JPH01319631A - 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 - Google Patents
圧力容器用極厚鋼板の製造方法Info
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- JPH01319631A JPH01319631A JP63150225A JP15022588A JPH01319631A JP H01319631 A JPH01319631 A JP H01319631A JP 63150225 A JP63150225 A JP 63150225A JP 15022588 A JP15022588 A JP 15022588A JP H01319631 A JPH01319631 A JP H01319631A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は石油精製等の化学反応容器用Ｃｒ −Ｍｏ鋼を
対象とし、鋼板表層部での靭性が優れた圧力容器用極厚
鋼板の製造方法に関するものである。
対象とし、鋼板表層部での靭性が優れた圧力容器用極厚
鋼板の製造方法に関するものである。
［従来の技術］
化学反応容器用等に用いられるＣｒ−Ｍｏ鋼は、従来圧
延後−旦冷却し再度所定の温度（通常９３０００程度）
で焼入れあるいは焼ならした後、焼もどして使用されて
きた。ブラントの使用条件の高温高圧化により鋼材の高
強度化か要望され、新たな合金元素を添加した成分系開
発等の努力かなされている。
延後−旦冷却し再度所定の温度（通常９３０００程度）
で焼入れあるいは焼ならした後、焼もどして使用されて
きた。ブラントの使用条件の高温高圧化により鋼材の高
強度化か要望され、新たな合金元素を添加した成分系開
発等の努力かなされている。
しかし、合金元素の有効利用に不可欠な高温での焼入れ
はオーステナイト結晶粒の粗大化を招き、低温靭性を低
下させる結果になっている。
はオーステナイト結晶粒の粗大化を招き、低温靭性を低
下させる結果になっている。
これに対し、特開昭５８−１０７４１５号公報あるいは
特開昭６１−８７８１８号公報などにより知られている
方法、即ち圧延ままの高温を利用し、Ａ ｒ ａ温度以
上の温度から焼入れる製造法（直接焼入れ法）では、合
金元素が十分固溶されるため、高い強度か得られると同
時に圧延によるγ粒の細粒化により、低温靭性を改善す
ることが可能である。
特開昭６１−８７８１８号公報などにより知られている
方法、即ち圧延ままの高温を利用し、Ａ ｒ ａ温度以
上の温度から焼入れる製造法（直接焼入れ法）では、合
金元素が十分固溶されるため、高い強度か得られると同
時に圧延によるγ粒の細粒化により、低温靭性を改善す
ることが可能である。
しかし、化学反応容器は７５ｍｍ厚以上の比較的厚手の
鋼板を使用することか多く、この場合、圧延中に表層部
と内部での温度等の条件か異なるため、板厚方向に均一
な靭性を得にくい欠点かある。
鋼板を使用することか多く、この場合、圧延中に表層部
と内部での温度等の条件か異なるため、板厚方向に均一
な靭性を得にくい欠点かある。
［発明か解決しようとする課題］
化学反応容器は高温で使用され、高温での引張強度、ク
リープ破断強度か必要である。この他、化学反応容器は
定検時の耐圧試験か義務付けられており、使用素材に対
して板厚的各部の低温靭性が優れていることか要求され
る。
リープ破断強度か必要である。この他、化学反応容器は
定検時の耐圧試験か義務付けられており、使用素材に対
して板厚的各部の低温靭性が優れていることか要求され
る。
本発明方法は圧延直接焼入れ法により製造される極厚Ｃ
ｒ−Ｍｏ鋼の欠点である鋼板表層部での靭性低下を改善
する方法を提供するものである。
ｒ−Ｍｏ鋼の欠点である鋼板表層部での靭性低下を改善
する方法を提供するものである。
［課題を解決するための手段］
本発明者は、Ｎｂを含有するＣｒ−Ｍｏ鋼直接焼入れ祠
の表層部での材質におよほずプロセス条件の影響を種々
検討した結果、圧延開始時の表面温度を制御することに
より、表層部の靭性を改善できることを見出した。
の表層部での材質におよほずプロセス条件の影響を種々
検討した結果、圧延開始時の表面温度を制御することに
より、表層部の靭性を改善できることを見出した。
本発明は前記の知見に基づいてなされたものであり、重
量％にて、０００３〜０１７％、Ｓｉ０．０２−０，５
％、Ｍ ｎ ： ０ 、３〜１ 、０％、Ｃｒ：１．５
