JP2520198B2 - 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法Info
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Description
しての鋼材の製造方法に関するものであり、特に350
〜530℃程度の中高温域で稼働されるボイラ、金属溶
解炉、加熱炉、塔槽類等の高温機器用鋼材の製造方法で
ある。
温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の観点か
らC−Mo鋼(ASTM規格A204Bに相当する鋼)
やMn−Mo鋼(ASTM規格A302Bに相当する
鋼)が多く使用されている。しかし、溶接性および靭性
の点で必ずしも十分でないと言う技術的問題があった。
くの場合、0.22〜0.25%)に加えて、Moを
0.5%程度含有することから、溶接熱影響部の硬化性
を示す炭素当量Ceq(Ceq=C+Si/24+Mn
/6+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14)が
通常0.45以上となり、また、溶接割れ感受性を示す
パラメータPcm(Pcm=C+Si/30+Mn/2
0+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15
+V/15+5B)の値が通常0.30以上となり、溶
接構造物として極めて高い値となっている。従って、溶
接割れ感受性が極めて高く溶接施工時の予熱温度を高く
せざるを得ず、省エネルギーおよび溶接作業性の観点か
ら好ましくなく、改善の必要がある。
とから高温特性、特にクリープ特性を重視するため粗粒
鋼を指向することとなり、初期靭性、即ち供用開始時の
靭性が低い状態にある。。これに加えて多量に添加され
たMoが、機器稼働中の熱履歴により炭化物として析出
・凝集し、靭性をさらに低下させることになる。このよ
うな、低い溶接性および靭性は構造物の脆性破壊につな
がり、機器の安全操業の観点から好ましくなく、改善の
必要がある。
55号にて、(1)溶接性改善の観点からCeqおよび
Pcmを低く抑え、(2)靭性の観点からAl,Nb等
により初期靭性を向上するとともに、使用中の靭性低下
を考慮してSi量を低減し、(3)必要に応じてV,N
b,B等を微量添加し強度向上をはかり、(4)特に高
温強度低下を補うため高温加工直後急冷、焼きもどし処
理を実施する溶接性ならびに靭性を改善させる低合金耐
熱鋼の製造方法を発明した。
でなく、良好な溶接性および靭性を有している。しか
し、圧延仕上温度が高い場合、クリープ強度で代表され
る高温強度は変化しないが、操業の起動停止時等の温度
変動に由来する疲労損傷に対する特性、即ち高温低サイ
クル疲労特性が低下する課題があり、製造条件が変動し
ても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能な低合
金耐熱鋼の製造方法の開発が望ましい。
りでなく、良好な溶接性および靭性を有し、製造条件が
変動しても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能
な低合金耐熱鋼の製造方法を目的とする。
高温加工の後直接焼入焼もどし使用される低合金耐熱鋼
の高温低サイクル疲労強度への化学成分および製造条件
の影響について研究を重ねた結果、適量のTi添加によ
り高い温度での加工後の直接焼入焼もどしによっても良
好な高温低サイクル疲労強度を得られることを見いだし
た。本発明はこの知見によりなされたものである。その
要旨とするところは、(1)重量%でC:0.03〜
0.12%、Si:0.01〜0.15%、Mn:0.
20〜1.60%、Mo:0.15〜0.45%、A
l:0.005〜0.05%、N:0.001〜0.0
1%、Ti:0.003〜0.027%、残部は不可避
的不純物と実質的にFeである鋼を1000〜1280
℃の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が850〜10
50℃であり、仕上圧延終了温度より30℃高温からの
累積圧下率が5〜75%の仕上圧延を行い、その後、A
r3 以上の温度域から1〜60℃/sec の平均冷却速度
で300℃以下まで冷却した後、600〜720℃の温
度で焼もどしすることを特徴とする高温低サイクル疲労
特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法であ
り、(2)重量%でV:0.02〜0.12%、Nb:
0.005〜0.04%の少なくとも1種以上を含有す
る高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐
熱鋼の製造方法にある。
0.06%C−0.05%Si−1.2%Mn−0.0
05%P−0.003%S−0.25%Mo−0.02
6%Al−0.0043%N鋼およびこの鋼に0.01
2%Tiを添加した鋼(Ar3 =771℃)を1220
℃に加熱後、800〜1050℃の間の種々の温度で圧
延終了温度+30℃よりの累積圧下率(以下単に圧下
率)30%の仕上圧延を終了し、800℃より300℃
以下までを2℃/secの平均冷却速度で冷却し、650
℃で1時間の焼もどしを行った。
験結果およびクリープ破断強度を示す。高温低サイクル
疲労試験条件は、全歪範囲:1.5%、歪速度:0.1
%/sec である。クリープ破断試験は、500〜600
℃で3本以上の試験を行い、応力とラルソンミラーパラ
メータ:(20+log(t))×(T+273)により、
500℃でのクリープ破断強度が1000時間となる応
力を求めた。ここで、tは破断時間(h)、Tはクリー
プ破断試験温度(℃)である。
n−Mo鋼では、上記の条件での低サイクル疲労試験で
