.40%を添加する。しかし
、過度に添加すると溶接性が劣化するので、その添加量
の上°限は1.75%とする。
MOは、鋼の焼入れ性、特にBと共存した場合の焼なら
し時の焼入れ性を高めるのに不可欠な元素である。また
、焼戻し軟化抵抗を高め、高温強度の向上にも有効であ
るので、0.20%以上の添加を必要とするが、高価な
元素であるので、その添加量は0.20〜0.75%の
範囲とする。
し時の焼入れ性を高めるのに不可欠な元素である。また
、焼戻し軟化抵抗を高め、高温強度の向上にも有効であ
るので、0.20%以上の添加を必要とするが、高価な
元素であるので、その添加量は0.20〜0.75%の
範囲とする。
Bは、前記したように、焼ならし時の焼入れ性を高め、
強度上昇に有効であるので、本発明鋼においては、0.
0003%以上を添加することが必要である。しかし、
0.0020%を越えて過剰に添加するときは、焼なら
し時にB化合物を生成し、焼入れ性を低下させると同時
に靭性の劣化を伴う。
強度上昇に有効であるので、本発明鋼においては、0.
0003%以上を添加することが必要である。しかし、
0.0020%を越えて過剰に添加するときは、焼なら
し時にB化合物を生成し、焼入れ性を低下させると同時
に靭性の劣化を伴う。
従って、添加量の上限は0.0020%とする。
5olA1は、前記したように、Nを固定し、また、組
織を微細化する作用があるが、その含有量がo、 o
o s%よりも少ないときは、上記の効果が期待できず
、一方、含有量が0.10%を越えると、鋼塊表面割れ
の原因となることから、その含有量は0.005〜0.
10%の範囲とする。
織を微細化する作用があるが、その含有量がo、 o
o s%よりも少ないときは、上記の効果が期待できず
、一方、含有量が0.10%を越えると、鋼塊表面割れ
の原因となることから、その含有量は0.005〜0.
10%の範囲とする。
Nは、その含有量が0. ’005%を越えるときは、
BNを生成しやすくなり、その結果、焼入れ性に有効な
り量が減少し、鋼板の焼入れ性が低下するので、含有量
は0.005%以下とする。
BNを生成しやすくなり、その結果、焼入れ性に有効な
り量が減少し、鋼板の焼入れ性が低下するので、含有量
は0.005%以下とする。
前記FF CMは、よく知られているように、溶接時の
低温割れ感受性を示す指標であり、溶接施工時の予熱温
度をより低くするためには、この値を極力低く抑える必
要がある。予熱温度を約100 ’Cにしても割れを生
じないようにするため、本発明Cr −M o鋼におい
ては、P6.4を0.27%以下とする。更に、予熱温
度を約50℃以下とするためには、PCMを0.23%
以下とすることが好ましい。
低温割れ感受性を示す指標であり、溶接施工時の予熱温
度をより低くするためには、この値を極力低く抑える必
要がある。予熱温度を約100 ’Cにしても割れを生
じないようにするため、本発明Cr −M o鋼におい
ては、P6.4を0.27%以下とする。更に、予熱温
度を約50℃以下とするためには、PCMを0.23%
以下とすることが好ましい。
本発明によれば、第2の発明によるCr−M。
鋼は、前記した元素に加えて、Nb、■及びCaよりな
る群から選ばれる少なくとも1種以上の元素を含有する
。
る群から選ばれる少なくとも1種以上の元素を含有する
。
Nb、Vは共に、結晶粒を微細化して強度を向上させる
のに有効であるが、それぞれ0.005%未満ではその
効果が期待できず、一方、それぞれ0.07%を越える
ときは、靭性及び溶接性を劣化させるのみならず、経済
性の点からも好ましくない。従って、その添加量は、そ
れぞれo、 o o s〜0.07%の範囲とする。
のに有効であるが、それぞれ0.005%未満ではその
効果が期待できず、一方、それぞれ0.07%を越える
ときは、靭性及び溶接性を劣化させるのみならず、経済
性の点からも好ましくない。従って、その添加量は、そ
れぞれo、 o o s〜0.07%の範囲とする。
Caは、靭性を改善し、溶接継手、ボンド部の靭性を向
上させ、更に、板厚方向の特性を改善する。かかる効果
を有効に発揮させるには、少なくとも0.0005%を
添加することが必要である。
上させ、更に、板厚方向の特性を改善する。かかる効果
を有効に発揮させるには、少なくとも0.0005%を
添加することが必要である。
しかし、0.0070%を越えて過多に添加するときは
、非金属介在物の量が増して、延性を低下させる。従っ
て、本発明鋼においては、その添加量をo、 o o
