JPH0465892B2 - - Google Patents
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- JPH0465892B2 JPH0465892B2 JP61098128A JP9812886A JPH0465892B2 JP H0465892 B2 JPH0465892 B2 JP H0465892B2 JP 61098128 A JP61098128 A JP 61098128A JP 9812886 A JP9812886 A JP 9812886A JP H0465892 B2 JPH0465892 B2 JP H0465892B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- creep
- resistance
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔発明の技術分野〕
この発明は、耐クリープ脆化性および耐低温割
れ性に優れたCr−Mo鋼に関するものである。 〔従来技術とその問題点〕 直接脱硫リアクターから出たナフサおよびケロ
シンから白金、アルミナ等の触媒を用いてガソリ
ンを得るための反応容器は、500℃前後の温度下
で使用されている。前記反応容器の材料として
は、A387−11（１ 1/4Cr−１／２Mo）鋼が使用され ている。 上述した温度域において、１ 1/4Cr−１／２Mo 鋼は、クリープ領域となる。ASME Sec.Div.1
等の設計コードにおいては何ら問題にならない運
転期間内において、稼動開始から数年を経た後
に、比較的応力集中の高い溶接熱影響部に割れが
生じることがある。 この原因は、クリープ脆化にあり、その機構
は、未だ十分に解明されていないが、上記割れ
は、粒界割れであることから、Ｐ、Sn、Sb、As
等の不純物の粒界偏析による粒界の脆弱化および
粒内と粒界との強度差が大きい場合に歪が粒界に
集中すること等にあるものと考えられている。 この対策として、粒内の強度を下げることが有
効であり、例えば、特公昭57−61817号公報には、
溶接後熱処理温度を高め、そして、粒内の硬度を
下げることができる成分系を有する鋼が開示され
ている。 しかし、この場合、Ｂを有効に働かせるために
Al量を増加させているので、靭性が劣化する。
即ち、Alは、鋼中のＮと結合してAlNとなる。
このAlNは、圧延および熱処理過程で粗大化す
る結果、靭性が劣化する。また、Alは、オース
テナイト粒を細粒化させる。この結果、クリープ
強度が低下するので、耐熱鋼の性能として最も重
要な特性が損なわれる。さらに、溶接後熱処理温
度を高めることを前提としているので、施工時に
制約が付くことになり、経済的にも好ましくな
い。 通常のCr−Mo鋼は、低温割れ感受性が高いの
で、溶接施工時に予熱を行なつて低温割れを防止
している。この予熱温度は、通常、150〜200℃で
あるが、溶接施工時の作業性を考慮するとさらに
低減させる必要がある。板厚は、通常100mmを超
える場合が多いので、多層溶接が採用される。こ
の場合、低温割れを防止するために、パス間温度
の管理を厳格に行なう必要があり、場合によつて
は、多層溶接によつて鋼中に蓄積された水素を除
去するために中間焼鈍を行なうことがある。この
ようなことから、低温割れ感受性を低減させる
と、予熱温度およびパス間温度を低減することが
でき、しかも、中間焼鈍をも省略することができ
るので、作業性および経済性の面で極めて有利で
ある。 〔発明の目的〕 この発明の目的は、極厚鋼板用鋼として必要な
靭性を損うことなく、耐クリープ脆化性および耐
低温割れ性に優れたCr−Mo鋼を提供することに
ある。 〔発明の概要〕 この発明は、Ｃ：0.04〜0.10％、Si：0.01〜0.80
％、Mn：0.45〜1.00％、Cr：0.80〜1.80％、
Mo：0.10〜1.20％、Ti：0.005〜0.015％、Ｂ：
0.0003〜0.0015％、SolAl：0.010〜0.040％、Ｎ：
0.010％以下、残部：鉄および不可避不純物から
なり、必要に応じて、これらの基本成分に、さら
