JPS6144121A - 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 - Google Patents
高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法Info
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- JPS6144121A JPS6144121A JP59165580A JP16558084A JPS6144121A JP S6144121 A JPS6144121 A JP S6144121A JP 59165580 A JP59165580 A JP 59165580A JP 16558084 A JP16558084 A JP 16558084A JP S6144121 A JPS6144121 A JP S6144121A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- Organic Chemistry (AREA)
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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】
〔発明の目的〕
本発明は、高強度、高・靭性圧力容器用鋼の製造方法に
係り、低C系の鋼においても優れた強度、靭性を具備し
た圧力容器用鋼の製造方法を提供しようとするものであ
る。
係り、低C系の鋼においても優れた強度、靭性を具備し
た圧力容器用鋼の製造方法を提供しようとするものであ
る。
産業上の利用分野
高強度、高・靭性圧力容器用鋼の製造技術。
従来の技術
石油積製設(Iiii等に使用されるI′/4Cr−′
/2Moないし3Cr−IMoのようなCr −Mo鋼
は、↑n製効率向上を図るためその装置が高温、高圧化
される傾向にあるところからその高温および常温下での
高強度化が要望されている。然してこのような高強度化
対策として従来からB処理による焼入性の確保や、Cl
および合金元素を規格上限まで添加する方法が採られて
いる。また、■、N b s T 五等の微量合金(m
icro alloying)元素の添加による高強度
化も提案されており、又このものにおいて高温加熱規準
又は高温加熱焼入−焼戻しも提案されている。
/2Moないし3Cr−IMoのようなCr −Mo鋼
は、↑n製効率向上を図るためその装置が高温、高圧化
される傾向にあるところからその高温および常温下での
高強度化が要望されている。然してこのような高強度化
対策として従来からB処理による焼入性の確保や、Cl
および合金元素を規格上限まで添加する方法が採られて
いる。また、■、N b s T 五等の微量合金(m
icro alloying)元素の添加による高強度
化も提案されており、又このものにおいて高温加熱規準
又は高温加熱焼入−焼戻しも提案されている。
発明が解決しようとする問題点
しかし前記したB処理による焼入性の確保やC量および
合金元素を規格上限まで添加する方法では、それによっ
て高強度化を図っても極厚鋼板では長時間の応力除去焼
鈍(PWHT)が必要であるためA S M E S
c、−■ Div、 1に規定される高温の許容応力
を満足することが困難である。
合金元素を規格上限まで添加する方法では、それによっ
て高強度化を図っても極厚鋼板では長時間の応力除去焼
鈍(PWHT)が必要であるためA S M E S
c、−■ Div、 1に規定される高温の許容応力
を満足することが困難である。
又高C化は耐水素侵食性(高温高圧雰囲気に鋼材が曝さ
れることにより水素ガスが熱解離によって鋼表面から原
子状水素として材料中に拡散し鋼中に存在する炭化物と
結合してメタンガスが発生することによる侵食に耐える
特性)、耐0verlayD isbonding性(
Cr −Mol製圧力容器等の内面にはステンレス鋼な
どを肉盛溶接して使用するが、操業中断(shaL d
ou+n )などにおいて圧力容器温度が低下して来る
と水素の溶解度減少に伴って水素がCr −Mo鋼と肉
盛金属の界面部分に集積し肉盛金属の剥離をもたらす現
象に耐える特性)および溶接性を害する。
れることにより水素ガスが熱解離によって鋼表面から原
子状水素として材料中に拡散し鋼中に存在する炭化物と
結合してメタンガスが発生することによる侵食に耐える
特性)、耐0verlayD isbonding性(
Cr −Mol製圧力容器等の内面にはステンレス鋼な
どを肉盛溶接して使用するが、操業中断(shaL d
ou+n )などにおいて圧力容器温度が低下して来る
と水素の溶解度減少に伴って水素がCr −Mo鋼と肉
盛金属の界面部分に集積し肉盛金属の剥離をもたらす現
象に耐える特性)および溶接性を害する。
又微細合金元素の添加による高強度化は通常行われてい
る加熱温度の熱間加工、焼串、焼入−焼戻し処理の場合
にはそれら元素の容体化が不充分なため微細炭窒化物に
よる強化が有効になされない。そこでこのものにおいて
高温加熱規準又は高温加熱焼入れ焼戻しが提案されてい
