JPS642185B2 - - Google Patents
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- JPS642185B2 JPS642185B2 JP12157883A JP12157883A JPS642185B2 JP S642185 B2 JPS642185 B2 JP S642185B2 JP 12157883 A JP12157883 A JP 12157883A JP 12157883 A JP12157883 A JP 12157883A JP S642185 B2 JPS642185 B2 JP S642185B2
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Description
本発明は高靭性Cr−Mo鋼の創案に係り、極厚
大単重圧力容器用鋼ボイラー用鋼の如きにおいて
溶接性の改善を充分な強度、靭性を維持しつつ実
現するようにしたものである。 圧力容器を製造するための工程としては通常素
材鋼板をAc3点以上の温度に加熱し、熱間加工後
空冷、或いは熱間加工−焼準−（焼戻し）（場合に
よつては熱間加工後焼入焼戻しを行うこともあ
る）し、その後溶接−溶接後熱処理（Post Weld
Heat Treatment：以下PWHTという）を１回
〜数回繰返す方法が採られている。従つてこのよ
うなボイラー用及び圧力容器用鋼板に要求される
性能としては熱間加工性および溶接性に優れてい
ることは言うまでもなく、これらの製造熱履歴を
受けた後においても十分な強度と靭性を維持して
いることが重要である。しかし一般に斯様な圧力
用容器に使用される鋼板は近時における施工およ
び操業の高能率化によつて容器が大型化し、その
板厚も50〜400mmと厚くなるため前記した製造工
程の中でもとりわけ熱間加工後空冷又は焼準によ
り製造するものはオーステナイト域からの冷却速
度が小さくなり、特に板厚中心部では充分な強
度、靭性を維持することが困難となる。然してこ
のような目的で採用されるCr−Mo鋼において充
分な強度、靭性を確保するにはミクロ組織として
均一なベイナイト組織を得る必要があり、従来は
この均一なベイナイト組織を得るために焼入性を
高める合金元素の添加という方法が採られてい
た。ところがこの焼入性を高める合金元素の添加
は同時に溶接部の硬度を高め、溶接性を低下させ
るものであるから十分な対策となし得ない。そこ
で近時においては焼入性を上げるために合金元素
を添加するのではなく、焼入性向上に有効な元素
であるＢとともにTiかAlの何れか一方又は両者
を同時添加する方法が採られている。即ちこの場
合のTi，Al添加の目的は鋼中の固溶Ｎを固定し
てBNの生成を抑制することにより焼入性を高め
るのに有効な固溶Ｂ量を確保することにある。然
し上記のようにしても前述したように板厚の大き
いボイラー用或いは圧力容器用鋼板のように造塊
時に大型の大単重鋼塊を使用する場合には鋼塊の
凝固速度が頗る遅くなるので従来のようにTi添
加量が0.010〜0.050％と多いときには鋼塊中心部
に粗大なTiNを生成し、この粗大TiNは熱力学
的に甚だ安定な析出物であるため圧延、熱処理の
熱履歴を経た後においても鋼板の板厚中心部に残
存することとなり鋼板の靭性を甚だしく劣化させ
る原因となつている。またAl添加の場合はAlN
の溶解度積がTiNに比較してかなり大きいため
Ｎを充分に固定するにはAlNを生成する化学量
論的な量を超えて過剰なAlを添加する必要があ
り、この過剰なAlは靭性に悪影響を及ぼす粗大
なAlNを生成すると共にクリープ強度を劣化さ
せるため圧力容器用鋼の成分としては好ましいも
のでない。 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、極厚大単重鋼板にお
いても優れた溶接性を有すると共にその鋼板を
Ac3点以上の温度に加熱し、熱間加工後空冷、或
いは熱間加工−焼準−（焼戻し）処理を行つた後
においても、即ちこの鋼板を用いてボイラー或い
は圧力容器を製造した場合におけるこれらの容器
等が、充分な強度と靭性を具備していることにあ
る。更に具体的に言うならば、この強度、靭性の
レベルとしては焼戻しパラメーター〔Ｐ＝Ｔ（log
ｔ＋20）〕の値が21.5×103以内においては充分な
PWHTを施した後においても強度としては