に、Cu：0.50％以下を含有し、または、Ni：0.50
％以下を含有し、または、Ca：0.004〜0.010％、
Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なくとも一種を
含有し、または、Cu：0.50％以下およびNi：0.50
％以下を含有し、または、Cu：0.50％以下、
Ni：0.50％以下を含有し、更に、Ca：0.004〜
0.010％、Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なくと
も一種を含有し、または、Cu：0.50％以下を含有
し、更に、Ca：0.004〜0.010％、Ce：0.0003〜
0.010％のうちの少なくとも一種を含有し、また
は、Ni：0.50％以下を含有し、更に、Ca：0.004
〜0.010％、Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なく
とも一種を含有することに特徴を有するものであ
る。 〔発明の構成〕 この発明における成分の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは、0.04％未満では、耐クリープ脆化性の向
上が図れず、一方、0.10％を超えると、溶接熱
影響部の硬さが上昇し、クリープ脆化感受性お
よび低温割れ感受性が上昇する。従つて、0.04
から0.10％の範囲内に限定した。 Si： Siは、0.01％未満では、十分な強度および耐熱
化性を確保できず、一方、0.80％を越えると、
靭性が低下するとともに焼戻し脆化感受性が増
大する。従つて、0.01〜0.80％の範囲に限定し
た。 Mn： Mnは、0.45％未満では、強度および靭性の向
上が望めず、一方、1.00％を超えると焼戻し脆
化感受性が高まる。従つて、0.45〜1.00％の範
囲に限定した。 Cr： Crは、0.80％未満では、圧力容器用鋼にとつて
重要な性能である高温強度、耐水素侵食性およ
び耐酸化性の向上が望めず、一方、1.80％を超
えると溶接性が悪くなり且つコスト高となる。
従つて、0.80〜1.80％の範囲に限定した。 Mo： Moは、安定して炭化物を生成するために、Cr
と同様、高温強度、クリープ強度および耐水素
侵食性の向上に有効であるが、0.10％未満で
は、その効果が望めず、一方、1.20％を超える
と溶接性が悪くなり且つコスト高となる。従つ
て、0.10〜1.20％の範囲に限定した。 Ti： Tiは、0.005％未満では、固溶Ｎを十分に固定
できず、一方、0.015％を超えると靭性が損わ
れる。従つて、0.005〜0.015％の範囲に限定し
た。 Ｂ： Ｂは、クリープ強度およびクリープ延性を長時
間に亘つて確保するのに有効であり且つ焼入性
を向上させるとともに組織を均一なベイナイト
組織にするために必須な元素である。しかし、
0.0003％未満では、上述した効果が十分に現わ
れず、一方、0.0015％を超えて添加しても上述
した効果の向上は望めないばかりか、再熱割れ
あるいは高温割れを助長する。従つて、0.0003
〜0.0015％の範囲に限定した。 SolAl： SolAlは、0.010％未満では、結晶粒を十分に微
細化できず且つ固溶Ｎを十分に固定できない。
一方、0.040％を超えるとクリープ強度が低下
する。従つて、0.010〜0.040％の範囲に限定し
た。 Ｎ： Ｎは、0.010％を超えると、BNの生成を防止す
るためのTiおよびAl量を増加させる必要があ
り、このためにクリープ特性に悪影響を及ぼ
す。 従つて、0.010％以下に限定した。 次に、この発明による効果を更に向上させる
ために、上述した基本成分に付加的に添加する
成分の限定理由を説明する。 Cu： Cuは、固溶強化元素として鋼の強度を高める
のに有効であるが、0.50％を超えると熱間加工
性が劣化する。従つて、0.50％以下に限定し
た。 Ni： Niは、焼入性を良好にするとともに靭性改善
に有効であるが、0.50％を超えると硬さの上昇
に伴つて冷間加工性が劣化する。従つて、0.50
％以下に限定した。 Ca： Caは、0.004％未満では、クリープ脆化感受性
を十分に低減させることができず、一方、
