JPS6339660B2 - - Google Patents
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- JPS6339660B2 JPS6339660B2 JP2490383A JP2490383A JPS6339660B2 JP S6339660 B2 JPS6339660 B2 JP S6339660B2 JP 2490383 A JP2490383 A JP 2490383A JP 2490383 A JP2490383 A JP 2490383A JP S6339660 B2 JPS6339660 B2 JP S6339660B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- steel
- strength
- less
- pwht
- 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.)
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- Pressure Vessels And Lids Thereof (AREA)
Description
本発明は非調質の高強度高靱性圧力容器用鋼の
創案に係り、溶接後熱処理によつても優れた強度
特性と靱性特性値を確保することのできる高強度
高靱性圧力容器用鋼を提供しようとするものであ
る。 アンモニアコンバーターやメタノールコンバー
ターのような高温水素雰囲気で使用される容器
や、高温で運転されるボイラー用鋼としては従来
Ｃ−0.5Mo鋼が多く使用されている。即ちこのＣ
−0.5Mo鋼としてはASTM規格ではA204が規格
化されており、又JISではJIS.G3103にSB46M、
49Mとして規格されているもので、成分的には比
較的高Ｃを基本とし、0.15〜0.30wt％Si、0.9wt
％以下のMn、0.45〜0.60wt％のMoを含有してい
ることを特徴としている。ところで従来これらの
材料は高温で使用されることから開発の主眼が高
温強度やクリープ特性におかれていて、靱性に関
しては余り顧みられていないが、最近では事故事
例からして斯うした材料についても靱性が要求さ
れるようになり、強度を具備しつつ優れた靱性を
有するものが強く望まれている。又斯うした材料
は容器製作時に数回の溶接後熱処理（Post Weld
Hert Treatment：以下PWHTという）を受け
るため、鋼板製造時のみならず、苛酷なPWHT
条件後においても充分な強度、靱性を具備させる
ことが必要である。然るに前記した従来のＣ−
0.5Mo鋼は板厚が38mmを超えると焼準（Nor）又
は焼準−焼戻（Nor−Temp）されるのが一般的
であるが、Mn量が低く、焼入性が低いため、フ
エライトを主体とした組織、即ちフエライト＋ベ
イナイト組織になる。しかも高温での強度を確保
する目的から一般には高Ｃ系となつており、靱性
の低いベイナイト組織がフエライト地に分散され
たような組織になつていて、斯うした成分系は鋼
板製造時の靱性を損うばかりでなく、PWHT時
における処理時間、処理温度の増加によつて靱性
劣化を示す、所謂SR（応力除去焼鈍）脆化現象が
著しくなり、PWHT後の靱性確保がますます困
難となる。又前記SR脆化は強度低下を伴つた靱
性劣化現象であり、強度低下と靱性劣化を同時に
極力抑制する必要があるが、Ｃ量増加による強度
確保は靱性レベルの低下と共に靱性劣化を助長
し、更にこのＣ量増加は溶接性や加工性を損うこ
ととなるので、何れにしても前記したような要請
に即応し得ないこととなる。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、非調質の厚肉Ｃ−
0.5Mo鋼において、溶接性、加工性を損うことな
しに前記PWHT後においても充分な強度を有し、
又従来鋼に比較して高靱性を具備させた鋼を得る
ことに成功した。即ち本発明によるものの成分組
成wt％（以下単に％という）は、0.07％≦Ｃ≦
0.25％、0.10％≦Si≦0.50％、0.40％≦Mn≦0.90
％、Ｐ≦0.030％、Ｓ≦0.020％、0.50％＜Mo≦
0.65％、0.005％≦sol.Al≦0.04％、0.05％≦Cr≦
0.40％に更に0.005％≦Nb≦0.05％を添加し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなるものであ
り、更にこのような基本発明のものに対して0.05
％≦Ni≦0.40％、0.0002％≦Ｂ≦0.0020％の何れ
か１種又は２種を含有したものであつて、特に
PWHT条件が厳しい板厚50mm以上の鋼を対象と
するものである。 然してこのような本発明の場合における強度、
靱性の目安としては、PWHT後の焼もどしパラ
メータ〔T.P＝Ｔ（Log ｔ＋20）〕が19.0×103以
下の範囲で、強度的にはA204若しくはSB46、
49Mの規格値を満足すること、靱性値的にはvTs
≦０℃であることとする。なお上記した焼戻しパ
ラメータT.P＝Ｔ（Log ｔ＋20）において、Ｔは
PWHTにおける処理温度（単位〓＝℃＋273）、
ｔは当該PWHTにおける処理時間（単位hr）で
あり、又鋼板製造時に焼準後焼戻しを行なつてい
る場合はPWHTだけでなく焼戻処理におけるT.