ASTMA387gr.21.22class2の規格値を満足し、靭
性としては（同じくPWHTを施した後において
も）シヤルピー試験における被面遷移温度（以下
vTsという）が−50℃以下を満たすことにある。
即ち本発明の基本発明によるものは、wt％（以
下単に％という）で、Ｃ：0.03〜0.15％、Si：
0.05〜0.20％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：2.0超え
3.50％迄、Mo：0.80〜2.00％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.015％以下、Ti：0.010％未満、Ｂ：0.0002
〜0.0010％、sol.Al：0.005〜0.050％、Ｎ：0.0040
％以下を含有し、しかも前記Ｎ量とTi量が、 Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024 の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる高靭性Cr−Mo鋼に関するものである。 又第２発明によるものは上記基本発明によるも
のに更にNi：0.05〜0.60％もしくはＶ：0.05〜
0.20％の何れか１種又は双方を含有するものであ
る。 斯かる本発明について更に説明すると、本発明
は極厚大単重鋼板、換言すれば特に30トン以上の
大単重鋼塊を用いて製造するCr−Mo鋼におい
て、強度、靭性を所期のレベルに維持しつつ溶接
性を改善する効果を最大限状態に発揮するもので
ある。なおここで前記した焼戻しパラメーターに
ついて若干説明すると、前述したＰ＝Ｔ（log ｔ
＋20）において、Ｔは焼戻し又は／及びPWHT
温度（゜Ｋ＝℃＋273）、ｔは焼戻又は／および
PWHT時間（hr）であり、本発明で規定するＰ
値が21.5×103以内として、例えばＰ＝21.0×103
というのは焼戻し又は／及びPWHT温度として
670℃、700℃を採用したとすればｔとしては夫々
185.9hr又は38.3hrに亘り該温度に保持する熱履
歴を意味することになる。 上記したような本発明の成分組成設定理由につ
いて、先ず本発明鋼の特徴であるTi、Ｂ、Ｎに
関し説明すると以下の如くである。 即ち従来のCr−Mo鋼においては溶接性および
強度、靭性の改善対策としてTi、Ｂの添加のよ
うな方法が採られていることは前記した通りであ
るが、圧力容器用鋼板に使用される、例えば30ト
ン以上の大型大単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TiNを生成し
靭性に悪影響を与える。そこで本発明者等は鋼塊
単重が30トン相当の凝固をシユミレートした一連
の実験を行い、その後所定の焼準−焼戻処理をし
たＢ添加２ １／4Cr−1Mo鋼及び3Cr−1Mo鋼
においてTi量とＮ量のバランスと強度、靭性の
関係を調査した結果、粗大なTiNの生成が抑制
され、強度、靭性ともに優れたTiとＮ量のバラ
ンスが存在することを確認した。即ち第１図はこ
のTi、Ｎ量のバランスとvTs（℃）、YS（Kg／mm2）
の関係をＣ：0.13〜0.15％、Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.52〜0.60％、Ｐ：0.003〜0.007％、Ｓ：
0.001〜0.003％、Cr：2.42〜3.21％、Mo：0.96〜
1.03％、Ti：０〜0.022％、Ｂ：0.0003〜0.0007
％、sol.Al：0.012〜0.018％、T.N：0.0015〜
0.0048％、残部Feから成る前記シユミレート材に
つき焼準−（焼戻）−PWHT処理した場合につい
て示すものであるが、この焼準における冷却速度
としては300mm相当板厚のそれを採用し、焼戻し
又は／及びPWHTの条件としては前記Ｐ値とし
て21.0×103を採用した。 一方Ｂの焼入効果を発揮させるためには通常固
溶Ｂ量として２〜10ppm程度が適当であるとされ
ているので、Ｎ含有量を変えたTi−free（Tiを含
有しない）Ｂ含有3Cr−1Mo鋼（Ｂ：0.0003〜
0.0007％）について同様な熱処理を行い、機械的
性質を検討した。即ち、その結果は第２図に示す
如くで、Ｂの焼入性はＮ量によつてかなり急激に