0.010％を超えても上述した効果の向上が望め
ないとともに介在物量が増加して鋼の清浄度が
低下する。従つて、0.004〜0.010％の範囲に限
定した。 Ce： Ceは、0.0003％未満では、クリープ脆化感受性
を十分に低減させることができず、一方、
0.010％を超えても上述した効果の向上が望め
ないとともに介在物量が増加して鋼の清浄度が
低下する。従つて、0.0003〜0.010％の範囲に
限定した。 次に、この発明を実施例により更に詳細に説明
する。 第１表に示す成分を有する本発明鋼１から5B
および比較鋼６〜９を用意し、これらについて次
の試験を行なつた。
れ性に優れたCr−Mo鋼に関するものである。 〔従来技術とその問題点〕 直接脱硫リアクターから出たナフサおよびケロ
シンから白金、アルミナ等の触媒を用いてガソリ
ンを得るための反応容器は、500℃前後の温度下
で使用されている。前記反応容器の材料として
は、A387−11（１ 1/4Cr−１／２Mo）鋼が使用され ている。 上述した温度域において、１ 1/4Cr−１／２Mo 鋼は、クリープ領域となる。ASME Sec.Div.1
等の設計コードにおいては何ら問題にならない運
転期間内において、稼動開始から数年を経た後
に、比較的応力集中の高い溶接熱影響部に割れが
生じることがある。 この原因は、クリープ脆化にあり、その機構
は、未だ十分に解明されていないが、上記割れ
は、粒界割れであることから、Ｐ、Sn、Sb、As
等の不純物の粒界偏析による粒界の脆弱化および
粒内と粒界との強度差が大きい場合に歪が粒界に
集中すること等にあるものと考えられている。 この対策として、粒内の強度を下げることが有
効であり、例えば、特公昭57−61817号公報には、
溶接後熱処理温度を高め、そして、粒内の硬度を
下げることができる成分系を有する鋼が開示され
ている。 しかし、この場合、Ｂを有効に働かせるために
Al量を増加させているので、靭性が劣化する。
即ち、Alは、鋼中のＮと結合してAlNとなる。
このAlNは、圧延および熱処理過程で粗大化す
る結果、靭性が劣化する。また、Alは、オース
テナイト粒を細粒化させる。この結果、クリープ
強度が低下するので、耐熱鋼の性能として最も重
要な特性が損なわれる。さらに、溶接後熱処理温
度を高めることを前提としているので、施工時に
制約が付くことになり、経済的にも好ましくな
い。 通常のCr−Mo鋼は、低温割れ感受性が高いの
で、溶接施工時に予熱を行なつて低温割れを防止
している。この予熱温度は、通常、150〜200℃で
あるが、溶接施工時の作業性を考慮するとさらに
低減させる必要がある。板厚は、通常100mmを超
える場合が多いので、多層溶接が採用される。こ
の場合、低温割れを防止するために、パス間温度
の管理を厳格に行なう必要があり、場合によつて
は、多層溶接によつて鋼中に蓄積された水素を除
去するために中間焼鈍を行なうことがある。この
ようなことから、低温割れ感受性を低減させる
と、予熱温度およびパス間温度を低減することが
でき、しかも、中間焼鈍をも省略することができ
るので、作業性および経済性の面で極めて有利で
ある。 〔発明の目的〕 この発明の目的は、極厚鋼板用鋼として必要な
靭性を損うことなく、耐クリープ脆化性および耐
低温割れ性に優れたCr−Mo鋼を提供することに
ある。 〔発明の概要〕 この発明は、Ｃ：0.04〜0.10％、Si：0.01〜0.80
％、Mn：0.45〜1.00％、Cr：0.80〜1.80％、
Mo：0.10〜1.20％、Ti：0.005〜0.015％、Ｂ：
0.0003〜0.0015％、SolAl：0.010〜0.040％、Ｎ：
0.010％以下、残部：鉄および不可避不純物から
なり、必要に応じて、これらの基本成分に、さら
に、Cu：0.50％以下を含有し、または、Ni：0.50
％以下を含有し、または、Ca：0.004〜0.010％、
Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なくとも一種を
含有し、または、Cu：0.50％以下およびNi：0.50
％以下を含有し、または、Cu：0.50％以下、