o s〜0.0070%の範囲とする。
、非金属介在物の量が増して、延性を低下させる。従っ
て、本発明鋼においては、その添加量をo、 o o
o s〜0.0070%の範囲とする。
上記Nb、■及びCaは必要に応じて適当に組み合わせ
て使用されるが、■を添加する場合も、PGMを0.2
7%以下に抑える必要がある。
て使用されるが、■を添加する場合も、PGMを0.2
7%以下に抑える必要がある。
本発明によるCr−Mo鋼を製造するには、常法に従い
、本発明による化学成分を存する鋼片を熱間圧延し引続
いて熱処理を行なえばよい。しがしながら、かかる方法
による製造においても、操作的にBの焼入れ性向上効果
を最大限に発揮させることが望ましい。即ち、NをA1
で固定する場合、厚板の製品圧延時、鋼片の加熱温度が
1150℃を越えると、A6Nの固溶が促進され、固溶
Nが増加する。このとき、オーステナイト粒界にBNを
析出するので、次に実施する焼ならし処理時におけるB
の焼入れ性向上効果が完全に発揮されない。従って、B
の焼入性向上効果を最大限に活用するためには、鋼片の
加熱温度を1200℃以下とすることが望ましい。
、本発明による化学成分を存する鋼片を熱間圧延し引続
いて熱処理を行なえばよい。しがしながら、かかる方法
による製造においても、操作的にBの焼入れ性向上効果
を最大限に発揮させることが望ましい。即ち、NをA1
で固定する場合、厚板の製品圧延時、鋼片の加熱温度が
1150℃を越えると、A6Nの固溶が促進され、固溶
Nが増加する。このとき、オーステナイト粒界にBNを
析出するので、次に実施する焼ならし処理時におけるB
の焼入れ性向上効果が完全に発揮されない。従って、B
の焼入性向上効果を最大限に活用するためには、鋼片の
加熱温度を1200℃以下とすることが望ましい。
また、焼ならし時に加速冷却を実施するごとにより、本
発明鋼の特性は大きく改善される。
発明鋼の特性は大きく改善される。
実施例
第1表に示す化学組成を有する本発明によるCr−Ma
il (Hv=176)及び従来鋼Cr−M o鋼2
(Hv=178) 、及び比較@3(Hv=136)の
それぞれの耐エロージヨン性を第1図に示す。従来鋼は
C量が高く、比較鋼は本発明鋼においてCu及びNiを
除いた化学成分組成を有する。
il (Hv=176)及び従来鋼Cr−M o鋼2
(Hv=178) 、及び比較@3(Hv=136)の
それぞれの耐エロージヨン性を第1図に示す。従来鋼は
C量が高く、比較鋼は本発明鋼においてCu及びNiを
除いた化学成分組成を有する。
耐エローシコン性は、それぞれ表面を研摩した直径10
龍の試験片の中心部に高圧で150℃の水を流速5m/
秒で500時間衝突させた後、試験片の腐食減電量を測
定して、評価した。
龍の試験片の中心部に高圧で150℃の水を流速5m/
秒で500時間衝突させた後、試験片の腐食減電量を測
定して、評価した。
比較鋼は、従来鋼と比較して耐エロージヨン性は低下し
ているが、Cu及びNiを複合添加した本発明鋼は、従
来鋼よりすぐれた耐エロージヨン性を有している。これ
は、Cu及びNiの複合添加によって、鋼の耐食性自体
が向上していること、また、焼入れ性向上により全体の
硬度が上昇していること、並びに低C化により、炭化物
の析出が少なく、結晶粒界及び粒内の強度差が小さいた
めに、局部的な腐食が起こり難くなっていることによる
。
ているが、Cu及びNiを複合添加した本発明鋼は、従
来鋼よりすぐれた耐エロージヨン性を有している。これ
は、Cu及びNiの複合添加によって、鋼の耐食性自体
が向上していること、また、焼入れ性向上により全体の
硬度が上昇していること、並びに低C化により、炭化物
の析出が少なく、結晶粒界及び粒内の強度差が小さいた
めに、局部的な腐食が起こり難くなっていることによる
。
第2図に本発明によるC r −M o鋼1及び従来の
Cr−Mo鋼の高温クリープ破断強度を示す。
Cr−Mo鋼の高温クリープ破断強度を示す。
横軸(P)はLarson−Mi 1lerパラメータ
を示し、Tは試験温度(K) 、tは破断時間(h)で
ある。
を示し、Tは試験温度(K) 、tは破断時間(h)で
ある。
本発明鋼の破断強度は、従来鋼のそれと比較して同等以
上である。これは、本発明鋼によれば、クリープ温度域
において、ボイド発生の核となる結晶粒界上の炭化物の
析出が少ないうえに、粒界と粒内の強度差が小さいため
、粒界に歪の集中が起こり難いことによるものである。
上である。これは、本発明鋼によれば、クリープ温度域
において、ボイド発生の核となる結晶粒界上の炭化物の