変化することが明らかになつた。つまり第２図に
みられるようにＮ量が0.0024％以下のときには強
度、靭性が大幅に向上しており、Ｂの焼入性が充
分に発揮されていることがわかる。然してこの場
合焼準温度においては、 Ｂ〔固溶〕＋Ｎ〔固溶〕BN〔析出物〕 … の平衡関係が考えられるところ、total Ｎ量が前
記0.0024％以下においてはBN〔折出物〕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つているものと認め
られる。 ところで前記した第１図の場合のように強力な
Ｎ固定元素であるTiが存在する場合は、焼準温
度で鋼中Ｎの一部、つまりTi含有量に対して
TiNの化学量論的結合ラインａ……ａ以下のＮ
はTiNとして結合し固定されている。従つてＢ
に充分な焼入性を発揮させるためにはTiによつ
て固定されないＮ量、即ち〔Total Ｎ−14／48×Ti 量〕を前記0.0024％以下とすればよい筈である。
事実第１図に示すようにＮ0.0040％で、Ti＜
0.010％の範囲内においては鋼中Ｎと鋼中Tiとの
関係が、 Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024 … の関係を満足する範囲内では高強度且つ高靭性が
得られているが、Ｎ＞14／48×Ti（％）＋0.0024とな るとＢの焼入性が発揮されず、低強度、低靭性材
しか得られていない。しかしＮ0.0040％のよう
な高Ｎ量領域で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
鋼塊中心部の凝固速度が遅くなつて1μm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、Ｎ量の範囲としては、 Ti＜0.010％ … Ｎ0.0040％ … であることが強度と靭性の確保のため非常に重要
であると言える。又Ｎ0.0040％の低Ｎ量領域で
もTiをTiNの化学量論的に必要な値以上に過剰
に添加すると粗大TiNは生成しないものの、今
度はTiCの析出に起因した靭性劣化を生ずるため
Tiを高Ｎ、低Ｎ量領域の何れの場合においても
0.010％未満とする必要のあることが判明した。 以上のことから例えば板厚50mm以上の極厚大単
重圧力容器用鋼板において優れた強度、靭性を焼
準材においても確保するには前記した、、
式の関係を同時に満足させるようにTi、Ｎ量を
第１図にハツチングを施して示した範囲にコント
ロールすることが必要である。 Ｂは、固溶Ｎが十分にTiで固定されている場
合は、0.0002％以上添加すれば焼入れ性向上に効
果があり、0.0010％を超える添加は逆に焼入れ性
を低下させるため、Ｂの最適添加量は0.0002〜
0.0010％である。 以上のことを考慮して上記Ｎ、Ti、Ｂ以外の
成分の限定理由を述べると以下の如くである。 Ｃは、必要な強度を得るために0.03％以上の含
有が必要であるが、0.15％を超えて含有させると
靭性および溶接性が劣化するので上限を0.15％と
する。 Siは、脱酸効果および強度確保の点から0.05％
以上とする必要があるが、0.20％を超える含有は
靭性および焼戻し脆化に悪影響を与えるので上限
を0.20％とする。 Mnは、本発明のごとくＣを低減したときの強
度補償元素として重要であり、少なくとも0.20％
以上は必要であるが、溶接性を考慮して上限を
1.20％とする。 Crは、高温における耐酸化性、耐水素アタツ
ク特性および強度を確保するため2.00％を超える
添加を必要とするが、溶接性を考慮して上限を
3.50％とする。 Moは、高温強度および焼戻し軟化抵抗を高め
るために0.80％以上の添加を必要とするが、コス
ト上昇および溶接性劣化の点から上限を2.00％と
する。 Ｐは、焼戻し脆性にきわめて有害なので、
0.020％以下とする。 Ｓは、靭性に対して有害であるので0.015％以
下とする。 sol.Alは、結晶粒の微細化効果並びに固溶Ｎの
固定によりＢの焼入れ性効果を高める働きがある
が、これらの効果を得るには少なくとも0.005％
を必要とするが、0.050％を超える過剰な添加含
有は、Tiと同様に粗大窒化物を生成し靭性を害
するため0.005〜0.050％の範囲とする。 又以上の成分の基本発明に対し耐水素アタツク
特性などの要求性能に応じてNi又はＶの何れか
１種または双方を含有させたものを第２発明とす