Ni：0.50％以下を含有し、更に、Ca：0.004〜
0.010％、Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なくと
も一種を含有し、または、Cu：0.50％以下を含有
し、更に、Ca：0.004〜0.010％、Ce：0.0003〜
0.010％のうちの少なくとも一種を含有し、また
は、Ni：0.50％以下を含有し、更に、Ca：0.004
〜0.010％、Ce：0.0003〜0.010％のうちの少なく
とも一種を含有することに特徴を有するものであ
る。 〔発明の構成〕 この発明における成分の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは、0.04％未満では、耐クリープ脆化性の向
上が図れず、一方、0.10％を超えると、溶接熱
影響部の硬さが上昇し、クリープ脆化感受性お
よび低温割れ感受性が上昇する。従つて、0.04
から0.10％の範囲内に限定した。 Si： Siは、0.01％未満では、十分な強度および耐熱
化性を確保できず、一方、0.80％を越えると、
靭性が低下するとともに焼戻し脆化感受性が増
大する。従つて、0.01〜0.80％の範囲に限定し
た。 Mn： Mnは、0.45％未満では、強度および靭性の向
上が望めず、一方、1.00％を超えると焼戻し脆
化感受性が高まる。従つて、0.45〜1.00％の範
囲に限定した。 Cr： Crは、0.80％未満では、圧力容器用鋼にとつて
重要な性能である高温強度、耐水素侵食性およ
び耐酸化性の向上が望めず、一方、1.80％を超
えると溶接性が悪くなり且つコスト高となる。
従つて、0.80〜1.80％の範囲に限定した。 Mo： Moは、安定して炭化物を生成するために、Cr
と同様、高温強度、クリープ強度および耐水素
侵食性の向上に有効であるが、0.10％未満で
は、その効果が望めず、一方、1.20％を超える
と溶接性が悪くなり且つコスト高となる。従つ
て、0.10〜1.20％の範囲に限定した。 Ti： Tiは、0.005％未満では、固溶Ｎを十分に固定
できず、一方、0.015％を超えると靭性が損わ
れる。従つて、0.005〜0.015％の範囲に限定し
た。 Ｂ： Ｂは、クリープ強度およびクリープ延性を長時
間に亘つて確保するのに有効であり且つ焼入性
を向上させるとともに組織を均一なベイナイト
組織にするために必須な元素である。しかし、
0.0003％未満では、上述した効果が十分に現わ
れず、一方、0.0015％を超えて添加しても上述
した効果の向上は望めないばかりか、再熱割れ
あるいは高温割れを助長する。従つて、0.0003
〜0.0015％の範囲に限定した。 SolAl： SolAlは、0.010％未満では、結晶粒を十分に微
細化できず且つ固溶Ｎを十分に固定できない。
一方、0.040％を超えるとクリープ強度が低下
する。従つて、0.010〜0.040％の範囲に限定し
た。 Ｎ： Ｎは、0.010％を超えると、BNの生成を防止す
るためのTiおよびAl量を増加させる必要があ
り、このためにクリープ特性に悪影響を及ぼ
す。 従つて、0.010％以下に限定した。 次に、この発明による効果を更に向上させる
ために、上述した基本成分に付加的に添加する
成分の限定理由を説明する。 Cu： Cuは、固溶強化元素として鋼の強度を高める
のに有効であるが、0.50％を超えると熱間加工
性が劣化する。従つて、0.50％以下に限定し
た。 Ni： Niは、焼入性を良好にするとともに靭性改善
に有効であるが、0.50％を超えると硬さの上昇
に伴つて冷間加工性が劣化する。従つて、0.50
％以下に限定した。 Ca： Caは、0.004％未満では、クリープ脆化感受性
を十分に低減させることができず、一方、
0.010％を超えても上述した効果の向上が望め
ないとともに介在物量が増加して鋼の清浄度が
低下する。従つて、0.004〜0.010％の範囲に限
定した。 Ce： Ceは、0.0003％未満では、クリープ脆化感受性
を十分に低減させることができず、一方、
0.010％を超えても上述した効果の向上が望め
ないとともに介在物量が増加して鋼の清浄度が
低下する。従つて、0.0003〜0.010％の範囲に