P値も併せて考えなければならないことは言うま
でもない。更に念のため附言すれば前記T.P値が
19.0×103というのは、例えば焼戻処理を行なつ
ておらず、PWHTの温度として600〜650℃を採
用した場合には当該温度で大略3.5〜58hr処理す
ることを意味するものである。 上記したような本発明によるものの特徴は、Ｃ
−0.5Mo鋼に、0.05〜0.4％の小量のCrと、0.005
〜0.05％のNbを添加することによりPWHT後の
強度と靱性を著しく改善したことにある。 一列として第１表に示す本発明鋼と従来鋼につ
いて、その焼準時の冷却速度変化に伴う引張強さ
（TS）およびPWHT後のvTsの変化を要約して
示すと第１図の如くである。
創案に係り、溶接後熱処理によつても優れた強度
特性と靱性特性値を確保することのできる高強度
高靱性圧力容器用鋼を提供しようとするものであ
る。 アンモニアコンバーターやメタノールコンバー
ターのような高温水素雰囲気で使用される容器
や、高温で運転されるボイラー用鋼としては従来
Ｃ−0.5Mo鋼が多く使用されている。即ちこのＣ
−0.5Mo鋼としてはASTM規格ではA204が規格
化されており、又JISではJIS.G3103にSB46M、
49Mとして規格されているもので、成分的には比
較的高Ｃを基本とし、0.15〜0.30wt％Si、0.9wt
％以下のMn、0.45〜0.60wt％のMoを含有してい
ることを特徴としている。ところで従来これらの
材料は高温で使用されることから開発の主眼が高
温強度やクリープ特性におかれていて、靱性に関
しては余り顧みられていないが、最近では事故事
例からして斯うした材料についても靱性が要求さ
れるようになり、強度を具備しつつ優れた靱性を
有するものが強く望まれている。又斯うした材料
は容器製作時に数回の溶接後熱処理（Post Weld
Hert Treatment：以下PWHTという）を受け
るため、鋼板製造時のみならず、苛酷なPWHT
条件後においても充分な強度、靱性を具備させる
ことが必要である。然るに前記した従来のＣ−
0.5Mo鋼は板厚が38mmを超えると焼準（Nor）又
は焼準−焼戻（Nor−Temp）されるのが一般的
であるが、Mn量が低く、焼入性が低いため、フ
エライトを主体とした組織、即ちフエライト＋ベ
イナイト組織になる。しかも高温での強度を確保
する目的から一般には高Ｃ系となつており、靱性
の低いベイナイト組織がフエライト地に分散され
たような組織になつていて、斯うした成分系は鋼
板製造時の靱性を損うばかりでなく、PWHT時
における処理時間、処理温度の増加によつて靱性
劣化を示す、所謂SR（応力除去焼鈍）脆化現象が
著しくなり、PWHT後の靱性確保がますます困
難となる。又前記SR脆化は強度低下を伴つた靱
性劣化現象であり、強度低下と靱性劣化を同時に
極力抑制する必要があるが、Ｃ量増加による強度
確保は靱性レベルの低下と共に靱性劣化を助長
し、更にこのＣ量増加は溶接性や加工性を損うこ
ととなるので、何れにしても前記したような要請
に即応し得ないこととなる。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、非調質の厚肉Ｃ−
0.5Mo鋼において、溶接性、加工性を損うことな
しに前記PWHT後においても充分な強度を有し、
又従来鋼に比較して高靱性を具備させた鋼を得る
ことに成功した。即ち本発明によるものの成分組
成wt％（以下単に％という）は、0.07％≦Ｃ≦
0.25％、0.10％≦Si≦0.50％、0.40％≦Mn≦0.90
％、Ｐ≦0.030％、Ｓ≦0.020％、0.50％＜Mo≦
0.65％、0.005％≦sol.Al≦0.04％、0.05％≦Cr≦
0.40％に更に0.005％≦Nb≦0.05％を添加し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなるものであ
り、更にこのような基本発明のものに対して0.05
％≦Ni≦0.40％、0.0002％≦Ｂ≦0.0020％の何れ
か１種又は２種を含有したものであつて、特に
PWHT条件が厳しい板厚50mm以上の鋼を対象と
するものである。 然してこのような本発明の場合における強度、
靱性の目安としては、PWHT後の焼もどしパラ
メータ〔T.P＝Ｔ（Log ｔ＋20）〕が19.0×103以
下の範囲で、強度的にはA204若しくはSB46、
49Mの規格値を満足すること、靱性値的にはvTs
≦０℃であることとする。なお上記した焼戻しパ
ラメータT.P＝Ｔ（Log ｔ＋20）において、Ｔは
PWHTにおける処理温度（単位〓＝℃＋273）、
ｔは当該PWHTにおける処理時間（単位hr）で
あり、又鋼板製造時に焼準後焼戻しを行なつてい
る場合はPWHTだけでなく焼戻処理におけるT.