るが、その高温加熱熱処理は高強度化には有効であって
も加熱時の1粒の粗大化により靭性劣化が著しい。然し
て、近時高温用圧力容器に対しても、特に水素環境下で
使用されるものには装置の安全性に対する配慮が重要視
される趨勢にあるから高強度とともに靭性改善も重要で
あるから好ましいものでないことは明らかである。
る加熱温度の熱間加工、焼串、焼入−焼戻し処理の場合
にはそれら元素の容体化が不充分なため微細炭窒化物に
よる強化が有効になされない。そこでこのものにおいて
高温加熱規準又は高温加熱焼入れ焼戻しが提案されてい
るが、その高温加熱熱処理は高強度化には有効であって
も加熱時の1粒の粗大化により靭性劣化が著しい。然し
て、近時高温用圧力容器に対しても、特に水素環境下で
使用されるものには装置の安全性に対する配慮が重要視
される趨勢にあるから高強度とともに靭性改善も重要で
あるから好ましいものでないことは明らかである。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
本発明は上記したような従来のものの問題点を解消する
ように検討を重ねて創案されたものであって、 c:0.o3〜0.12wt%、 Si : 0.10wt%を超え0.80wt%未満、
Mn : 0.45wt%を超え1.00wt%未満、
Cr : 0.80wt%を超え3.50wt%未満、
Mo : 0.10wt%を超え1.60wt%未満、
Ni : 0.10wt%を超え0.50wt%未満、
sol、八l : 0.010wt%を超え0.040
wt%未満、 を含有すると共に、 V : 0.05〜0.40wt%、Nb: 0.o
2〜0.20wt% の何れか1種または2種を含有し、更に、Ti : 0
.010wt%未満、 B : 0.0 0 0 2〜0.0 O10w
t%、N:0.0040wt%え鳩。
ように検討を重ねて創案されたものであって、 c:0.o3〜0.12wt%、 Si : 0.10wt%を超え0.80wt%未満、
Mn : 0.45wt%を超え1.00wt%未満、
Cr : 0.80wt%を超え3.50wt%未満、
Mo : 0.10wt%を超え1.60wt%未満、
Ni : 0.10wt%を超え0.50wt%未満、
sol、八l : 0.010wt%を超え0.040
wt%未満、 を含有すると共に、 V : 0.05〜0.40wt%、Nb: 0.o
2〜0.20wt% の何れか1種または2種を含有し、更に、Ti : 0
.010wt%未満、 B : 0.0 0 0 2〜0.0 O10w
t%、N:0.0040wt%え鳩。
を含有し、しかも前記JJとTiiが
N < X Ti + 0.0024%の関係を
満し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、1
200℃以上の温度に加熱後、1050℃以上の温度で
30%以上の累積圧下を行う圧延を行い、直接焼入れし
、最終的に焼戻すことを特徴とする高強度、高靭性圧力
容器用鋼の製造方法である。
満し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、1
200℃以上の温度に加熱後、1050℃以上の温度で
30%以上の累積圧下を行う圧延を行い、直接焼入れし
、最終的に焼戻すことを特徴とする高強度、高靭性圧力
容器用鋼の製造方法である。
作用
C: 0.03〜0.12wt%の低ヘース鋼に0.0
5〜0.4wt%■および0.02〜0.20wt%N
bの何れかIMXまたは2種を添加し、同時に焼入性を
6TI保するために0.10〜0.50%NiおよびT
i、Nを N<0.29wt%Ti −0,OO24wt%Ti〈
0.0 1 0wt% N<0.0040wt% の各条件を満足するように含有せしめ、Bを0.000
2〜O,OO10wt%の範囲で含有させた鋼を用いる
ことにより遊離NをTiによって固定し、しかもT1の
過剰添加による靭性劣化を直接焼入によっても来すこと
なく、又粗大TiNの生成を回避してBの焼入性に対す
る効果を充分に発揮する。直接焼入に際して1200℃
以上に加熱することで■、Nb等の溶体化を十分に図り
、又1050°C以上の累積圧下を30%以上として圧
延することによりγ粒を細粒化し、この状態で直接焼入
することによって靭性を害することなしに大幅な強度上
昇を図らしめる。
5〜0.4wt%■および0.02〜0.20wt%N
bの何れかIMXまたは2種を添加し、同時に焼入性を
6TI保するために0.10〜0.50%NiおよびT
i、Nを N<0.29wt%Ti −0,OO24wt%Ti〈
0.0 1 0wt% N<0.0040wt% の各条件を満足するように含有せしめ、Bを0.000
2〜O,OO10wt%の範囲で含有させた鋼を用いる
ことにより遊離NをTiによって固定し、しかもT1の
過剰添加による靭性劣化を直接焼入によっても来すこと
なく、又粗大TiNの生成を回避してBの焼入性に対す
る効果を充分に発揮する。直接焼入に際して1200℃
以上に加熱することで■、Nb等の溶体化を十分に図り
、又1050°C以上の累積圧下を30%以上として圧