限定した。 次に、この発明を実施例により更に詳細に説明
する。 第１表に示す成分を有する本発明鋼１から5B
および比較鋼６〜９を用意し、これらについて次
の試験を行なつた。
【表】
【表】
Cr−Mo鋼の低温割れ感受性を低減するには、
割れ防止予熱温度とＣ量との関係を示す第１図か
ら明らかなように、Ｃ量を低減することが最も有
効である。通常の１ 1/4Cr−１／２Mo鋼のＣ量は、 0.13〜0.15％であるから割れ防止予熱温度は、
150℃程度にする必要がある。 低温割れ性の改善の面からは、上述したように
Ｃ量を低減することが効果的であるが、極厚鋼板
用に用いられるCr−Mo鋼においては、この鋼に
よつて作られる装置の安全性を確保する意味から
所望の靭性も要求される。 Ｃ量を低減させると焼入性が低下するととも
に、靭性の確保に必要な、均一なベイナイト組織
を得ることができない。これを補うためには、Ｂ
を添加することが効果的であり、Ｂを有効に作用
させるためには、微量のTiおよびAlを添加する
必要がある。この理由は、鋼中のＮの存在により
BNが生成されると、焼入性の向上効果がなくな
ることにある。このようなことから、ＮをTiお
よびAlによつて固定する必要がある。 勿論、前述した先行文献に記載されているよう
に、AlだけでもＮを固定することはできるが、
このようにすると、過剰のAlによつて圧延およ
び熱処理中に粗大なAlNが生成される結果、靭
性が劣化し且つ耐熱鋼として最も重要な特性であ
るクリープ強度が低下する。 このようなことから、この発明は、Alの添加
を極力避け、Ｎとの結合力が強いTiを添加して
Ｎを固定し、これによつて、靭性の劣化およびク
リープ強度の低下を共に防ぐものである。 先づ、比較鋼６、７、８について、550℃にお
ける引張り強度と溶接熱影響部の硬さとの関係を
調べた。この結果を第２図に示す。そして、本発
明鋼３および比較鋼６、７、８について、550℃
における切欠き試験片のクリープ破断強度（切欠
きクリープ破断強度）と溶接熱影響部の硬さとの
関係を調べた。その結果を第３図に示す。 第２図から明らかなように、溶接熱影響部の硬
さを上昇させることは、高温引張り強度を高める
ことになるが、第３図から明らかなように、切欠
きクリープ破断強度は、溶接熱影響部の硬さの上
昇に伴つて低下する。 なお、第３図において、○，〓，□，◇，△印
は、それぞれ103時間経過後の結果を示し、−○−，
−〓−，−□−，−◇−，−△−印は、それぞれ104時
間
経過後の結果を示す。そして、図中、実線矢印
は、103時間経過後の母材のクリープ破断強度の
下限値を示し、点線矢印は、104時間経過後の母
材のクリープ強度の下限値を示す。 第３図から明らかなように、切欠きクリープ破
断強度は、溶接熱影響部の硬さの上昇に伴つて低
下する。 次に、本発明鋼３および比較鋼６、７、８につ
いて、14Kgｆ／mm2付加応力におけるクリープ破断
時間を調べた。その結果を第４図に示す。図中、
〓〓印は、平滑試験片を示し、〓〓印は、切欠き
試験片を示す。 第４図から明らかなように、比較鋼６は、溶接
後熱処理条件(1)の基で、その切欠きクリープ破断
時間は、平滑クリープ破断時間より短かい。しか
し、本発明鋼３は、溶接後熱処理条件(1)、(2)の基
でも、その切欠きクリープ破断時間は、平滑クリ
ープ破断時間より長く、しかも、母材のクリープ
破断時間の上限レベルを超えている。 次に、本発明鋼３について、応力と時間との関
係について調べた。図中、○，〓，●印は、平滑
試験片を示し、−○−，−〓−，−●−は、切欠き試験
片を示す。 第５図から明らかなように、本発明鋼３は、
104時間経過してもクリープ脆化の傾向は認めら
れない。 一方、比較鋼７のように、Nbが添加されると
粒内強度が高くなる結果、第４図に示すように、
14Kgｆ／mm2の付加応力での切欠きクリープ破断時
間は、平滑クリープ破断時間に比べて大幅に短か
くなる。そして、第３図から明らかなように、
103時間および104時間経過後の切欠きクリープ破
断強度は、母材のクリープ破断強度の下限レベル
を下回る。これは、この種の鋼によつて作られた
装置は、設計寿命に満たずして早期に溶接熱影響