−５０％、Ｍｏ ： ０．５−１．５％、Ｖ ： ０．
０３〜０．５％、Ｎｂ：０旧〜０．１％、Ａｌ： ０．
００５〜０．０５％、ＮＯ１旧％以下、Ｐ ： ０．０
２％以下、Ｓ：０．０２％以下を基本成分とし、更に必
要によりＢ ： ０．０００２〜０．００５％を単独で
、又はＴｌ ：０．０１〜０．０５％と絹合わせて含
有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００〜
１２８０℃に加熱した後、表面温度が９５０℃より低下
する前に熱間圧延を開始して、８００〜１０５０℃で圧
延を終了し、直ちに８００℃以上の温度から焼入れ焼も
どすことを特徴とする圧力容器用極厚鋼板の製造方法に
関する。
量％にて、０００３〜０１７％、Ｓｉ０．０２−０，５
％、Ｍ ｎ ： ０ 、３〜１ 、０％、Ｃｒ：１．５
−５０％、Ｍｏ ： ０．５−１．５％、Ｖ ： ０．
０３〜０．５％、Ｎｂ：０旧〜０．１％、Ａｌ： ０．
００５〜０．０５％、ＮＯ１旧％以下、Ｐ ： ０．０
２％以下、Ｓ：０．０２％以下を基本成分とし、更に必
要によりＢ ： ０．０００２〜０．００５％を単独で
、又はＴｌ ：０．０１〜０．０５％と絹合わせて含
有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００〜
１２８０℃に加熱した後、表面温度が９５０℃より低下
する前に熱間圧延を開始して、８００〜１０５０℃で圧
延を終了し、直ちに８００℃以上の温度から焼入れ焼も
どすことを特徴とする圧力容器用極厚鋼板の製造方法に
関する。
［作 用］
以下本発明について更に詳細に説明する。
Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素であ
り、化学反応容器用鋼として要求される強度レベルから
、少なくても０．０３％を必要とする。
り、化学反応容器用鋼として要求される強度レベルから
、少なくても０．０３％を必要とする。
Ｃ毒の増加とともに、鋼材の靭性が低下し、溶接性も悪
くなるため、上限を０．１７％とする。
くなるため、上限を０．１７％とする。
Ｓｉは脱酸および強度上昇のため０．０２％以上添加す
るが、添加量が多いと靭性を低下するため」１限を０．
５％とする。
るが、添加量が多いと靭性を低下するため」１限を０．
５％とする。
ＭｎはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元素である
が、添加量が多いと材料内の偏析を著しくし、靭性の異
方性を増すため、０．３〜１．０％とする。
が、添加量が多いと材料内の偏析を著しくし、靭性の異
方性を増すため、０．３〜１．０％とする。
Ｐは鋼中てミクロ偏析し靭性の方向差を著しくするばか
りでなく、焼もどし時および溶接後熱処理時に粒界に偏
析し、靭性を低下させる元素であるため、減少させるこ
とが望ましいので、上限を０．０２％とする。
りでなく、焼もどし時および溶接後熱処理時に粒界に偏
析し、靭性を低下させる元素であるため、減少させるこ
とが望ましいので、上限を０．０２％とする。
Ｓは鋼中で非金属介在物ＭｎＳを形成し、靭性の方向差
を大きくし、且つシャルピー試験での上部棚エネルギー
を低下させるため、上限を０．０２％とする。
を大きくし、且つシャルピー試験での上部棚エネルギー
を低下させるため、上限を０．０２％とする。
Ｃｒは焼入れ性を増すとともに、焼も・どじおよび溶接
後熱処理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上さぜる。
後熱処理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上さぜる。
またＣｒは炭窒化物を安定化し、鋼の耐水素侵食性を向
上させるため、１．５％以上添加する。しかし、５．０
％超の添加は化学反応容器用鋼としては不必要なため、
上限を５０％とする。
上させるため、１．５％以上添加する。しかし、５．０
％超の添加は化学反応容器用鋼としては不必要なため、
上限を５０％とする。
Ｍｏは高温強度、特にクリープ破断強度を増すために添
加する。しかし、０．５％未満の添加では効果か顕著で
なく、１．５％超では効果か飽和するため、添加量を（
）５〜１５％とする。
加する。しかし、０．５％未満の添加では効果か顕著で
なく、１．５％超では効果か飽和するため、添加量を（
）５〜１５％とする。
■はそれ自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するととも