P値も併せて考えなければならないことは言うま
でもない。更に念のため附言すれば前記T.P値が
19.0×103というのは、例えば焼戻処理を行なつ
ておらず、PWHTの温度として600〜650℃を採
用した場合には当該温度で大略3.5〜58hr処理す
ることを意味するものである。 上記したような本発明によるものの特徴は、Ｃ
−0.5Mo鋼に、0.05〜0.4％の小量のCrと、0.005
〜0.05％のNbを添加することによりPWHT後の
強度と靱性を著しく改善したことにある。 一列として第１表に示す本発明鋼と従来鋼につ
いて、その焼準時の冷却速度変化に伴う引張強さ
（TS）およびPWHT後のvTsの変化を要約して
示すと第１図の如くである。
【表】
蓋し同一冷却速度の場合、即ち同一板厚での焼
準材において、本発明鋼Ａが従来鋼Ｂに比較して
高強度且つ高靱性であることは明らかである。本
発明鋼の場合、板厚150mmのような極厚鋼板にお
いても焼ならし処理−PWHT後で50Kg／mm2以上
の引張強さ、０℃以下のvTsが得られていること
は図示の通りである。 又第２図は本発明鋼Ａ（板厚98mm材）と従来鋼
Ｂ（板厚50mm材および100mmシユミレーシヨン材、
即ち100mm材が焼準時において冷却される冷却速
度と同等の冷却速度を再現して焼準した材料）と
の焼戻しパラメーターに伴う強度、靱性の変化を
比較した結果を示すが、略同じ冷却速度材である
本発明鋼Ａの98mm材と比較鋼の100mmシユミレー
シヨン材について強度、靱性を比較すると本発明
鋼Ａが少なくとも５Kg／mm2以上の強度、少なくと
も20℃以上の高靱性を得ていることが明らかであ
る。又本発明鋼Ａの98mm材における靱性は従来鋼
Ｂの厚さ50mm材と同じ靱性を示しているが強度的
には板厚の厚い本発明鋼が上記のように高く、複
合添加の有効性が示され、本発明鋼では、例えば
19.5×103という苛酷なPWHT条件下においても
充分な強度、靱性を具備していることは明らかで
ある。 本発明における各元素の範囲限定理由は以下の
如くである。 Ｃは、ASTMA204、JISG3103のSB46M、
49MにおけるＣ−0.5Mo鋼の強度規格値を満足す
るために0.07％以上を添加することが必要であ
り、一方0.25％を超える添加は低温靱性を劣化さ
せ、溶接性を損うので、0.07〜0.25％とする。 Siは、脱酸剤として必要な元素であり、且つ高
温酸化の防止、高温強度の確保に必要な元素であ
つて、0.10％未満ではその効果がなく、又0.5％
を越えると母材靱性を劣化させるためその範囲を
0.10〜0.50％とした。 Mnは、焼入性を向上させ、又強度、靱性を向
上させるのに必要な元素であつて、0.40％未満で
は規格の強度を満足させることができず、又靱性
の著しい低下を招く。然し0.9％を超えると溶接
性を阻害し、溶接熱影響部の硬さを著しく高める
ため、その範囲は0.4〜0.9％とすることが必要で
ある。 Ｐは、不純物元素として不可避的に含まれる元
素であるが、0.030％を超えることは低温靱性の
劣化を招くので、その上限を0.030％とする。 Ｓは、前記Ｐと同様に不可避的に含まれる元素
であつて、靱性の劣化、材質の異方性助長、板厚
方向特性の劣化、熱間加工性の低下などを招くた
め、特に厚肉材への適用頻度の高い本発明鋼では
その上限を0.020％とすることが必要である。 Moは、高温で使用される鋼材には黒鉛化防
止、高温強度の確保、水素侵食の防止などの観点
からMoを添加するが、0.50％以下ではその効果
が乏しく、又焼入性低下による強度、靱性の劣化
を招く。これに対し0.65％を越える添加は溶接性
を阻害し、溶接継手部靱性を低下させる。従つて
0.50超え0.65％迄の範囲とすることが必要であ
る。 sol.Alは、固溶Ｎを固定し、組織微細化による
靱性向上をもたらすが、0.005％未満では結晶粒
粗大化を惹起し、又0.04％以上添加すると熱間加
工時の延性低下を来すので、0.005〜0.04％未満
の範囲とする。 Crは、既述したように上限を0.40％とし、一方
下限については0.05％未満ではCrの効果が認めら
れないので0.05〜0.40％の範囲とすることが必要
である。 Nbは、微細な炭化物（一部炭窒物）を形成し、
組織の微細化による靱性向上、析出強化による常
温、高温強度の向上をもたらすものであり、又