析出が少ないうえに、粒界と粒内の強度差が小さいため
、粒界に歪の集中が起こり難いことによるものである。
次に、第1表に示す化学成分を有する本発明鋼A−G及
び比較鋼H−Kからなる鋼板の熱処理条件1.その機械
的特性及び溶接性をそれぞれ示す。
び比較鋼H−Kからなる鋼板の熱処理条件1.その機械
的特性及び溶接性をそれぞれ示す。
本発明鋼は、比較鋼に比べてC量を大幅に低減している
ために、PCMが0.27%以下であって、比較鋼より
低い。そのために、本発明鋼の斜めY形溶接割れ試験に
おけるルート割れ防止予熱温度は、比較鋼の場合、10
0℃以上であるのに対して、本発明鋼によれば100℃
以下である。また、同時に、本発明鋼の0℃における吸
収エネルギーvEoは、比較鋼が10.Okgf−mで
あるのに対して、本発明鋼によれば、l0.Okgf−
m以上である。更に、破面遷移温度vTrsも、比較鋼
はOに ℃以上であるが、本発明鋼によれば0℃以下である。こ
のように、本発明鋼は、耐溶接割れ性、耐エロージヨン
性及び耐クリープ特性にすぐれ且つ、高強度高靭性を有
している。
ために、PCMが0.27%以下であって、比較鋼より
低い。そのために、本発明鋼の斜めY形溶接割れ試験に
おけるルート割れ防止予熱温度は、比較鋼の場合、10
0℃以上であるのに対して、本発明鋼によれば100℃
以下である。また、同時に、本発明鋼の0℃における吸
収エネルギーvEoは、比較鋼が10.Okgf−mで
あるのに対して、本発明鋼によれば、l0.Okgf−
m以上である。更に、破面遷移温度vTrsも、比較鋼
はOに ℃以上であるが、本発明鋼によれば0℃以下である。こ
のように、本発明鋼は、耐溶接割れ性、耐エロージヨン
性及び耐クリープ特性にすぐれ且つ、高強度高靭性を有
している。
第1図は本発明鋼、比較鋼及び従来鋼の耐エロージヨン
性を示すグラフ、第2図は本発明鋼及び従来鋼のクリー
プ破断強度を示すグラフである。 3C 第1図 手続補正書(自発) 昭和59年11月24日
性を示すグラフ、第2図は本発明鋼及び従来鋼のクリー
プ破断強度を示すグラフである。 3C 第1図 手続補正書(自発) 昭和59年11月24日
Claims (2)
- (1)重量%で C0.03〜0.10%、 Si0.05〜1.00%、 Mn0.30〜0.95%、 P0.020%以下、 S0.015%以下、 Cu0.05〜0.50%、 Ni0.05〜0.50%、 Cr0.40〜1.75%、 Mo0.20〜0.75%、 B0.0003〜0.0020%、 solAl0.005〜0.100%、 N0.005%以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 P_C_M=C+(Si)/(30)+(Mn+Cu+
Cr)/(20)+(Ni)/(60)で定義されるP
_C_Mが0.27%以下であり、且つ、その主要組織
がベイナイトであることを特徴とする耐溶接割れ性、耐
エロージョン性及び耐クリープ特性にすぐれる高強度高
靭性焼ならし焼戻し型低炭素Cr−Mo鋼板。 - (2)重量%で (a)C0.03〜0.10%、 Si0.05〜1.00%、 Mn0.30〜0.95%、 P0.020%以下、 S0.015%以下、 Cu0.05〜0.50%、 Ni0.05〜0.50%、 Cr0.40〜1.75%、 Mo0.20〜0.75%、 B0.0003〜0.0020%、 solAl0.005〜0.100%、 N0.005%であり、且つ、 (b)Nb0.005〜0.07%、 V0.005〜0.07%、及び Ca0.0005〜0.0070% よりなる群から選ばれる少なくとも1種以上、及び残部
鉄及び不可避的不純物よりなり、 P_C_M=C+(Si)/(30)+(Mn+Cu+
Cr)/(20)+(Ni)/(60)+(Mo)/(
15)+(V)/(10)+5B(%)で定義されるP
_C_Mが0.27%以下であり、且つ、その主要組織
がベイナイトであることを特徴とする耐溶接割れ性、耐
エロージョン性及び耐クリープ特性にすぐれる高強度高