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。このためには０．０３％以上の添
加が必要であり、０．５％超では効果か飽和し添加量に
応じた効果か得られないため、０．０３〜０．５％とす
る。
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。このためには０．０３％以上の添
加が必要であり、０．５％超では効果か飽和し添加量に
応じた効果か得られないため、０．０３〜０．５％とす
る。
Ｎｂは加熱・冷却の熱履歴の間に安定な炭窒化物を形成
し、鋼の高温強度を著しく向」ニさせる効果を有する元
素である。また、圧延により加工誘起析出し、結晶粒界
の移動を妨げ、再結晶粒の粗大化を阻止する。このため
、０．０１％以上を添加するが、０１％超では添加量に
見合った効果か得られないため、経済的に０．１％以下
に抑制する。
し、鋼の高温強度を著しく向」ニさせる効果を有する元
素である。また、圧延により加工誘起析出し、結晶粒界
の移動を妨げ、再結晶粒の粗大化を阻止する。このため
、０．０１％以上を添加するが、０１％超では添加量に
見合った効果か得られないため、経済的に０．１％以下
に抑制する。
八βは鋼の脱酸に不可欠な元素であり、この目的から下
限を０．００５％とする。しがし、Ａρ添加量が高くな
ると、クリープ破断強度を害するため添加の」１限を０
．０５％とする。
限を０．００５％とする。しがし、Ａρ添加量が高くな
ると、クリープ破断強度を害するため添加の」１限を０
．０５％とする。
ＮはＣと同様、鋼の強度を上昇させるが、通常の溶製方
法では０．０３％超の添加で鋼塊ｐ旧こ気孔を形成する
。気孔か圧延によっても未圧着であると、延性および靭
性を低下させるため、添加を００３％以下とする。
法では０．０３％超の添加で鋼塊ｐ旧こ気孔を形成する
。気孔か圧延によっても未圧着であると、延性および靭
性を低下させるため、添加を００３％以下とする。
尚、Ｂを添加し作用させる場合、Ｎｚが多いとＢの効果
を害するためＮは０．０１％以下とする。
を害するためＮは０．０１％以下とする。
本発明は以上の成分組成を基本成分とするか、強度・靭
性向上のため、Ｂを単独で又はＴｉと併用して添加する
ことかできる。
性向上のため、Ｂを単独で又はＴｉと併用して添加する
ことかできる。
Ｂは微量添加で焼入れ性を」１昇させる元素であり、焼
入れ性を更に必要とする場合に添加する。
入れ性を更に必要とする場合に添加する。
焼入れ向上効果は０．０００２％から認められるか、０
．００５％超に増凰する意味はない。このため、添加量
を０．０００２〜０．００５％とする。
．００５％超に増凰する意味はない。このため、添加量
を０．０００２〜０．００５％とする。
ＴｉはＮと結合し、Ｂか焼入れ性向上に無効なりＮ（！
：なるのを妨げる効果を有する。このため、Ｂとともに
添加することができる。しかし、０、旧％未ｔ＆では効
果が十分てない。Ｂを添加する場合、鋼中の窒素量を０
．旧％以下に規制するため、添加量は最大でも００５％
以下でよい。
：なるのを妨げる効果を有する。このため、Ｂとともに
添加することができる。しかし、０、旧％未ｔ＆では効
果が十分てない。Ｂを添加する場合、鋼中の窒素量を０
．旧％以下に規制するため、添加量は最大でも００５％
以下でよい。
前記のような化学成分を有する鋼は転炉、電気炉で溶製
した後、必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊でスラブとされる。
した後、必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊でスラブとされる。
スラブは連続鋳造法により溶鋼から直接製造しても良い
。
。
次に、加熱圧延条件について述べる。
分塊ての均熱・圧下はいかなるものであっても構わない
。即ぢ、スラブを冷却した後均熱してもよく、分塊のま
ま熱片で均熱炉に装入しても良い。
。即ぢ、スラブを冷却した後均熱してもよく、分塊のま
ま熱片で均熱炉に装入しても良い。
１０００〜１２８０℃で均熱の後、圧延または鍛造によ
りスラブとする。スラブ厚は製品板厚の１３〜２．５倍
程度が好ましい。
りスラブとする。スラブ厚は製品板厚の１３〜２．５倍
程度が好ましい。
スラブは鋼に含有されるＮｂおよびＶの一部あるいは全
部が固溶する温度で加熱されることか不可欠である。し
たかって、１１００℃以」二の温度で加熱する。しかし