部からクリープ割れを起すことを意味する。この
ようなことから本発明鋼にはNbが添加されてい
ない。 次に、クリープ特性を調べるために、本発明鋼
１〜5Bおよび比較鋼６、７について、溶接熱影
響部の切欠き低速度引張り試験を行なつた。この
結果を第２表に示す。
割れ防止予熱温度とＣ量との関係を示す第１図か
ら明らかなように、Ｃ量を低減することが最も有
効である。通常の１ 1/4Cr−１／２Mo鋼のＣ量は、 0.13〜0.15％であるから割れ防止予熱温度は、
150℃程度にする必要がある。 低温割れ性の改善の面からは、上述したように
Ｃ量を低減することが効果的であるが、極厚鋼板
用に用いられるCr−Mo鋼においては、この鋼に
よつて作られる装置の安全性を確保する意味から
所望の靭性も要求される。 Ｃ量を低減させると焼入性が低下するととも
に、靭性の確保に必要な、均一なベイナイト組織
を得ることができない。これを補うためには、Ｂ
を添加することが効果的であり、Ｂを有効に作用
させるためには、微量のTiおよびAlを添加する
必要がある。この理由は、鋼中のＮの存在により
BNが生成されると、焼入性の向上効果がなくな
ることにある。このようなことから、ＮをTiお
よびAlによつて固定する必要がある。 勿論、前述した先行文献に記載されているよう
に、AlだけでもＮを固定することはできるが、
このようにすると、過剰のAlによつて圧延およ
び熱処理中に粗大なAlNが生成される結果、靭
性が劣化し且つ耐熱鋼として最も重要な特性であ
るクリープ強度が低下する。 このようなことから、この発明は、Alの添加
を極力避け、Ｎとの結合力が強いTiを添加して
Ｎを固定し、これによつて、靭性の劣化およびク
リープ強度の低下を共に防ぐものである。 先づ、比較鋼６、７、８について、550℃にお
ける引張り強度と溶接熱影響部の硬さとの関係を
調べた。この結果を第２図に示す。そして、本発
明鋼３および比較鋼６、７、８について、550℃
における切欠き試験片のクリープ破断強度（切欠
きクリープ破断強度）と溶接熱影響部の硬さとの
関係を調べた。その結果を第３図に示す。 第２図から明らかなように、溶接熱影響部の硬
さを上昇させることは、高温引張り強度を高める
ことになるが、第３図から明らかなように、切欠
きクリープ破断強度は、溶接熱影響部の硬さの上
昇に伴つて低下する。 なお、第３図において、○，〓，□，◇，△印
は、それぞれ103時間経過後の結果を示し、−○−，
−〓−，−□−，−◇−，−△−印は、それぞれ104時
間
経過後の結果を示す。そして、図中、実線矢印
は、103時間経過後の母材のクリープ破断強度の
下限値を示し、点線矢印は、104時間経過後の母
材のクリープ強度の下限値を示す。 第３図から明らかなように、切欠きクリープ破
断強度は、溶接熱影響部の硬さの上昇に伴つて低
下する。 次に、本発明鋼３および比較鋼６、７、８につ
いて、14Kgｆ／mm2付加応力におけるクリープ破断
時間を調べた。その結果を第４図に示す。図中、
〓〓印は、平滑試験片を示し、〓〓印は、切欠き
試験片を示す。 第４図から明らかなように、比較鋼６は、溶接
後熱処理条件(1)の基で、その切欠きクリープ破断
時間は、平滑クリープ破断時間より短かい。しか
し、本発明鋼３は、溶接後熱処理条件(1)、(2)の基
でも、その切欠きクリープ破断時間は、平滑クリ
ープ破断時間より長く、しかも、母材のクリープ
破断時間の上限レベルを超えている。 次に、本発明鋼３について、応力と時間との関
係について調べた。図中、○，〓，●印は、平滑
試験片を示し、−○−，−〓−，−●−は、切欠き試験
片を示す。 第５図から明らかなように、本発明鋼３は、
104時間経過してもクリープ脆化の傾向は認めら
れない。 一方、比較鋼７のように、Nbが添加されると
粒内強度が高くなる結果、第４図に示すように、
14Kgｆ／mm2の付加応力での切欠きクリープ破断時
間は、平滑クリープ破断時間に比べて大幅に短か
くなる。そして、第３図から明らかなように、
103時間および104時間経過後の切欠きクリープ破
断強度は、母材のクリープ破断強度の下限レベル
を下回る。これは、この種の鋼によつて作られた
装置は、設計寿命に満たずして早期に溶接熱影響
