JP2986601B2 - 高強度高靱性高温圧力容器用鋼 - Google Patents
高強度高靱性高温圧力容器用鋼Info
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- JP2986601B2 JP2986601B2 JP3342906A JP34290691A JP2986601B2 JP 2986601 B2 JP2986601 B2 JP 2986601B2 JP 3342906 A JP3342906 A JP 3342906A JP 34290691 A JP34290691 A JP 34290691A JP 2986601 B2 JP2986601 B2 JP 2986601B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高温強度および靱性
に優れた高温圧力容器用鋼に関するものである。
に優れた高温圧力容器用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】300 ℃を超えるような高温で使用される
圧力容器用鋼材としては、従来、1/2Mo鋼やMn−Mo鋼、M
n−Ni−Mo鋼などが用いられている。しかし、この種の
既知高温高圧容器用鋼の場合、高温強度を確保するため
一般に多量のＣ量を含有させるのが普通である。そのた
め、このＣの多量添加に伴って鋼の溶接性や加工性が劣
化し、あるいは溶接部の靱性が劣化するという大きな問
題点があった。
圧力容器用鋼材としては、従来、1/2Mo鋼やMn−Mo鋼、M
n−Ni−Mo鋼などが用いられている。しかし、この種の
既知高温高圧容器用鋼の場合、高温強度を確保するため
一般に多量のＣ量を含有させるのが普通である。そのた
め、このＣの多量添加に伴って鋼の溶接性や加工性が劣
化し、あるいは溶接部の靱性が劣化するという大きな問
題点があった。
【０００３】これに対し、最近、これら問題点を解決す
るいくつかの提案がなされている。例えば、特開昭59−
153866号公報には、0.5 wt％Mo含有鋼を基本とし、この
鋼にCr, Nb, Ｖを複合添加した高強度高靱性圧力容器用
鋼が開示されており、特開昭59−153867号公報には、Mn
−Mo鋼を基本とし、低Ｃ化およびCrとNb又はＶを複合添
加した溶接性に優れた高靱性圧力容器用鋼が開示されて
おり、また特開昭62−37342 号公報には、0.5 wt％Mo含
有鋼を基本とし、この鋼について低Ｃ化とCr,Ｖ，Ｂの
微量添加により靱性、高温強度を改善した高温高圧容器
用鋼が開示提案されている。
るいくつかの提案がなされている。例えば、特開昭59−
153866号公報には、0.5 wt％Mo含有鋼を基本とし、この
鋼にCr, Nb, Ｖを複合添加した高強度高靱性圧力容器用
鋼が開示されており、特開昭59−153867号公報には、Mn
−Mo鋼を基本とし、低Ｃ化およびCrとNb又はＶを複合添
加した溶接性に優れた高靱性圧力容器用鋼が開示されて
おり、また特開昭62−37342 号公報には、0.5 wt％Mo含
有鋼を基本とし、この鋼について低Ｃ化とCr,Ｖ，Ｂの
微量添加により靱性、高温強度を改善した高温高圧容器
用鋼が開示提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、上述した既
知の高温圧力容器用鋼についての発明者らの研究によれ
ば、これらの鋼材の引張強度(TS)の高温特性は、図１に
示すように、初めに温度の上昇とともに急激に減少し、
その後温度の上昇に伴って約300 ℃程度では逆に上昇し
てピークを示し、そしてこの温度が350 ℃以上になる
と、温度上昇にほぼ比例して次第に減少する傾向のある
ことが判った。
知の高温圧力容器用鋼についての発明者らの研究によれ
ば、これらの鋼材の引張強度(TS)の高温特性は、図１に
示すように、初めに温度の上昇とともに急激に減少し、
その後温度の上昇に伴って約300 ℃程度では逆に上昇し
てピークを示し、そしてこの温度が350 ℃以上になる
と、温度上昇にほぼ比例して次第に減少する傾向のある
ことが判った。
【０００５】この現象についての本発明者らの考えで
は、最初の100 〜200 ℃の急激な引張強度TSの減少は、
鋼材の回復現象によるものであり、その後の200 〜300
℃における引張強度TSの上昇は、炭化物の析出によるも
のであると考えている。
は、最初の100 〜200 ℃の急激な引張強度TSの減少は、
鋼材の回復現象によるものであり、その後の200 〜300
℃における引張強度TSの上昇は、炭化物の析出によるも
のであると考えている。
【０００６】もちろん、この発明で対象としている高温
圧力容器用鋼というのは、一般に300 ℃を超える温度域
で使用されるのが普通であるが、100 〜200 ℃の温度域
ではTSが低くてもよいという理由はなく、事実この種の
鋼も低温域で使用される場合も多い。それ故に、従来こ