、１２８０℃を超えると、オーステナイト粒か粗大化し
すき、圧延によっても細粒化できなくなるため、１２８
０℃以下とする。
部が固溶する温度で加熱されることか不可欠である。し
たかって、１１００℃以」二の温度で加熱する。しかし
、１２８０℃を超えると、オーステナイト粒か粗大化し
すき、圧延によっても細粒化できなくなるため、１２８
０℃以下とする。
加熱されたスラブは、クレーン、テーブルローラー等に
より圧延機まで搬送され、熱間圧延により所定の板厚に
圧延される。この搬送時間中にスラブの表面温度か低下
する。
より圧延機まで搬送され、熱間圧延により所定の板厚に
圧延される。この搬送時間中にスラブの表面温度か低下
する。
第１図に０，１５％Ｃ−０，１８％５ｊ−０，５］％Ｍ
ｎ −０，００８％Ｐ−［１，０［１８％５−３１月
％Ｃｒ−１，，０８％Ｍｏ−０，２２％Ｖ−０，０４，
３％Ｎｂ−［］、］ｆ］０７％Ａｌ−０．００８％Ｎに
つき、圧延開始［１，＋１の表面温度を種々変化させて
１．２０ｍｍ厚に圧延し、８００℃以上の温度から焼入
れ、７１０℃で１０時間焼もどした場合の表層部（圧延
面より８市内部）のシャルピー破面遷移温度の変化を示
す。
ｎ −０，００８％Ｐ−［１，０［１８％５−３１月
％Ｃｒ−１，，０８％Ｍｏ−０，２２％Ｖ−０，０４，
３％Ｎｂ−［］、］ｆ］０７％Ａｌ−０．００８％Ｎに
つき、圧延開始［１，＋１の表面温度を種々変化させて
１．２０ｍｍ厚に圧延し、８００℃以上の温度から焼入
れ、７１０℃で１０時間焼もどした場合の表層部（圧延
面より８市内部）のシャルピー破面遷移温度の変化を示
す。
圧延開始時のスラブ表面温度が９５０℃未満てはｖＴｒ
ｓが高くなり、靭性か低下するのに対し、９５０℃以上
では一５０６Ｃ以下の優れたｖＴｒｓが安定して得られ
る。したかって、表層部の靭性を向上するためには、圧
延開始時の表面温度を９５０℃以」−に規制することが
必要である。
ｓが高くなり、靭性か低下するのに対し、９５０℃以上
では一５０６Ｃ以下の優れたｖＴｒｓが安定して得られ
る。したかって、表層部の靭性を向上するためには、圧
延開始時の表面温度を９５０℃以」−に規制することが
必要である。
表面温度の低下を防止するため、加熱炉抽出後のスラブ
を断熱制あるいは発熱旧て覆い、保温することも効果的
である。
を断熱制あるいは発熱旧て覆い、保温することも効果的
である。
このような圧延開始時の表面温度の規制は、７５ｍｍ厚
を超える極厚鋼板を直接焼入れ優れた表層部の靭性を得
る場合には特に重要である。圧延終了温度は次に述べる
焼入れ開始温度を確保する観点から、 ８００〜１０５
０℃とする。
を超える極厚鋼板を直接焼入れ優れた表層部の靭性を得
る場合には特に重要である。圧延終了温度は次に述べる
焼入れ開始温度を確保する観点から、 ８００〜１０５
０℃とする。
しかして、８００℃未満では焼入れ開始温度８００℃以
」二を確保できず、材質確保が困難である。−方、１０
５０℃を超えると、圧延によるオーステナイト粒の細粒
化か十分でなく、組織か粗くなり、材質とくに靭性確保
か困難となり好ましくない。
」二を確保できず、材質確保が困難である。−方、１０
５０℃を超えると、圧延によるオーステナイト粒の細粒
化か十分でなく、組織か粗くなり、材質とくに靭性確保
か困難となり好ましくない。
次いで、圧延終了俊速やかに焼入れるものであるか、こ
れは８００℃以上の焼入れ温度を確保せんがためである
。すなわち、焼入れ開始温度が８００℃より低い場合、
固溶したＮｂ、Ｖ等の強化元素の一部が析出し、強化に
寄与しなくなる。このため、焼入れ開始温度は８００℃
以上とする。
れは８００℃以上の焼入れ温度を確保せんがためである
。すなわち、焼入れ開始温度が８００℃より低い場合、
固溶したＮｂ、Ｖ等の強化元素の一部が析出し、強化に
寄与しなくなる。このため、焼入れ開始温度は８００℃
以上とする。
焼入れは冷却水の散水による急冷か良く、加速冷却等の
利用により能率的に行うことが好ましい。
利用により能率的に行うことが好ましい。
焼入れ後は常法に従い焼もとじをして製品となるが、焼
もとしは均質で優れた強度および靭性を得るために必要
であり、通常のＣｒ−Ｍｏ鋼の焼もどしくたとえば、６
２５〜７５０℃で３０分以上保持）と同様に行うもので
ある。
もとしは均質で優れた強度および靭性を得るために必要
であり、通常のＣｒ−Ｍｏ鋼の焼もどしくたとえば、６
２５〜７５０℃で３０分以上保持）と同様に行うもので
ある。