延することによりγ粒を細粒化し、この状態で直接焼入
することによって靭性を害することなしに大幅な強度上
昇を図らしめる。
実施例
上記したような本発明によるものについて更に説明する
と、本発明者等はCr−Mo鋼入の高強度化ならびに耐
水素侵食性(HA : HydrogenHA tra
ck)、耐Overlay Disbonding性お
よび溶接性の如きの全般についての改善を目的として低
C(60,12%)ベースのCr −M o鋼に直接焼
入(DIRECT Quench :以下DQという
)を適用し、DQ材の強度、靭性に及ぼす合金元素の影
響を調査検査した結果、特定組成を存するCr−Mo鋼
に特定条件のDQを適用することにより靭性を害−3と
なし、大幅な強度上昇を図り得る。とを確認した。
と、本発明者等はCr−Mo鋼入の高強度化ならびに耐
水素侵食性(HA : HydrogenHA tra
ck)、耐Overlay Disbonding性お
よび溶接性の如きの全般についての改善を目的として低
C(60,12%)ベースのCr −M o鋼に直接焼
入(DIRECT Quench :以下DQという
)を適用し、DQ材の強度、靭性に及ぼす合金元素の影
響を調査検査した結果、特定組成を存するCr−Mo鋼
に特定条件のDQを適用することにより靭性を害−3と
なし、大幅な強度上昇を図り得る。とを確認した。
即ち本発明はこのような新しい知見に裁いて、DQの通
用により低C系の鋼においても優れた高温強度性、高靭
性および溶接性を共に具備したCr−MoFAの製造方
法を提供するものであって、その特徴を説明すると以下
の如くである。
用により低C系の鋼においても優れた高温強度性、高靭
性および溶接性を共に具備したCr−MoFAの製造方
法を提供するものであって、その特徴を説明すると以下
の如くである。
低Cベースの鋼(C: 0.03〜0.12wt%)に
、wt%(以下車に%という)で0.05〜0.4%■
および0.02〜0.2%Nbの1種または2種を添加
し、又焼入性を確保するために0.10〜0.50%の
Niおよび0.0024〜0.29%のN、0.12%
以下のTiを添加し、又Bを0.0002〜0.ooi
o%の範囲で含有したCr−Mo@をDQを適用して製
造する。このDQの条件とじては、圧延加熱温度は12
00℃以上の高恩として■、Nb等の溶体化を充分に図
り、1050℃以上の温度で30%以上の累積圧下を行
う圧延をなし、γ粒を細粒にした後DQL、最終的に焼
戻すものである。
、wt%(以下車に%という)で0.05〜0.4%■
および0.02〜0.2%Nbの1種または2種を添加
し、又焼入性を確保するために0.10〜0.50%の
Niおよび0.0024〜0.29%のN、0.12%
以下のTiを添加し、又Bを0.0002〜0.ooi
o%の範囲で含有したCr−Mo@をDQを適用して製
造する。このDQの条件とじては、圧延加熱温度は12
00℃以上の高恩として■、Nb等の溶体化を充分に図
り、1050℃以上の温度で30%以上の累積圧下を行
う圧延をなし、γ粒を細粒にした後DQL、最終的に焼
戻すものである。
然してこのような本発明の重要な構成要素であるDQに
ついて説明するならば、このDQプロセスの適用によっ
て大幅な強度上昇が図られる関係\は添付図面にその1
例を示す如くである。即ち0.06%C−0,5%Ni
−0,007%Ti−0、OO08%B−0,003%
N系2!4Cr−IMo鋼をベース成分とし、これに■
を添加し、DQプロセス(板厚130龍相当)を適用す
ると約20kg/am2以上のTS上昇が得られる。つ
ます0.06%のような低Cレベルにおいても従来鋼に
比較して靭性を害することなく大幅な強度上昇を図り得
ることが理解される。
ついて説明するならば、このDQプロセスの適用によっ
て大幅な強度上昇が図られる関係\は添付図面にその1
例を示す如くである。即ち0.06%C−0,5%Ni
−0,007%Ti−0、OO08%B−0,003%
N系2!4Cr−IMo鋼をベース成分とし、これに■
を添加し、DQプロセス(板厚130龍相当)を適用す
ると約20kg/am2以上のTS上昇が得られる。つ
ます0.06%のような低Cレベルにおいても従来鋼に
比較して靭性を害することなく大幅な強度上昇を図り得
ることが理解される。
又Nb添加も■と略同様な効果を得しめ、DQにより大
幅な強度上昇を得しめる。しかしTiの添加は同図に示
すように強度上昇は図れても同時に靭性を著しく害する
。このことは遊離Nを固定する以上の過剰なTi添加は
好ましくないことを示す。
幅な強度上昇を得しめる。しかしTiの添加は同図に示
すように強度上昇は図れても同時に靭性を著しく害する
。このことは遊離Nを固定する以上の過剰なTi添加は
好ましくないことを示す。
一方1250 ’Cのような高温条件での再加熱焼入れ
(RHQ、130u相当)の場合は、強度についてはD
Qの場合と略同等のレベルが得られるが、靭性は著しく
劣化する。これは前述のように閏温再加熱時に1粒が粗
大化するためであって、DQプロセスの効果はこの粗大
化した1粒を1050℃以上の温度域で30%以上の累
