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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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 |
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| 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 |
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| 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 |
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| 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 |
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-
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)
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|---|---|---|---|---|
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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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