の破断回数は、高くても900回程度である。この特性
を基準に種々の機器が設計され使用されてきている。T
iを添加しない場合、仕上圧延終了温度が850〜90
0℃で最大の値となるが概ね900サイクルであり、旧
来の鋼であるC−Mo鋼やMn−Mo鋼と同等程度であ
る。仕上圧延終了温度がさらに上昇すると破断回数が徐
々に低下し、旧来の鋼であるC−Mo鋼やMn−Mo鋼
より下回ることになる。これに対し、0.012%Ti
を添加した場合、仕上圧延終了温度が900℃で破断回
数が1000サイクルと旧来の鋼より高いばかりでな
く、仕上圧延終了温度が900℃以上でも破断回数が低
下せず、仕上圧延終了温度が1050℃と高温になって
も900サイクルが確保される。クリープ破断強度は8
50℃以上の仕上圧延終了温度により殆ど変化しない
が、850℃より低い場合にはクリープ破断強度が低下
し、仕上圧延終了温度を850℃以上にする必要があ
る。
−1.2%Mn−0.005%P−0.003%S−
0.25%Mo−0.026%Al−0.0043%N
鋼に種々の量のTiを添加し、仕上圧延終了温度を98
0〜1020℃とした場合の高温低サイクル疲労試験結
果を示す。仕上圧延終了温度以外の条件は図1と同様で
ある。先に述べた旧来の鋼での性能である900回は、
Ti量が0.003%以上、0.027%以下で達成さ
れ、Ti添加の範囲は0.003〜0.027%が望ま
しい。
強度を確保するために少なくとも0.03%以上必要と
するが、溶接性ならびに靭性を考慮すると低Cの方が有
利である。上限については望ましくは0.10%である
が、実用上それほど影響の現れない0.12%を上限と
した。
るが、脱酸がAl等により十分になされた場合には却っ
て靭性に悪影響があり、特に使用中熱履歴の如き長時間
の加熱に対しての脆化に悪影響を及ぼすことから、経済
的に低減できる下限値として0.01%とした。上限値
については靭性に悪影響を与えない範囲として0.15
%とした。
り、同時にその量が増大すると溶接性を悪くする元素で
ある。強度、靭性および溶接性のバランスから好ましい
範囲は0.6〜1.35%であるが、下限値は強度向上
効果がやや顕著になる0.2%とし、上限値は靭性改善
効果の少なくなることに加えて溶接性の低下が著しくな
る1.60%とした。
強度、特に高温強度を高める元素として、必須の元素で
ある。本発明におけるMoの役割は、高温加工後直接焼
入によって得られた組織を、焼もどし、応力除去焼なま
し、および使用中の熱履歴においても安定に維持し、高
強度を保証するものである。その効果はMo量が多いほ
ど顕著であるが、添加量が増大すると溶接性および靭
性、特に使用中脆化に悪影響が認められ、好ましい範囲
は0.20〜0.35%であるが、高温強度改善効果が
やや顕著になる0.15%を下限値とし、上限値は溶接
性および使用中脆化が問題とならない上限値の0.45
%とした。
本発明のようにSiを極力低く抑えた鋼では必須の元素
であり、且つ、細粒化により靭性を改善するが、その添
加量が多くなると介在物が生じ却って靭性を低下させ
る。好ましい範囲は0.015〜0.035%である
が、下限値は脱酸が十分になされ靭性改善効果が現れる
0.005%とし、上限値は靭性の問題にならない0.
05%とした。
性が低下する。また、適量のNは鋼中のAlとAlNを
形成し、細粒化を通して靭性向上に効果がある。好まし
い添加範囲は0.0030〜0.0060%であるが、
下限値は細粒化による靭性効果が期待できる必要量の下
限である0.0010%とし、上限は強度上昇に伴う靭
性低下の点から0.0100%とした。
り、高温加工後直接焼入、焼もどし処理することによ
り、極く微量添加で高温強度を顕著に改善する効果があ
るが、同時に靭性を低下する傾向が認められ、添加する
場合の好ましい範囲は0.03〜0.08%であるが、
下限値はその強度向上効果が顕著になる0.02%以上
とし、上限値は靭性が問題とならない値である0.12
%とした。
つであり、Vと同様に高温加工後直接焼入、焼もどし処
理することにより、極く微量の添加で高温強度を顕著に
改善する効果を有する。また、細粒化効果により靭性を
改善する。しかし、その量が増加し過ぎると却って強度
および靭性を低下させる。添加する場合の好ましい範囲
は0.015〜0.030%であるが、下限値は強度向
上効果が現れる0.005%とし、上限値は強度および
靭性の低下し始める0.04%とした。
明する。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十
分に固溶し、かつ、良好な加工性が得られる1000℃
を下限温度に定めた。上限温度は固溶の観点から高い方
が好ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点
から、これらの問題が顕著にならない温度として128
0℃を上限とした。
が、これ以下の温度で仕上圧延を行うとクリープ強度の
低下が顕著になる。仕上圧延終了温度が1050℃以上で
は、図1で述べたように高温低サイクル疲労強度が急激
に低下するため、この温度を上限とした。
与し、組織を改善するためである。高温では圧延による
塑性歪の回復が大きく、仕上圧延終了温度より高すぎる
と、材質改善効果をなくす。そこで、この回復効果の大
きくない温度差である30℃を用い、仕上圧延による有
効な圧下量として、〔(仕上圧延終了温度+30℃の板
厚)−(仕上圧延終了後の板厚)〕/(仕上圧延終了温
度+30℃の板厚)を用いた。この圧下率の下限を5%
以上としたが、これ未満の加工では最終製品の結晶粒が
粗大化し、靭性が低下するためである。圧下量が高い程
圧延の効果が大きいが、75%超の圧下率では圧延反力
が高く、圧延機の寿命が極めて低下するため、上限を7
5%とした。
変態が一部開始されており十分な強度が得られず、冷却