積圧下を行うことにより細粒化してから直接焼入れし、
靭性への悪影響を取除くことにある。即ち圧力容器用鋼
におけるDQプロセスの要点は圧延のための加熱温度を
1200℃以上として通常の焼型や熱間加工温度(=9
50℃)では固溶し難い■。
(RHQ、130u相当)の場合は、強度についてはD
Qの場合と略同等のレベルが得られるが、靭性は著しく
劣化する。これは前述のように閏温再加熱時に1粒が粗
大化するためであって、DQプロセスの効果はこの粗大
化した1粒を1050℃以上の温度域で30%以上の累
積圧下を行うことにより細粒化してから直接焼入れし、
靭性への悪影響を取除くことにある。即ち圧力容器用鋼
におけるDQプロセスの要点は圧延のための加熱温度を
1200℃以上として通常の焼型や熱間加工温度(=9
50℃)では固溶し難い■。
Nb等の元素の溶体化を充分に図り、その後1050℃
以上の温度で30%以上の累積圧下をなし、十分に細粒
化したオーステナイトを直接焼入することにより、焼入
−焼戻後の強度、靭性を何れも改善することである。斯
様なりQプロセスの適用によりこの種の圧力容器用Cr
Mo鋼の強度、靭性を低下させずに、しかも成分的に低
C化が可能となる。又この製造法により製造したC r
M o 1Jjlハ、耐HA性、耐0LDB性およ
び溶接性などについても優れたものとすることが期待さ
れる。
以上の温度で30%以上の累積圧下をなし、十分に細粒
化したオーステナイトを直接焼入することにより、焼入
−焼戻後の強度、靭性を何れも改善することである。斯
様なりQプロセスの適用によりこの種の圧力容器用Cr
Mo鋼の強度、靭性を低下させずに、しかも成分的に低
C化が可能となる。又この製造法により製造したC r
M o 1Jjlハ、耐HA性、耐0LDB性およ
び溶接性などについても優れたものとすることが期待さ
れる。
次に本発明るよるものの構成上、重要な要件をなす鋼の
成分組成設定理由について説明すると、以下の如くであ
る。
成分組成設定理由について説明すると、以下の如くであ
る。
Cは、耐HA性、耐0LDB性および溶接性の観点から
0.12%以下の低C系が好ましいが、一方焼入性確保
、高温強度の観点からは0.03%以上が必要であって
、0.03〜0.12%とした。
0.12%以下の低C系が好ましいが、一方焼入性確保
、高温強度の観点からは0.03%以上が必要であって
、0.03〜0.12%とした。
Niは、低Cベースであることから焼入性を確保するた
め0.1%を越えることが必要であるが、又0.5%以
上の含有は焼戻し脆化感受性を高めることから好ましく
ないので0.1%を超え0.5%未満とする。
め0.1%を越えることが必要であるが、又0.5%以
上の含有は焼戻し脆化感受性を高めることから好ましく
ないので0.1%を超え0.5%未満とする。
Siは、強度確保および耐酸化性の事由から0.10%
程度は必要であるが、同時に0.8%以上となると靭性
低下、焼戻し跪性官受性やHA怒受性の増大を来すので
0.10%を超え、0.80%未満とする。
程度は必要であるが、同時に0.8%以上となると靭性
低下、焼戻し跪性官受性やHA怒受性の増大を来すので
0.10%を超え、0.80%未満とする。
Mnは、強度、靭性を向上さ−Uるために有効であるが
、焼戻し脆化感受性を高めることから0.45<Mn<
1.00%の範囲とする。
、焼戻し脆化感受性を高めることから0.45<Mn<
1.00%の範囲とする。
Crは、圧力容器用鋼にとって重要な性能である高温強
度、耐水素アタック性、耐酸化性に対して有効であって
0.80%以上含有させることが必要であるが、一方コ
ストおよび溶接性の観点より3.50%を上限どした。
度、耐水素アタック性、耐酸化性に対して有効であって
0.80%以上含有させることが必要であるが、一方コ
ストおよび溶接性の観点より3.50%を上限どした。
MOは、安定的に炭化物を生成するためにCr同様に、
高温強度、クリープ強度、耐水素アタック性に有効であ
るが、過剰な添加は溶接性を害し、経済性をl員うため
0.10<Mo< 1.60%の範囲とした。
高温強度、クリープ強度、耐水素アタック性に有効であ
るが、過剰な添加は溶接性を害し、経済性をl員うため
0.10<Mo< 1.60%の範囲とした。
又■、Nbは、それぞれ焼戻しにより安定な炭化物を形
成し、高温強度、クリープ強度や耐水素アクツク特性を
改善するもので、このためには■: 0.05%以上、
Nb:0.02%以上は必要である。然しこれらのもの
が多過ぎると靭性および溶接性を害するので、上限につ
いては■が0.40%、Nbについては0.20%とす
ることが必要である。
成し、高温強度、クリープ強度や耐水素アクツク特性を
改善するもので、このためには■: 0.05%以上、
Nb:0.02%以上は必要である。然しこれらのもの
が多過ぎると靭性および溶接性を害するので、上限につ
いては■が0.40%、Nbについては0.20%とす
ることが必要である。
sol、Aβは、結晶粒の微細化および固溶Nの固定に
よりBの焼入性効果を傷める働きがあるが、過剰な添加
はクリープ強度および耐水素侵食性を劣化させるために