PWHT処理に伴うセメンタイト、Mo2Cの粗大化
を抑制するため苛酷なPWHT処理条件で使用さ
れるこの種の圧力容器用鋼では必須の元素であ
る。即ち0.005％未満のNbではその効果がなく、
一方0.05％を越えるNbの添加は溶接性を損い、
靱性を劣化させる。従つてNbについては0.005〜
0.05％の範囲とした。 上記したような基本発明に対し、本発明では更
にNi、Ｂを添加することができ、これらの範囲
限定理由は以下の如くである。 Niは、固溶して強度および靱性を向上させる
のに有効な元素であるが、0.05％未満ではその効
果が明確でなく、又このクラスの鋼の経済性を考
慮すれば0.40％を越える添加は著しく不経済とな
るので、0.05〜0.40％とする。 Ｂは、Crと同様に焼入性を向上させる元素で
あり、Crの一部をＢに置きかえて使用すること
は強度、靱性確保の面から有効である。然し
0.0002％未満では焼入性に効果がなく、一方
0.002％を越える添加は溶接性の劣化を招くので、
その範囲を0.0002〜0.002％とした。 本発明によるものの具体的な製造例をその比較
例と共に示して本発明の特徴を説明すると以下の
如くである。 次の第２表に本発明者等の用いた供試鋼の化学
成分を示すが、鋼１〜３は比較鋼であつて、鋼１
は従来鋼、鋼２、３はそれぞれNb、Crを単独に
添加した従来鋼である。これに対し鋼４〜11が本
発明鋼であり、鋼４〜６がCr−Nb系、鋼７〜８
がCr−Nb−Ni系、鋼９がCr−Nb−Ｂ系、鋼10
〜11がCr−Nb−Ni−Ｂ系である。
準材において、本発明鋼Ａが従来鋼Ｂに比較して
高強度且つ高靱性であることは明らかである。本
発明鋼の場合、板厚150mmのような極厚鋼板にお
いても焼ならし処理−PWHT後で50Kg／mm2以上
の引張強さ、０℃以下のvTsが得られていること
は図示の通りである。 又第２図は本発明鋼Ａ（板厚98mm材）と従来鋼
Ｂ（板厚50mm材および100mmシユミレーシヨン材、
即ち100mm材が焼準時において冷却される冷却速
度と同等の冷却速度を再現して焼準した材料）と
の焼戻しパラメーターに伴う強度、靱性の変化を
比較した結果を示すが、略同じ冷却速度材である
本発明鋼Ａの98mm材と比較鋼の100mmシユミレー
シヨン材について強度、靱性を比較すると本発明
鋼Ａが少なくとも５Kg／mm2以上の強度、少なくと
も20℃以上の高靱性を得ていることが明らかであ
る。又本発明鋼Ａの98mm材における靱性は従来鋼
Ｂの厚さ50mm材と同じ靱性を示しているが強度的
には板厚の厚い本発明鋼が上記のように高く、複
合添加の有効性が示され、本発明鋼では、例えば
19.5×103という苛酷なPWHT条件下においても
充分な強度、靱性を具備していることは明らかで
ある。 本発明における各元素の範囲限定理由は以下の
如くである。 Ｃは、ASTMA204、JISG3103のSB46M、
49MにおけるＣ−0.5Mo鋼の強度規格値を満足す
るために0.07％以上を添加することが必要であ
り、一方0.25％を超える添加は低温靱性を劣化さ
せ、溶接性を損うので、0.07〜0.25％とする。 Siは、脱酸剤として必要な元素であり、且つ高
温酸化の防止、高温強度の確保に必要な元素であ
つて、0.10％未満ではその効果がなく、又0.5％
を越えると母材靱性を劣化させるためその範囲を
0.10〜0.50％とした。 Mnは、焼入性を向上させ、又強度、靱性を向
上させるのに必要な元素であつて、0.40％未満で
は規格の強度を満足させることができず、又靱性
の著しい低下を招く。然し0.9％を超えると溶接
性を阻害し、溶接熱影響部の硬さを著しく高める
ため、その範囲は0.4〜0.9％とすることが必要で
ある。 Ｐは、不純物元素として不可避的に含まれる元
素であるが、0.030％を超えることは低温靱性の
劣化を招くので、その上限を0.030％とする。 Ｓは、前記Ｐと同様に不可避的に含まれる元素
であつて、靱性の劣化、材質の異方性助長、板厚
方向特性の劣化、熱間加工性の低下などを招くた
め、特に厚肉材への適用頻度の高い本発明鋼では
その上限を0.020％とすることが必要である。 Moは、高温で使用される鋼材には黒鉛化防
止、高温強度の確保、水素侵食の防止などの観点
からMoを添加するが、0.50％以下ではその効果