るもので、これら成分限定理由を述べると以下の
如くである。 Niは、強度を上昇させ、靭性を改善するので、
その効果が期待できる0.05％以上を添加するが
0.6％を超えて含有せしめても効果が飽和しコス
トが上昇するだけであるので上限を0.6％とする。 Ｖは焼戻しにより安定な炭化物を形成し、高温
強度や耐水素アタツク特性を改善するが、その効
果が期待できる0.05％以上添加するが、多すぎる
と靭性および溶接性を害するため上限を0.20％と
する。 本発明によるものの具体的な製造例について説
明すると以下の如くである。 本発明者等の具体的に製造した本発明鋼および
その比較例たる従来鋼の化学成分組成は次の第１
表に示す通りである。
大単重圧力容器用鋼ボイラー用鋼の如きにおいて
溶接性の改善を充分な強度、靭性を維持しつつ実
現するようにしたものである。 圧力容器を製造するための工程としては通常素
材鋼板をAc3点以上の温度に加熱し、熱間加工後
空冷、或いは熱間加工−焼準−（焼戻し）（場合に
よつては熱間加工後焼入焼戻しを行うこともあ
る）し、その後溶接−溶接後熱処理（Post Weld
Heat Treatment：以下PWHTという）を１回
〜数回繰返す方法が採られている。従つてこのよ
うなボイラー用及び圧力容器用鋼板に要求される
性能としては熱間加工性および溶接性に優れてい
ることは言うまでもなく、これらの製造熱履歴を
受けた後においても十分な強度と靭性を維持して
いることが重要である。しかし一般に斯様な圧力
用容器に使用される鋼板は近時における施工およ
び操業の高能率化によつて容器が大型化し、その
板厚も50〜400mmと厚くなるため前記した製造工
程の中でもとりわけ熱間加工後空冷又は焼準によ
り製造するものはオーステナイト域からの冷却速
度が小さくなり、特に板厚中心部では充分な強
度、靭性を維持することが困難となる。然してこ
のような目的で採用されるCr−Mo鋼において充
分な強度、靭性を確保するにはミクロ組織として
均一なベイナイト組織を得る必要があり、従来は
この均一なベイナイト組織を得るために焼入性を
高める合金元素の添加という方法が採られてい
た。ところがこの焼入性を高める合金元素の添加
は同時に溶接部の硬度を高め、溶接性を低下させ
るものであるから十分な対策となし得ない。そこ
で近時においては焼入性を上げるために合金元素
を添加するのではなく、焼入性向上に有効な元素
であるＢとともにTiかAlの何れか一方又は両者
を同時添加する方法が採られている。即ちこの場
合のTi，Al添加の目的は鋼中の固溶Ｎを固定し
てBNの生成を抑制することにより焼入性を高め
るのに有効な固溶Ｂ量を確保することにある。然
し上記のようにしても前述したように板厚の大き
いボイラー用或いは圧力容器用鋼板のように造塊
時に大型の大単重鋼塊を使用する場合には鋼塊の
凝固速度が頗る遅くなるので従来のようにTi添
加量が0.010〜0.050％と多いときには鋼塊中心部
に粗大なTiNを生成し、この粗大TiNは熱力学
的に甚だ安定な析出物であるため圧延、熱処理の
熱履歴を経た後においても鋼板の板厚中心部に残
存することとなり鋼板の靭性を甚だしく劣化させ
る原因となつている。またAl添加の場合はAlN
の溶解度積がTiNに比較してかなり大きいため
Ｎを充分に固定するにはAlNを生成する化学量
論的な量を超えて過剰なAlを添加する必要があ
り、この過剰なAlは靭性に悪影響を及ぼす粗大
なAlNを生成すると共にクリープ強度を劣化さ
せるため圧力容器用鋼の成分としては好ましいも
のでない。 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、極厚大単重鋼板にお
いても優れた溶接性を有すると共にその鋼板を
Ac3点以上の温度に加熱し、熱間加工後空冷、或
いは熱間加工−焼準−（焼戻し）処理を行つた後
においても、即ちこの鋼板を用いてボイラー或い
は圧力容器を製造した場合におけるこれらの容器
等が、充分な強度と靭性を具備していることにあ
る。更に具体的に言うならば、この強度、靭性の
レベルとしては焼戻しパラメーター〔Ｐ＝Ｔ（log
ｔ＋20）〕の値が21.5×103以内においては充分な
PWHTを施した後においても強度としては
ASTMA387gr.21.22class2の規格値を満足し、靭
性としては（同じくPWHTを施した後において