の開始をAr3 温度以上とする。Ar3 温度はこれまで
よく調査されており、成分の関数として、 Ar3 (℃)=−396×C(%)+24.6×Si
(%)−68.1×Mn(%)+29.6×Mo(%)
+868 が得られており、これを用いることができる。また、3
00℃超の温度で冷却を停止した場合、変態が完了しな
い場合があり、冷却の下限温度を300℃以下とした。
Ar3 以上から300℃以下までの平均冷却速度は、引
張強さの低下が顕著とならない1℃/sec を下限とし
た。上限については10mm厚の水冷相当の60℃/sec
とした。
ある600℃を下限温度とし、引張強さの低下が顕著と
ならない720℃を上限とした。
加工する場合、冷間加工、温間加工さらには溶接施工が
なされるが、歪取りあるいは残留応力の除去のため、適
当な焼きなましを実施しても構わない。
い、表2中に示す条件で圧延・熱処理した。
であり、常温および高温の引張強さ、500℃でのクリ
ープ破断強度さらには靭性が良好であるばかりでなく、
500℃での高温低サイクル試験での破断繰返し数が高
く、優れた特性を示す。これに対し、鋼2,4,9では
Tiが添加されておらず、高温低サイクル疲労試験での
破断繰返し数が少ない。鋼6では、加熱温度が1000
℃より低く、高温低サイクル疲労強度は概ね良好である
が、常温および高温での引張強さ、500℃でのクリー
プ破断強度が低い。鋼8および13にはTiが添加され
ているが、仕上圧延終了温度が1050℃より高く、高
温低サイクル疲労強度が低い。鋼11では仕上圧延終了
温度が800℃より低く、各種の強度、特にクリープ破
断強度が低い。鋼14ではC量が発明の範囲より低く、
高温低サイクル疲労強度は良好であるが強度が低い。鋼
15および16ではC量が発明の範囲を超えており、強
度が高いが、靭性および高温低サイクル疲労強度が劣っ
ている。
延終了温度)が大きく変動しても安定した高温低サイク
ル疲労強度が得られるようになった。さらに、高温で圧
延できるため圧延反力を小さくでき、圧延機への負担が
軽減される。また、同じ能力の圧延機でも大きな圧下を
付与することができ、生産性も効率よく向上される。仕
上圧延終了温度を低く制御する必要がなくなり、鋼板の
温度低下のための圧延の待時間が省略でき、ライン占有
時間の短縮による生産性向上も大きい。このように、本
発明方法による鋼板は、起動停止が頻繁な機器の製作に
供される鋼材の重要な特性である高温低サイクル疲労特
性を安価かつ安定的に確保可能である。このため、本発
明鋼で製作されたボイラ、金属溶解炉、加熱炉、塔槽類
等では高温低サイクル疲労特性が良好であり、これらの
機器の安全な操業を長時間保証することができ、工業的
価値が大きい。
びクリープ破断強度への仕上圧延終了温度の影響を示す
図表である。
リープ破断強度へのTi添加量を示す図表である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で C :0.03〜0.12% Si:0.01〜0.15% Mn:0.20〜1.60% Mo:0.15〜0.45% Al:0.005〜0.05% N :0.001〜0.01% Ti:0.003〜0.027% 残部は不可避的不純物と実質的にFeである鋼を100
0〜1280℃の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が
850〜1050℃であり、仕上圧延終了温度より30
℃高温からの累積圧下率が5〜75%の仕上圧延を行
い、その後、Ar3 以上の温度域から1〜60℃/sec
の平均冷却速度で300℃以下まで冷却した後、600
〜720℃の温度で焼きもどしすることを特徴とする高
温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼
の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で V :0.02〜0.12% Nb:0.005〜0.04% の少なくとも1種以上を含有する請求項1に記載の高温
低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3030777A JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3030777A JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04272125A JPH04272125A (ja) | 1992-09-28 |
JP2520198B2 true JP2520198B2 (ja) | 1996-07-31 |
Family
ID=12313115
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3030777A Expired - Lifetime JP2520198B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2520198B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0663026B2 (ja) * | 1985-12-12 | 1994-08-17 | 川崎製鉄株式会社 | 直接焼入れ工程による高強度高じん性ボロン添加厚鋼板の製造法 |
-
1991
- 1991-02-26 JP JP3030777A patent/JP2520198B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH04272125A (ja) | 1992-09-28 |
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