部からクリープ割れを起すことを意味する。この
ようなことから本発明鋼にはNbが添加されてい
ない。 次に、クリープ特性を調べるために、本発明鋼
１〜5Bおよび比較鋼６、７について、溶接熱影
響部の切欠き低速度引張り試験を行なつた。この
結果を第２表に示す。
【表】
切欠き低速度引張り試験は、粒界破面率によつ
てクリープ脆化感受性を評価したものである。第
２表から明らかなように、本発明鋼は、何れも粒
界破面率が０であるので、クリープ脆化感受性が
低いことがわかる。 次に、本発明鋼１から5Bおよび比較鋼６、８、
９について、靭性および低温割れ性試験を行なつ
た。この結果を第３表に示す。
てクリープ脆化感受性を評価したものである。第
２表から明らかなように、本発明鋼は、何れも粒
界破面率が０であるので、クリープ脆化感受性が
低いことがわかる。 次に、本発明鋼１から5Bおよび比較鋼６、８、
９について、靭性および低温割れ性試験を行なつ
た。この結果を第３表に示す。
以上説明したように、この発明によれば、極厚
鋼板用鋼として必要な靭性を損うことなく、耐ク
リープ脆化性および耐低温割れ性に優れたCr−
Mo鋼を得ることができるといつたきわめて有用
な効果がもたらされる。
鋼板用鋼として必要な靭性を損うことなく、耐ク
リープ脆化性および耐低温割れ性に優れたCr−
Mo鋼を得ることができるといつたきわめて有用
な効果がもたらされる。
第１図は、割れ防止予熱温度とＣ量との関係を
示すグラフ、第２図は、550℃における引張り強
度と溶接熱影響部の硬さとの関係を示すグラフ、
第３図は、550℃における切欠き試験片のクリー
プ破断強度と溶接熱影響部の硬さとの関係を示す
グラフ、第４図は、14Kgｆ／mm2付加応力における
クリープ破断時間を示すグラフ、第５図は、応力
と時間との関係を示すグラフである。
示すグラフ、第２図は、550℃における引張り強
度と溶接熱影響部の硬さとの関係を示すグラフ、
第３図は、550℃における切欠き試験片のクリー
プ破断強度と溶接熱影響部の硬さとの関係を示す
グラフ、第４図は、14Kgｆ／mm2付加応力における
クリープ破断時間を示すグラフ、第５図は、応力
と時間との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下（以上、重量％）、 残部：鉄および不可避不純物 からなることを特徴とする、耐クリープ脆化性お
よび耐低温割れ性に優れたCr−Mo鋼。 ２ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Cu：0.50％以下（以上、重量％）、 残部：鉄および不可避不純物 からなることを特徴とする、耐クリープ脆化性お
よび耐低温割れ性に優れたCr−Mo鋼。 ３ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Ni：0.50％以下（以上、重量％）、 残部：鉄および不可避不純物 からなることを特徴とする、耐クリープ脆化性お
よび耐低温割れ性に優れたCr−Mo鋼。 ４ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 残部：鉄および不可避不純物を含有し、更に、 Ca：0.004〜0.010％、 Ce：0.0003〜0.010％（以上、重量％）、 のうちの少なくとも一種を含有することを特徴と
する、耐クリープ脆化性および耐低温割れ性に優
れたCr−Mo鋼。 ５ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Cu：0.50％以下、 Ni：0.50％以下、 残部：鉄および不可避不純物 からなることを特徴とする、耐クリープ脆化性お
よび耐低温割れ性に優れたCr−Mo鋼。 ６ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Cu：0.50％以下、 Ni：0.50％以下、 残部：鉄および不可避不純物を含有し、更に、 Ca：0.004〜0.010％、 Ce：0.0003〜0.010％（以上、重量％）、 のうちの少なくとも一種を含有することを特徴と
する、耐クリープ脆化性および耐低温割れ性に優