圧延直接焼入れ焼もとじを施された極厚＃Ａ阪は、製品
として出荷後、溶接、曲げ等の加工を受け、化学反応容
器等の圧力容器となる。
として出荷後、溶接、曲げ等の加工を受け、化学反応容
器等の圧力容器となる。
［実 施 例］
第１表に示す化学成分を有する鋼を、第２表に示す条件
で熱間圧延・熱処理を施して製品とした。
で熱間圧延・熱処理を施して製品とした。
得られた鋼板からザンプルを切り出し、引張試験（ＪＩ
８４号）ならびに２ ｍｍ Ｖノツチシャルピー試験に
より、引張強さと破面遷移温度（ｖ Ｔ ｒｓ）を調査
した。
８４号）ならびに２ ｍｍ Ｖノツチシャルピー試験に
より、引張強さと破面遷移温度（ｖ Ｔ ｒｓ）を調査
した。
この結果を併せて第２表を示す。
−コ。１−
しかして仮相Ｉ ＡはＣ＋・とＮｂの含有量が本発明外
のものであり、仮相７ＡはＶ含有量が本発明外のもので
ある。両者では、引張強さか強く、脆化量が大きい。仮
相２Ｃは加熱温度か低く、強度、靭性とも劣り、汀つΔ
ｖＴｒｓｓ脆化量共に大きい。
のものであり、仮相７ＡはＶ含有量が本発明外のもので
ある。両者では、引張強さか強く、脆化量が大きい。仮
相２Ｃは加熱温度か低く、強度、靭性とも劣り、汀つΔ
ｖＴｒｓｓ脆化量共に大きい。
仮相３Ｃは圧延終了温度、焼入れ温度ともに低いため、
強度か低く、ｖＴｒｓ（表）の値が劣り、△ＶＴｒＳｓ
脆化量が大きい。
強度か低く、ｖＴｒｓ（表）の値が劣り、△ＶＴｒＳｓ
脆化量が大きい。
仮相４Ｃは焼入れ温度か低いため初期靭性レベルか低い
うえ、ΔＶ Ｔ ｒｓｓ脆化量が大きい。仮相５Ｃおよ
び６Ｃは圧延開始温度が低いため、表層部か低温圧延と
なってｖＴｒｓ（表）の値が劣るのみならず、ΔｖＴｒ
ｓ、脆化量も大ぎい。
うえ、ΔＶ Ｔ ｒｓｓ脆化量が大きい。仮相５Ｃおよ
び６Ｃは圧延開始温度が低いため、表層部か低温圧延と
なってｖＴｒｓ（表）の値が劣るのみならず、ΔｖＴｒ
ｓ、脆化量も大ぎい。
仮相８Ｃは圧延終了温度か高過ぎるため、中心部のｖＴ
ｒｓか劣るうえ、ΔＶＴｒＳｓ脆化量か大きい。
ｒｓか劣るうえ、ΔＶＴｒＳｓ脆化量か大きい。
これに対し本発明実施例は優れた強度か得られている。
本発明法の効果は、表層部と中心部ての靭性（ｖ Ｔ
ｒｓ）差に明瞭に現れている。ｖＴｒｓか表層−］ ５
− 部および中心部で一３０℃以下であれば、化学反応容器
用鋼としてのスペックを十分満足する。また、両者の差
が１０℃未満てあれば、実質的に板厚内の靭性変動は無
いと考えて良い。
ｒｓ）差に明瞭に現れている。ｖＴｒｓか表層−］ ５
− 部および中心部で一３０℃以下であれば、化学反応容器
用鋼としてのスペックを十分満足する。また、両者の差
が１０℃未満てあれば、実質的に板厚内の靭性変動は無
いと考えて良い。
第２表から本発明法による製造条件では、板厚内での靭
性変動の少ない極厚鋼板となっている。
性変動の少ない極厚鋼板となっている。
尚、第２表中の脆化量は、第２図中に示すステップ冷却
熱処理後のｖＴｒｓの変化量を示している。
熱処理後のｖＴｒｓの変化量を示している。
［発明の効果］
本方法による鋼板は優れた強度を有するばかりでなく、
表層部靭性か優れており、高温高圧で使用された化学反
応容器用として極めて信頼性が高く有用なものであり、
工業的価値が大きい。
表層部靭性か優れており、高温高圧で使用された化学反
応容器用として極めて信頼性が高く有用なものであり、
工業的価値が大きい。
第１図は第１回圧延開始時の表面温度が圧延直接焼入れ
焼もどし後のシャルピー破面遷移温度におよぼす影響を
示す図表、第２図は脆化量を測定するための加熱冷却方
法を示す図表である。
焼もどし後のシャルピー破面遷移温度におよぼす影響を
示す図表、第２図は脆化量を測定するための加熱冷却方
法を示す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％
、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１．５〜５．０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．０５
％、Ｎ：０．０３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０
．０２％以下、 残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００〜１２８
０℃に加熱した後、表面温度が９５０℃より低下する前
に熱間圧延を開始して、８００〜１０５０℃で圧延を終