が乏しく、又焼入性低下による強度、靱性の劣化
を招く。これに対し0.65％を越える添加は溶接性
を阻害し、溶接継手部靱性を低下させる。従つて
0.50超え0.65％迄の範囲とすることが必要であ
る。 sol.Alは、固溶Ｎを固定し、組織微細化による
靱性向上をもたらすが、0.005％未満では結晶粒
粗大化を惹起し、又0.04％以上添加すると熱間加
工時の延性低下を来すので、0.005〜0.04％未満
の範囲とする。 Crは、既述したように上限を0.40％とし、一方
下限については0.05％未満ではCrの効果が認めら
れないので0.05〜0.40％の範囲とすることが必要
である。 Nbは、微細な炭化物（一部炭窒物）を形成し、
組織の微細化による靱性向上、析出強化による常
温、高温強度の向上をもたらすものであり、又
PWHT処理に伴うセメンタイト、Mo2Cの粗大化
を抑制するため苛酷なPWHT処理条件で使用さ
れるこの種の圧力容器用鋼では必須の元素であ
る。即ち0.005％未満のNbではその効果がなく、
一方0.05％を越えるNbの添加は溶接性を損い、
靱性を劣化させる。従つてNbについては0.005〜
0.05％の範囲とした。 上記したような基本発明に対し、本発明では更
にNi、Ｂを添加することができ、これらの範囲
限定理由は以下の如くである。 Niは、固溶して強度および靱性を向上させる
のに有効な元素であるが、0.05％未満ではその効
果が明確でなく、又このクラスの鋼の経済性を考
慮すれば0.40％を越える添加は著しく不経済とな
るので、0.05〜0.40％とする。 Ｂは、Crと同様に焼入性を向上させる元素で
あり、Crの一部をＢに置きかえて使用すること
は強度、靱性確保の面から有効である。然し
0.0002％未満では焼入性に効果がなく、一方
0.002％を越える添加は溶接性の劣化を招くので、
その範囲を0.0002〜0.002％とした。 本発明によるものの具体的な製造例をその比較
例と共に示して本発明の特徴を説明すると以下の
如くである。 次の第２表に本発明者等の用いた供試鋼の化学
成分を示すが、鋼１〜３は比較鋼であつて、鋼１
は従来鋼、鋼２、３はそれぞれNb、Crを単独に
添加した従来鋼である。これに対し鋼４〜11が本
発明鋼であり、鋼４〜６がCr−Nb系、鋼７〜８
がCr−Nb−Ni系、鋼９がCr−Nb−Ｂ系、鋼10
〜11がCr−Nb−Ni−Ｂ系である。
【表】
然してこれらの供試鋼についての引張特性およ
び衝撃特性は次の第３表の如くである。
び衝撃特性は次の第３表の如くである。
【表】
【表】
即ち鋼４〜11の本発明鋼は何れの成分の組合せ
においても従来鋼もしくは比較鋼に比し高強度、
高靱性を示しており、特に衝撃特性の改善は著し
いものであり、vEo（０℃におけるシヤルピー吸
収エネルギー）は10Kg・ｍ以上となつている。従
来鋼は高Ｃ系であるため強度的には充分高い値を
示しているとして靱性が低く、Nb単独系では組
織微細化による靱性改善は認められるものの焼入
性不足から強度が低く、又Cr単独系では同様に
強度は高いけれども組織微細化による靱性改善が
なされていないため低靱性となつている。 以上説明したような本発明によるときは、非調
質のＣ−0.5Mo鋼たる基本成分系にCrとNbを複
合添加し、或いは必要に応じてこのものに更に
Ni、Ｂの１種又は２種を添加することにより
PWHT後の強度および靱性を充分に確保し、高
強度にして、高靱性圧力容器用鋼として好ましい
鋼種を提供し得るものであつて工業的にその効果
の大きい発明である。
においても従来鋼もしくは比較鋼に比し高強度、
高靱性を示しており、特に衝撃特性の改善は著し
いものであり、vEo（０℃におけるシヤルピー吸
収エネルギー）は10Kg・ｍ以上となつている。従
来鋼は高Ｃ系であるため強度的には充分高い値を
示しているとして靱性が低く、Nb単独系では組
織微細化による靱性改善は認められるものの焼入
性不足から強度が低く、又Cr単独系では同様に
強度は高いけれども組織微細化による靱性改善が
なされていないため低靱性となつている。 以上説明したような本発明によるときは、非調
質のＣ−0.5Mo鋼たる基本成分系にCrとNbを複
合添加し、或いは必要に応じてこのものに更に
Ni、Ｂの１種又は２種を添加することにより
PWHT後の強度および靱性を充分に確保し、高
強度にして、高靱性圧力容器用鋼として好ましい