れたCr−Mo鋼。 ７ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Cu：0.50％以下、 残部：鉄および不可避不純物を含有し、更に、 Ca：0.004〜0.010％、 Ce：0.0003〜0.010％（以上、重量％）、 のうちの少なくとも一種を含有することを特徴と
する、耐クリープ脆化性および耐低温割れ性に優
れたCr−Mo鋼。 ８ Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.01〜0.80％、 Mn：0.45〜1.00％、 Cr：0.80〜1.80％、 Mo：0.10〜1.20％、 Ti：0.005〜0.015％、 Ｂ：0.0003〜0.0015％、 SolAl：0.010〜0.040％、 Ｎ：0.010％以下、 Ni：0.50％以下、 残部：鉄および不可避不純物を含有し、更に、 Ca：0.004〜0.010％、 Ce：0.0003〜0.010％（以上、重量％）、 のうちの少なくとも一種を含有することを特徴と
する、耐クリープ脆化性および耐低温割れ性に優
れたCr−Mo鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9812886A JPS62256946A (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | 耐クリ−プ脆化性および耐低温割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9812886A JPS62256946A (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | 耐クリ−プ脆化性および耐低温割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62256946A JPS62256946A (ja) | 1987-11-09 |
| JPH0465892B2 true JPH0465892B2 (ja) | 1992-10-21 |
Family
ID=14211629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9812886A Granted JPS62256946A (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | 耐クリ−プ脆化性および耐低温割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62256946A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP3836499B2 (ja) * | 1991-03-08 | 2006-10-25 | シェブロン リサーチ アンド テクノロジー カンパニー | 低硫黄改質法 |
| JP4656416B2 (ja) * | 2006-01-18 | 2011-03-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接性に優れた耐火鋼材 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5942745B2 (ja) * | 1979-06-11 | 1984-10-17 | 住友金属工業株式会社 | 強度靱性のすぐれた非調質型熱間加工用Ｃｒ−Ｍｏ鋼 |
| JPS5942744B2 (ja) * | 1979-06-11 | 1984-10-17 | 住友金属工業株式会社 | 強度靭性のすぐれた非調質型熱間加工用Ｃｒ−Ｍｏ鋼 |
-
1986
- 1986-04-30 JP JP9812886A patent/JPS62256946A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62256946A (ja) | 1987-11-09 |
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