0.010<sol、Aj!<0.040%とした。
よりBの焼入性効果を傷める働きがあるが、過剰な添加
はクリープ強度および耐水素侵食性を劣化させるために
0.010<sol、Aj!<0.040%とした。
不純物元素であるP、Sについては、靭性の確保という
観点からP≦0.015%、S≦0.007%にコント
ロールすることが望ましい。
観点からP≦0.015%、S≦0.007%にコント
ロールすることが望ましい。
上のような成分組成のものにおいて、本発明における鋼
の特徴であるTi、B、Nに関して説明すると、以下の
如くである。
の特徴であるTi、B、Nに関して説明すると、以下の
如くである。
即ち先ず、Tiの添加は、本発明においてはBの焼入性
効果を有効に活用するために遊111JNを固定する目
的で添加するものであるが、過剰のTi添加は特にDQ
材の場合には後述するように靭性を著しく劣化させるこ
ととなるので好ましくないので0.010%未満とする
。Cr−MO′FJにおいて溶接性や強度、靭性の改善
対策としてTi、Bを添加すること自体は従来から採ら
れているところであるが、本発明における如き圧力容器
用鋼板に使用される例えば30トン以上の大型大華重鋼
塊の場合には凝固時の冷却速度が遅くなり鋼塊中心部に
粗大なTiNを生成し靭性に悪影響を与える。本発明者
等はこのようなCr−Mo鋼において ”T’ i F
f(とNfilのバランスおよび強度、靭性の関係につ
いて仔細な検討をなし、上記のような粗大 TiNの生
成を抑制し、強度と靭性がともに優れたT i Pjl
とNLIのバランスが存在することを確認しており、こ
のような技術的背景に基いて前記のような範囲のTi添
加をなすものである。
効果を有効に活用するために遊111JNを固定する目
的で添加するものであるが、過剰のTi添加は特にDQ
材の場合には後述するように靭性を著しく劣化させるこ
ととなるので好ましくないので0.010%未満とする
。Cr−MO′FJにおいて溶接性や強度、靭性の改善
対策としてTi、Bを添加すること自体は従来から採ら
れているところであるが、本発明における如き圧力容器
用鋼板に使用される例えば30トン以上の大型大華重鋼
塊の場合には凝固時の冷却速度が遅くなり鋼塊中心部に
粗大なTiNを生成し靭性に悪影響を与える。本発明者
等はこのようなCr−Mo鋼において ”T’ i F
f(とNfilのバランスおよび強度、靭性の関係につ
いて仔細な検討をなし、上記のような粗大 TiNの生
成を抑制し、強度と靭性がともに優れたT i Pjl
とNLIのバランスが存在することを確認しており、こ
のような技術的背景に基いて前記のような範囲のTi添
加をなすものである。
Bは、固溶Nが上記したようなTi等によって充分に固
定されている場合においては0.0002%以上の添加
で焼入性向上効果が適切に認められ、一方0.ooio
%を超えて添加することは逆に焼入性を低下させると共
に熱間加工性をも低下させることが多くの実地検討で確
認され、従って0、 OOO2〜0.0010%の範囲
とすることが必要である。
定されている場合においては0.0002%以上の添加
で焼入性向上効果が適切に認められ、一方0.ooio
%を超えて添加することは逆に焼入性を低下させると共
に熱間加工性をも低下させることが多くの実地検討で確
認され、従って0、 OOO2〜0.0010%の範囲
とすることが必要である。
Nについては、上記したBの焼入性はNlによってかな
り急激に変化することが確認され、少くともNlが0.
0024%未満のときには強度、靭性が大幅に向上され
てBの焼入性が充分に発揮されていることが解明されて
いる。即ちこの場合の焼串温度においては次式、 B〔固溶〕十N〔固溶)=BN(析出物〕の平衡関係が
考えられ、total N量が前記0.0024%未満
においてはBN(析出物〕が殆んど存在せず、鋼中Bお
よび鋼中Nの殆んどはB〔固溶〕、N〔固溶〕として存
在し、その結果として前記のように焼入性が大きくなっ
ているものと認められる。然して強力なN固定元素であ
るTiが存在する場合は焼串温度で鋼中Nの一部、つま
りTi含、 ”[iM:(iL7゜”ゝ0化
7■論的結舶′41のNはTiNとして結合し固定され
ている。従ってBに充分な焼入性を発揮させるためには
Tiに即らN<0.0040%で、’I” i < 0
.010%の範囲内においては鋼中Nと鋼中Tiの関係
が、N < −xTi(り + 0.0024の関係
を満足する範囲内では高強度且つ高靭性が得られるが、
N > −x Ti (χ)+0.0024となるとB
の焼入性が発揮されず、低強度、低靭性材しか得られな
い、然してNと0.0040%のような高Nll領域で
、上記の条件を満足するようにTiを添加すると、例え
ば単重30トン以上の大型鋼塊では鋼塊中心部のa同速
度が遅くなって1、c+m以上の粗大TiNが多数発生
し、靭性を著しく劣化させるのでTi、Nff1の範囲
としては、Ti<0.010%で、且つN<0.004
0%であることが強度と靭性を共に確保する上において
非常に重要である。
り急激に変化することが確認され、少くともNlが0.