も）シヤルピー試験における被面遷移温度（以下
vTsという）が−50℃以下を満たすことにある。
即ち本発明の基本発明によるものは、wt％（以
下単に％という）で、Ｃ：0.03〜0.15％、Si：
0.05〜0.20％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：2.0超え
3.50％迄、Mo：0.80〜2.00％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.015％以下、Ti：0.010％未満、Ｂ：0.0002
〜0.0010％、sol.Al：0.005〜0.050％、Ｎ：0.0040
％以下を含有し、しかも前記Ｎ量とTi量が、 Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024 の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる高靭性Cr−Mo鋼に関するものである。 又第２発明によるものは上記基本発明によるも
のに更にNi：0.05〜0.60％もしくはＶ：0.05〜
0.20％の何れか１種又は双方を含有するものであ
る。 斯かる本発明について更に説明すると、本発明
は極厚大単重鋼板、換言すれば特に30トン以上の
大単重鋼塊を用いて製造するCr−Mo鋼におい
て、強度、靭性を所期のレベルに維持しつつ溶接
性を改善する効果を最大限状態に発揮するもので
ある。なおここで前記した焼戻しパラメーターに
ついて若干説明すると、前述したＰ＝Ｔ（log ｔ
＋20）において、Ｔは焼戻し又は／及びPWHT
温度（゜Ｋ＝℃＋273）、ｔは焼戻又は／および
PWHT時間（hr）であり、本発明で規定するＰ
値が21.5×103以内として、例えばＰ＝21.0×103
というのは焼戻し又は／及びPWHT温度として
670℃、700℃を採用したとすればｔとしては夫々
185.9hr又は38.3hrに亘り該温度に保持する熱履
歴を意味することになる。 上記したような本発明の成分組成設定理由につ
いて、先ず本発明鋼の特徴であるTi、Ｂ、Ｎに
関し説明すると以下の如くである。 即ち従来のCr−Mo鋼においては溶接性および
強度、靭性の改善対策としてTi、Ｂの添加のよ
うな方法が採られていることは前記した通りであ
るが、圧力容器用鋼板に使用される、例えば30ト
ン以上の大型大単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TiNを生成し
靭性に悪影響を与える。そこで本発明者等は鋼塊
単重が30トン相当の凝固をシユミレートした一連
の実験を行い、その後所定の焼準−焼戻処理をし
たＢ添加２ １／4Cr−1Mo鋼及び3Cr−1Mo鋼
においてTi量とＮ量のバランスと強度、靭性の
関係を調査した結果、粗大なTiNの生成が抑制
され、強度、靭性ともに優れたTiとＮ量のバラ
ンスが存在することを確認した。即ち第１図はこ
のTi、Ｎ量のバランスとvTs（℃）、YS（Kg／mm2）
の関係をＣ：0.13〜0.15％、Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.52〜0.60％、Ｐ：0.003〜0.007％、Ｓ：
0.001〜0.003％、Cr：2.42〜3.21％、Mo：0.96〜
1.03％、Ti：０〜0.022％、Ｂ：0.0003〜0.0007
％、sol.Al：0.012〜0.018％、T.N：0.0015〜
0.0048％、残部Feから成る前記シユミレート材に
つき焼準−（焼戻）−PWHT処理した場合につい
て示すものであるが、この焼準における冷却速度
としては300mm相当板厚のそれを採用し、焼戻し
又は／及びPWHTの条件としては前記Ｐ値とし
て21.0×103を採用した。 一方Ｂの焼入効果を発揮させるためには通常固
溶Ｂ量として２〜10ppm程度が適当であるとされ
ているので、Ｎ含有量を変えたTi−free（Tiを含
有しない）Ｂ含有3Cr−1Mo鋼（Ｂ：0.0003〜
0.0007％）について同様な熱処理を行い、機械的
性質を検討した。即ち、その結果は第２図に示す
如くで、Ｂの焼入性はＮ量によつてかなり急激に
変化することが明らかになつた。つまり第２図に
みられるようにＮ量が0.0024％以下のときには強
度、靭性が大幅に向上しており、Ｂの焼入性が充