了し、直ちに８００℃以上の温度から焼入れ焼もどすこ
とを特徴とする圧力容器用極厚鋼板の製造方法。 ２、重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％
、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｃｒ：１．５〜５．０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．０５
％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０
．０２％以下 を基本成分とし、更に、Ｂ：０．０００２〜０．００５
％を単独で、又はＴｉ：０．０１〜０．０５％と組合わ
せて含有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を用い
ることを特徴とする請求項１に記載する圧力容器用極厚
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63150225A JPH01319631A (ja) | 1988-06-20 | 1988-06-20 | 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63150225A JPH01319631A (ja) | 1988-06-20 | 1988-06-20 | 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01319631A true JPH01319631A (ja) | 1989-12-25 |
Family
ID=15492277
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63150225A Pending JPH01319631A (ja) | 1988-06-20 | 1988-06-20 | 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01319631A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109763073A (zh) * | 2019-01-30 | 2019-05-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种甲醇合成塔用钢板及其生产方法 |
| CN110551879A (zh) * | 2019-09-19 | 2019-12-10 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低强度级别Cr-Mo钢板的生产方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6187818A (ja) * | 1984-10-03 | 1986-05-06 | Nippon Steel Corp | 高温高圧容器用極厚鋼材の製造方法 |
| 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 |
| JPS63121618A (ja) * | 1986-11-11 | 1988-05-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高延性、高靭性Ｎｂ添加熱延鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-06-20 JP JP63150225A patent/JPH01319631A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109763073A (zh) * | 2019-01-30 | 2019-05-17 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种甲醇合成塔用钢板及其生产方法 |
| CN110551879A (zh) * | 2019-09-19 | 2019-12-10 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低强度级别Cr-Mo钢板的生产方法 |
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