鋼種を提供し得るものであつて工業的にその効果
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つ
て、第１図は本発明鋼および比較鋼についての強
度および靱性の冷却速度依存性を示した図表、第
２図は同じく本発明鋼および比較鋼について強
度、靱性の焼もどしパラメーターに伴う変化を示
した図表である。
て、第１図は本発明鋼および比較鋼についての強
度および靱性の冷却速度依存性を示した図表、第
２図は同じく本発明鋼および比較鋼について強
度、靱性の焼もどしパラメーターに伴う変化を示
した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.07〜0.25wt％、 Si：0.10〜0.50wt％、 Mn：0.40〜0.90wt％、 Cr：0.05〜0.40wt％、 Mo：0.50超え0.65wt％迄、 Ｐ：0.030wt％以下、 Ｓ：0.020wt％以下、 sol.Al：0.005〜0.04wt％未満、 Nb：0.005〜0.05wt％ を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からな
ることを特徴とする非調質の高強度高靱性圧力容
器用鋼。 ２ Ｃ：0.07〜0.25wt％、 Si：0.10〜0.50wt％、 Mn：0.40〜0.90wt％、 Cr：0.05〜0.40wt％、 Mo：0.50超え0.65wt％迄、 Ｐ：0.030wt％以下、 Ｓ：0.020wt％以下、 sol.Al：0.005〜0.04wt％未満、 Nb：0.005〜0.05wt％ を含有し、しかも Ni：0.05〜0.40wt％、 Ｂ：0.0002〜0.002wt％、 の何れか１種又は２種を含有し、残部は鉄および
不可避的不純物からなることを特徴とする非調質
の高強度高靱性圧力容器用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2490383A JPS59153866A (ja) | 1983-02-18 | 1983-02-18 | 非調質の高強度高靭性圧力容器用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2490383A JPS59153866A (ja) | 1983-02-18 | 1983-02-18 | 非調質の高強度高靭性圧力容器用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59153866A JPS59153866A (ja) | 1984-09-01 |
| JPS6339660B2 true JPS6339660B2 (ja) | 1988-08-05 |
Family
ID=12151132
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2490383A Granted JPS59153866A (ja) | 1983-02-18 | 1983-02-18 | 非調質の高強度高靭性圧力容器用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59153866A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101778398B1 (ko) * | 2015-12-17 | 2017-09-14 | 주식회사 포스코 | 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법 |
| KR101908804B1 (ko) * | 2016-12-21 | 2018-10-16 | 주식회사 포스코 | Pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 |
-
1983
- 1983-02-18 JP JP2490383A patent/JPS59153866A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59153866A (ja) | 1984-09-01 |
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