0024%未満のときには強度、靭性が大幅に向上され
てBの焼入性が充分に発揮されていることが解明されて
いる。即ちこの場合の焼串温度においては次式、 B〔固溶〕十N〔固溶)=BN(析出物〕の平衡関係が
考えられ、total N量が前記0.0024%未満
においてはBN(析出物〕が殆んど存在せず、鋼中Bお
よび鋼中Nの殆んどはB〔固溶〕、N〔固溶〕として存
在し、その結果として前記のように焼入性が大きくなっ
ているものと認められる。然して強力なN固定元素であ
るTiが存在する場合は焼串温度で鋼中Nの一部、つま
りTi含、 ”[iM:(iL7゜”ゝ0化
7■論的結舶′41のNはTiNとして結合し固定され
ている。従ってBに充分な焼入性を発揮させるためには
Tiに即らN<0.0040%で、’I” i < 0
.010%の範囲内においては鋼中Nと鋼中Tiの関係
が、N < −xTi(り + 0.0024の関係
を満足する範囲内では高強度且つ高靭性が得られるが、
N > −x Ti (χ)+0.0024となるとB
の焼入性が発揮されず、低強度、低靭性材しか得られな
い、然してNと0.0040%のような高Nll領域で
、上記の条件を満足するようにTiを添加すると、例え
ば単重30トン以上の大型鋼塊では鋼塊中心部のa同速
度が遅くなって1、c+m以上の粗大TiNが多数発生
し、靭性を著しく劣化させるのでTi、Nff1の範囲
としては、Ti<0.010%で、且つN<0.004
0%であることが強度と靭性を共に確保する上において
非常に重要である。
上記したような成分組成の鋼にたいする直接焼入(DQ
)に関する条件限定理由については以下の如くである。
)に関する条件限定理由については以下の如くである。
先ず鋼片加熱温度は、1200°C以上であって、12
00°C未満ではV、Nbの固溶が充分におこらず、従
って上述したような本発明の低C量のもとて高強度を得
ることができない。
00°C未満ではV、Nbの固溶が充分におこらず、従
って上述したような本発明の低C量のもとて高強度を得
ることができない。
又本発明では1050℃以上における累積圧下率を30
%以上とするもので、1050 ’C以上の温度域で圧
下することにより再結晶は起るが、累積圧下率が30%
未満では再結晶オーステナイトが十分に微細化せず、D
’Qを行っても十分な靭性が得られない。
%以上とするもので、1050 ’C以上の温度域で圧
下することにより再結晶は起るが、累積圧下率が30%
未満では再結晶オーステナイトが十分に微細化せず、D
’Qを行っても十分な靭性が得られない。
なお本発明においては必ずしも圧延を1050℃以上で
終了することを要しない。即ち既に説明したように10
50°C以上の温度域で十分な累積圧下を行い、倣細な
再結晶オーステナイトとしておけば、それ以下の温度で
圧下を行っても本発明の効果を何等妨げるものではない
。但しAr、意思下の温度まで圧下を加えることは、直
接焼入−焼戻後の靭性を劣化させるので仕上温度はAr
3以上とする必要がある。焼戻しについて言うならば、
焼入れ処理された材料は通常焼戻される。本発明でも最
終処理とて焼戻しを行うことは従来のものと変りはない
。本発明における焼戻温度は通常のCr −M o鋼に
おける焼戻しのそれと特に差はなく、675°C”Ac
1の温度域で行う。
終了することを要しない。即ち既に説明したように10
50°C以上の温度域で十分な累積圧下を行い、倣細な
再結晶オーステナイトとしておけば、それ以下の温度で
圧下を行っても本発明の効果を何等妨げるものではない
。但しAr、意思下の温度まで圧下を加えることは、直
接焼入−焼戻後の靭性を劣化させるので仕上温度はAr
3以上とする必要がある。焼戻しについて言うならば、
焼入れ処理された材料は通常焼戻される。本発明でも最
終処理とて焼戻しを行うことは従来のものと変りはない
。本発明における焼戻温度は通常のCr −M o鋼に
おける焼戻しのそれと特に差はなく、675°C”Ac
1の温度域で行う。
本発明方法によるものの具体的な製造例について比較例
と共に説明すると以下の如くである。
と共に説明すると以下の如くである。
先ず本発明者等の用いた本発明で規定する範囲内の鋼お
よび範囲外の従来の鋼についてその化学成分を併せて示
すと次よ第1表の如くであり、八〜Eは本発明規定範囲
内の鋼で、F〜ト■は範囲外の従来鋼であって、それぞ
れCが0.12%以上であり、C「、Moは本発明範囲
内であるが、鋼GばT、Nが高い。
よび範囲外の従来の鋼についてその化学成分を併せて示
すと次よ第1表の如くであり、八〜Eは本発明規定範囲
内の鋼で、F〜ト■は範囲外の従来鋼であって、それぞ
れCが0.12%以上であり、C「、Moは本発明範囲
内であるが、鋼GばT、Nが高い。
上記したような各鋼に対する熱延条件を要約して示すと
次の第2表の如くであって、鋼A−Eに対しては本発明
に従ったDQがなされている。
次の第2表の如くであって、鋼A−Eに対しては本発明
に従ったDQがなされている。
然して得られた各鋼についての機械的特性を測定した結
果について要約して示すと次の第3表の如くである。
果について要約して示すと次の第3表の如くである。
即ち本発明によるものはIV4Cr ’AMo〜3C
r−IMoの何れの成分系においても従来鋼F〜Hに比
較して常温および高温強度、クリープ強度および靭性の
何れにおいても優れた値を示している。また耐HA性、
耐0LDB性および溶接性の如きに関しても本発明によ
るものが従来鋼に比し好ましい改善の得られていること
が確認された。
r−IMoの何れの成分系においても従来鋼F〜Hに比
較して常温および高温強度、クリープ強度および靭性の
何れにおいても優れた値を示している。また耐HA性、
耐0LDB性および溶接性の如きに関しても本発明によ
るものが従来鋼に比し好ましい改善の得られていること
が確認された。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときは低C系鋼におい
て好ましい高強度性、高靭性を得しめ、即ち近時におけ
る製造技術の進歩に適合して強度、靭性、耐HA性、耐
0LDB性、溶接性の如き何れにおいても優れた特性を
示す圧力容器用Cr−Mo鋼を的確に得しめるものであ
るから工業的にその効果の大きい発明である。
て好ましい高強度性、高靭性を得しめ、即ち近時におけ
る製造技術の進歩に適合して強度、靭性、耐HA性、耐
0LDB性、溶接性の如き何れにおいても優れた特性を
示す圧力容器用Cr−Mo鋼を的確に得しめるものであ
るから工業的にその効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、0.0
6%C30,5%Ni−0,027%T i −0、0
008%B−0,003%N系、2’iiCr−IMo
jlをベース成分とし、これにVを添加し直接焼入した
ものと比較例についての強度特性を示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発明者 鉛末 冶雄 同 高野 俊夫 同 束 1) 幸四部 同 埋木 裕昭 1/、IJら丁t% 手続補正書(自発) 昭和 80.7.ヤ6B
6%C30,5%Ni−0,027%T i −0、0
008%B−0,003%N系、2’iiCr−IMo
jlをベース成分とし、これにVを添加し直接焼入した