分に発揮されていることがわかる。然してこの場
合焼準温度においては、 Ｂ〔固溶〕＋Ｎ〔固溶〕BN〔析出物〕 … の平衡関係が考えられるところ、total Ｎ量が前
記0.0024％以下においてはBN〔折出物〕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つているものと認め
られる。 ところで前記した第１図の場合のように強力な
Ｎ固定元素であるTiが存在する場合は、焼準温
度で鋼中Ｎの一部、つまりTi含有量に対して
TiNの化学量論的結合ラインａ……ａ以下のＮ
はTiNとして結合し固定されている。従つてＢ
に充分な焼入性を発揮させるためにはTiによつ
て固定されないＮ量、即ち〔Total Ｎ−14／48×Ti 量〕を前記0.0024％以下とすればよい筈である。
事実第１図に示すようにＮ0.0040％で、Ti＜
0.010％の範囲内においては鋼中Ｎと鋼中Tiとの
関係が、 Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024 … の関係を満足する範囲内では高強度且つ高靭性が
得られているが、Ｎ＞14／48×Ti（％）＋0.0024とな るとＢの焼入性が発揮されず、低強度、低靭性材
しか得られていない。しかしＮ0.0040％のよう
な高Ｎ量領域で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
鋼塊中心部の凝固速度が遅くなつて1μm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、Ｎ量の範囲としては、 Ti＜0.010％ … Ｎ0.0040％ … であることが強度と靭性の確保のため非常に重要
であると言える。又Ｎ0.0040％の低Ｎ量領域で
もTiをTiNの化学量論的に必要な値以上に過剰
に添加すると粗大TiNは生成しないものの、今
度はTiCの析出に起因した靭性劣化を生ずるため
Tiを高Ｎ、低Ｎ量領域の何れの場合においても
0.010％未満とする必要のあることが判明した。 以上のことから例えば板厚50mm以上の極厚大単
重圧力容器用鋼板において優れた強度、靭性を焼
準材においても確保するには前記した、、
式の関係を同時に満足させるようにTi、Ｎ量を
第１図にハツチングを施して示した範囲にコント
ロールすることが必要である。 Ｂは、固溶Ｎが十分にTiで固定されている場
合は、0.0002％以上添加すれば焼入れ性向上に効
果があり、0.0010％を超える添加は逆に焼入れ性
を低下させるため、Ｂの最適添加量は0.0002〜
0.0010％である。 以上のことを考慮して上記Ｎ、Ti、Ｂ以外の
成分の限定理由を述べると以下の如くである。 Ｃは、必要な強度を得るために0.03％以上の含
有が必要であるが、0.15％を超えて含有させると
靭性および溶接性が劣化するので上限を0.15％と
する。 Siは、脱酸効果および強度確保の点から0.05％
以上とする必要があるが、0.20％を超える含有は
靭性および焼戻し脆化に悪影響を与えるので上限
を0.20％とする。 Mnは、本発明のごとくＣを低減したときの強
度補償元素として重要であり、少なくとも0.20％
以上は必要であるが、溶接性を考慮して上限を
1.20％とする。 Crは、高温における耐酸化性、耐水素アタツ
ク特性および強度を確保するため2.00％を超える
添加を必要とするが、溶接性を考慮して上限を
3.50％とする。 Moは、高温強度および焼戻し軟化抵抗を高め
るために0.80％以上の添加を必要とするが、コス
ト上昇および溶接性劣化の点から上限を2.00％と
する。 Ｐは、焼戻し脆性にきわめて有害なので、
0.020％以下とする。 Ｓは、靭性に対して有害であるので0.015％以
下とする。 sol.Alは、結晶粒の微細化効果並びに固溶Ｎの
固定によりＢの焼入れ性効果を高める働きがある
が、これらの効果を得るには少なくとも0.005％
を必要とするが、0.050％を超える過剰な添加含
有は、Tiと同様に粗大窒化物を生成し靭性を害
するため0.005〜0.050％の範囲とする。 又以上の成分の基本発明に対し耐水素アタツク
特性などの要求性能に応じてNi又はＶの何れか
１種または双方を含有させたものを第２発明とす
るもので、これら成分限定理由を述べると以下の
如くである。 Niは、強度を上昇させ、靭性を改善するので、