靭性焼ならし焼戻し型低炭素Cr−Mo鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22528084A JPS61104056A (ja) | 1984-10-25 | 1984-10-25 | 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Cr−Mo鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22528084A JPS61104056A (ja) | 1984-10-25 | 1984-10-25 | 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Cr−Mo鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61104056A true JPS61104056A (ja) | 1986-05-22 |
JPH0368100B2 JPH0368100B2 (ja) | 1991-10-25 |
Family
ID=16826855
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22528084A Granted JPS61104056A (ja) | 1984-10-25 | 1984-10-25 | 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Cr−Mo鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61104056A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61186453A (ja) * | 1985-02-13 | 1986-08-20 | Kobe Steel Ltd | すぐれた耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性を有する高強度高靭性焼ならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
JPS62146247A (ja) * | 1985-12-20 | 1987-06-30 | Kobe Steel Ltd | 多層容器用Cr−Mo鋼板 |
JPH01316419A (ja) * | 1988-06-14 | 1989-12-21 | Nippon Steel Corp | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
JPH02254133A (ja) * | 1989-03-28 | 1990-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温での弾性率低下の少ない鉄骨建築用鋼材の製造方法 |
-
1984
- 1984-10-25 JP JP22528084A patent/JPS61104056A/ja active Granted
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61186453A (ja) * | 1985-02-13 | 1986-08-20 | Kobe Steel Ltd | すぐれた耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性を有する高強度高靭性焼ならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
JPS62146247A (ja) * | 1985-12-20 | 1987-06-30 | Kobe Steel Ltd | 多層容器用Cr−Mo鋼板 |
JPH01316419A (ja) * | 1988-06-14 | 1989-12-21 | Nippon Steel Corp | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
JPH0635618B2 (ja) * | 1988-06-14 | 1994-05-11 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
JPH02254133A (ja) * | 1989-03-28 | 1990-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温での弾性率低下の少ない鉄骨建築用鋼材の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0368100B2 (ja) | 1991-10-25 |
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