ものと比較例についての強度特性を示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発明者 鉛末 冶雄 同 高野 俊夫 同 束 1) 幸四部 同 埋木 裕昭 1/、IJら丁t% 手続補正書(自発) 昭和 80.7.ヤ6B
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 C:0.03〜0.12wt%、 Si:0.10wt%を超え0.80wt%未満、Mn
:0.45wt%を超え1.00wt%未満、Cr:0
.80wt%を超え3.50wt%未満、Mo:0.1
0wt%を超え1.60wt%未満、Ni:0.10w
t%を超え0.50wt%未満、sol、Al:0.0
10wt%を超え0.040wt%未満、 を含有すると共に、 V:0.05〜0.40wt%、Nb:0.02〜0.
20wt% の何れか1種または2種を含有し、更に、 Ti:0.010wt%未満、 B:0.0002〜0.0010wt%、 N:0.0040wt%未満、 N<14/48×Ti+0.0024% の関係を満し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼を、1200℃以上の温度に加熱後、1050℃以上
の温度で30%以上の累積圧下を行う圧延を行い、直接
焼入れし、最終的に焼戻すことを特徴とする高強度、高
靭性圧力容器用鋼の製造方法。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59165580A JPS6144121A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
CA000488247A CA1260367A (en) | 1984-08-09 | 1985-08-07 | Method of manufacturing pressure vessel steel with high strength and toughness |
DE19853528537 DE3528537A1 (de) | 1984-08-09 | 1985-08-08 | Verfahren zur herstellung von stahl hoher festigkeit und zaehigkeit fuer druckbehaelter |
FR8512174A FR2568894B1 (fr) | 1984-08-09 | 1985-08-08 | Procede de fabrication d'acier de resistance et de tenacite elevees pour recipients tenant la pression |
GB08520050A GB2162857B (en) | 1984-08-09 | 1985-08-09 | Method of manufacturing pressure vessel steel with high strength and toughness |
US07/056,264 US4755234A (en) | 1984-08-09 | 1987-05-26 | Method of manufacturing pressure vessel steel with high strength and toughness |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59165580A JPS6144121A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6144121A true JPS6144121A (ja) | 1986-03-03 |
JPH0129853B2 JPH0129853B2 (ja) | 1989-06-14 |
Family
ID=15815052
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59165580A Granted JPS6144121A (ja) | 1984-08-09 | 1984-08-09 | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4755234A (ja) |
JP (1) | JPS6144121A (ja) |
CA (1) | CA1260367A (ja) |
DE (1) | DE3528537A1 (ja) |
FR (1) | FR2568894B1 (ja) |
GB (1) | GB2162857B (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61136622A (ja) * | 1984-12-04 | 1986-06-24 | Nippon Steel Corp | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 |
JPS62235420A (ja) * | 1986-04-02 | 1987-10-15 | Japan Casting & Forging Corp | 圧力容器用鍛鋼の製造法 |
JPS6419570A (en) * | 1987-07-13 | 1989-01-23 | Nippon Stainless Steel Co | Metal hub for magnetic disk |
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 |
US5302214A (en) * | 1990-03-24 | 1994-04-12 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Heat resisting ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness, weldability and heat resistance |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2001965C1 (ru) * | 1992-02-14 | 1993-10-30 | Научно-производственное объединение "Салма" | Хладостойка лита сталь |
US5409554A (en) * | 1993-09-15 | 1995-04-25 | The Timken Company | Prevention of particle embrittlement in grain-refined, high-strength steels |
US6012598A (en) * | 1997-06-09 | 2000-01-11 | The Columbiana Boiler Company | Freight container |
US6075056A (en) * | 1997-10-03 | 2000-06-13 | Penederm, Inc. | Antifungal/steroid topical compositions |
CN102392195A (zh) * | 2011-12-15 | 2012-03-28 | 钢铁研究总院 | 一种高强度高韧性核电压力容器锻件钢及其制造方法 |