その効果が期待できる0.05％以上を添加するが
0.6％を超えて含有せしめても効果が飽和しコス
トが上昇するだけであるので上限を0.6％とする。 Ｖは焼戻しにより安定な炭化物を形成し、高温
強度や耐水素アタツク特性を改善するが、その効
果が期待できる0.05％以上添加するが、多すぎる
と靭性および溶接性を害するため上限を0.20％と
する。 本発明によるものの具体的な製造例について説
明すると以下の如くである。 本発明者等の具体的に製造した本発明鋼および
その比較例たる従来鋼の化学成分組成は次の第１
表に示す通りである。
【表】
又これらの第１表に示した本発明鋼および従来
鋼のそれぞれについての30トン鋼塊相当機械的性
質を要約して示すと次の第２表の通りである。
鋼のそれぞれについての30トン鋼塊相当機械的性
質を要約して示すと次の第２表の通りである。
【表】
即ち従来鋼である鋼ＨはＢを含有しないので焼
入れ性に劣り、強度および靭性がともに不良とな
つている。又鋼Ｋ、ＬおよびＭはTi−Ｂ系であ
つて焼入性が向上し強度的には前記ASTMでの
規定（ASTM Ａ−387grade 21 22class2によれ
ば常温降伏強度YSが31.6Kg／mm2以上で、常温引
張強さT.Sは52.7〜70.3Kg／mm2とされている）を
満足するものの、Tiが0.01％以上であるため大型
鋼塊冷却時の粗大TiN析出により靭性が劣つて
いる。更に鋼Ｉ、Ｊは何れもTi量としては本発
明の範囲内にあるとしてもTi量とＮ含有量の関
係においては本発明の範囲から外れており、Ｂの
焼入性を充分に発揮し得ないところから強度レベ
ルが低いのみならず、靭性も好ましいものではな
い。これらの比較鋼材に対し本発明鋼によるもの
はＡ〜Ｇの何れをとつても同一グレードの従来鋼
（比較鋼）に対して靭性が何れも優れており、YS
値およびT.S値も前記ASTMの規定を充分に満足
している。 以上説明したような本発明によるときはボイラ
ー用や圧力容器用の極厚大単重Cr−Mo鋼材に関
して溶接性を充分に確保しつつ充分な強度、靭性
を発揮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。
入れ性に劣り、強度および靭性がともに不良とな
つている。又鋼Ｋ、ＬおよびＭはTi−Ｂ系であ
つて焼入性が向上し強度的には前記ASTMでの
規定（ASTM Ａ−387grade 21 22class2によれ
ば常温降伏強度YSが31.6Kg／mm2以上で、常温引
張強さT.Sは52.7〜70.3Kg／mm2とされている）を
満足するものの、Tiが0.01％以上であるため大型
鋼塊冷却時の粗大TiN析出により靭性が劣つて
いる。更に鋼Ｉ、Ｊは何れもTi量としては本発
明の範囲内にあるとしてもTi量とＮ含有量の関
係においては本発明の範囲から外れており、Ｂの
焼入性を充分に発揮し得ないところから強度レベ
ルが低いのみならず、靭性も好ましいものではな
い。これらの比較鋼材に対し本発明鋼によるもの
はＡ〜Ｇの何れをとつても同一グレードの従来鋼
（比較鋼）に対して靭性が何れも優れており、YS
値およびT.S値も前記ASTMの規定を充分に満足
している。 以上説明したような本発明によるときはボイラ
ー用や圧力容器用の極厚大単重Cr−Mo鋼材に関
して溶接性を充分に確保しつつ充分な強度、靭性
を発揮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図は強度、靭性におよぼすＮ−Tiバラ
ンスの影響を示した図表、第２図はTiを含有し
ない3Cr−1Mo鋼において強度、靭性におよぼす
Ｎ量の影響を示した図表である。
て、第１図は強度、靭性におよぼすＮ−Tiバラ
ンスの影響を示した図表、第２図はTiを含有し
ない3Cr−1Mo鋼において強度、靭性におよぼす
Ｎ量の影響を示した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.15wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.20wt％、 Cr：2.00超え3.50wt％迄、 Mo：0.80〜2.00wt％、 Ｐ：0.020wt％以下、 Ｓ：0.015wt％以下、 sol.Al：0.005〜0.050wt％、 Ti：0.010wt％未満、 Ｂ：0.0002〜0.0010wt％、 Ｎ：0.0040wt％以下、 を含有すると共にしかも前記Ｎ量とTi量が、 Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024％ の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