CN104328339A (zh) * | 2014-11-04 | 2015-02-04 | 钢铁研究总院 | 一种钒氮复合微合金化高强度压力容器钢板及制备方法 |
CN106282528A (zh) * | 2015-05-27 | 2017-01-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种SA516Gr70钢板的生产方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5623223A (en) * | 1979-07-31 | 1981-03-05 | Nippon Steel Corp | Production of high-young's modulus steel material |
JPS5983719A (ja) * | 1982-11-02 | 1984-05-15 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度鋼の製造法 |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
JPS5810444B2 (ja) * | 1979-03-28 | 1983-02-25 | 住友金属工業株式会社 | 耐水素誘起割れ性のすぐれた鋼板の製造法 |
JPS5672156A (en) * | 1979-11-15 | 1981-06-16 | Japan Steel Works Ltd:The | Low-alloy heat-resistant steel for high temperature use |
US4396712A (en) * | 1980-05-30 | 1983-08-02 | Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha | Dry image forming material |
JPS5741323A (en) * | 1980-08-26 | 1982-03-08 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of refined thick steel products with superior characteristic stopping brittle rupture propagation |
US4375377A (en) * | 1981-02-25 | 1983-03-01 | Sumitomo Metal Industries, Limited | Steels which are useful in fabricating pressure vessels |
JPS581012A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-06 | Nippon Steel Corp | 均質な鋼の製造方法 |
US4394184A (en) * | 1982-03-26 | 1983-07-19 | Pennwalt Corporation | Determination of grain refiners in phosphate conversion coating baths |
JPS59100214A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
-
1984
- 1984-08-09 JP JP59165580A patent/JPS6144121A/ja active Granted
-
1985
- 1985-08-07 CA CA000488247A patent/CA1260367A/en not_active Expired
- 1985-08-08 DE DE19853528537 patent/DE3528537A1/de active Granted
- 1985-08-08 FR FR8512174A patent/FR2568894B1/fr not_active Expired
- 1985-08-09 GB GB08520050A patent/GB2162857B/en not_active Expired
-
1987
- 1987-05-26 US US07/056,264 patent/US4755234A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5623223A (en) * | 1979-07-31 | 1981-03-05 | Nippon Steel Corp | Production of high-young's modulus steel material |
JPS5983719A (ja) * | 1982-11-02 | 1984-05-15 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度鋼の製造法 |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61136622A (ja) * | 1984-12-04 | 1986-06-24 | Nippon Steel Corp | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 |
JPS62235420A (ja) * | 1986-04-02 | 1987-10-15 | Japan Casting & Forging Corp | 圧力容器用鍛鋼の製造法 |
JPS6419570A (en) * | 1987-07-13 | 1989-01-23 | Nippon Stainless Steel Co | Metal hub for magnetic disk |
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 |
US5302214A (en) * | 1990-03-24 | 1994-04-12 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Heat resisting ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness, weldability and heat resistance |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR2568894B1 (fr) | 1987-04-30 |
US4755234A (en) | 1988-07-05 |
DE3528537C2 (ja) | 1989-06-08 |
GB2162857A (en) | 1986-02-12 |
JPH0129853B2 (ja) | 1989-06-14 |
CA1260367A (en) | 1989-09-26 |
GB2162857B (en) | 1988-09-28 |
FR2568894A1 (fr) | 1986-02-14 |
DE3528537A1 (de) | 1986-02-20 |
GB8520050D0 (en) | 1985-09-18 |
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