から成ることを特徴とする靭性に優れたCr−Mo
鋼。 ２ Ｃ：0.03〜0.15wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.20wt％、 Cr：2.00超え3.50wt％迄、 Mo：0.80〜2.00wt％、 Ｐ：0.020wt％以下、 Ｓ：0.015wt％以下、 sol.Al：0.005〜0.050wt％、 Ti：0.010wt％未満、 Ｂ：0.0002〜0.0010wt％、 Ｎ：0.0040wt％以下、 を含有すると共にNi：0.05〜0.6wt％もしくは
Ｖ：0.05〜0.20wt％以下の何れか１種又は双方を
含有し、しかも前記Ｎ量とTi量が Ｎ14／48×Ti（％）＋0.0024％ の関係を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
から成ることを特徴とする靭性に優れたCr−Mo
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12157883A JPS6017056A (ja) | 1983-07-06 | 1983-07-06 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12157883A JPS6017056A (ja) | 1983-07-06 | 1983-07-06 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6017056A JPS6017056A (ja) | 1985-01-28 |
| JPS642185B2 true JPS642185B2 (ja) | 1989-01-13 |
Family
ID=14814705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12157883A Granted JPS6017056A (ja) | 1983-07-06 | 1983-07-06 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6017056A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPS62235420A (ja) * | 1986-04-02 | 1987-10-15 | Japan Casting & Forging Corp | 圧力容器用鍛鋼の製造法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5421810B2 (ja) * | 1973-11-15 | 1979-08-02 | ||
| JPS56253A (en) * | 1979-06-11 | 1981-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Cr-mo steel of excellent strength and tenacity to be hot- worked |
| JPS5927376B2 (ja) * | 1980-08-29 | 1984-07-05 | 川崎製鉄株式会社 | 板厚７５ｍｍ以上の石油精製装置、石炭液化装置および石炭ガス化装置その他圧力容器に供せられるＣｒ−Ｍｏ鋼材 |
| JPS6020460B2 (ja) * | 1981-02-04 | 1985-05-22 | 新日本製鐵株式会社 | 圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 |
-
1983
- 1983-07-06 JP JP12157883A patent/JPS6017056A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6017056A (ja) | 1985-01-28 |
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