の種の鋼について低温(100〜200 ℃) 域でも高いTSを確
保するような努力が払われており、その方法としてCr,
Mo, Ｖ等の強化元素を比較的多量に添加して常温TSの改
善を図る方法が、採用されていた。
圧力容器用鋼というのは、一般に300 ℃を超える温度域
で使用されるのが普通であるが、100 〜200 ℃の温度域
ではTSが低くてもよいという理由はなく、事実この種の
鋼も低温域で使用される場合も多い。それ故に、従来こ
の種の鋼について低温(100〜200 ℃) 域でも高いTSを確
保するような努力が払われており、その方法としてCr,
Mo, Ｖ等の強化元素を比較的多量に添加して常温TSの改
善を図る方法が、採用されていた。
【０００７】しかしながら、このような方法では、Cr,
Mo, Ｖ等の添加元素を多く使用するために、溶接性の劣
化を招く他、コスト高になるという欠点を招いた。
Mo, Ｖ等の添加元素を多く使用するために、溶接性の劣
化を招く他、コスト高になるという欠点を招いた。
【０００８】この発明は、このような従来技術が抱えて
いる問題点を解決し、靱性が高く、しかも高温のみなら
ず低温域でも優れた強度を示す高温圧力容器を安価に提
供することを目的とするものである。
いる問題点を解決し、靱性が高く、しかも高温のみなら
ず低温域でも優れた強度を示す高温圧力容器を安価に提
供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上述した従来技術の抱え
ている技術的課題を解決するべく鋭意研究した結果、発
明者らはその解決手段として有効と思われる次のような
知見を得た。すなわち、種々の成分組成の焼入れ焼きも
どし鋼材について、それの高温強度特性を調査したとこ
ろ、鋼材の200 , 350 ℃の高温強度と、炭素および炭化
物形成元素との関係〔Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18
Ｖ）〕とは図２に示すような関係のあることが判った。
ている技術的課題を解決するべく鋭意研究した結果、発
明者らはその解決手段として有効と思われる次のような
知見を得た。すなわち、種々の成分組成の焼入れ焼きも
どし鋼材について、それの高温強度特性を調査したとこ
ろ、鋼材の200 , 350 ℃の高温強度と、炭素および炭化
物形成元素との関係〔Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18
Ｖ）〕とは図２に示すような関係のあることが判った。
【００１０】この図は、縦軸に室温TSからの低下量を示
し、また横軸に添加したＣ量から炭化物形成元素である
Mo, Cr, Ｖが全て炭化物になったものとしてその炭化物
中のＣ量を引いた値を示したものであるが、Ｃ−（0.06
Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ）が0.06以上では、200 ℃における
室温TSからの低下量が、小さくなることが判ったのであ
る。
し、また横軸に添加したＣ量から炭化物形成元素である
Mo, Cr, Ｖが全て炭化物になったものとしてその炭化物
中のＣ量を引いた値を示したものであるが、Ｃ−（0.06
Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ）が0.06以上では、200 ℃における
室温TSからの低下量が、小さくなることが判ったのであ
る。
【００１１】この現象の根拠については明確ではない
が、発明者らの考えでは、Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18
Ｖ）が0.06以上では、焼入れ焼きもどし後も固溶してい
るＣがかなりあり、そのため鋼材の回復現象が抑制さ
れ、200 ℃におけるTSの低下量が少なくなるためであ
る。また、この固溶Ｃのため200 ℃より高温の温度域、
例えば350 ℃でも析出する炭化物がまだ残っており、こ
の温度域(350℃) でのTSの低下量も小さくなっている。
が、発明者らの考えでは、Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18
Ｖ）が0.06以上では、焼入れ焼きもどし後も固溶してい
るＣがかなりあり、そのため鋼材の回復現象が抑制さ
れ、200 ℃におけるTSの低下量が少なくなるためであ
る。また、この固溶Ｃのため200 ℃より高温の温度域、
例えば350 ℃でも析出する炭化物がまだ残っており、こ
の温度域(350℃) でのTSの低下量も小さくなっている。
【００１２】このような知見に基いて、本発明は、 Ｃ : 0.07 〜0.20wt％、 Si : 0.10 〜0.7 wt％、 Mn : 0.8 〜2.0 wt％、 Cr : 0.05 〜0.40wt％、 Ni : 0.40 〜2.00wt％、 Mo : 0.05 〜0.35wt％、 Ｖ : 0.01 〜0.05wt％、 Ｂ : 3〜20 ppm、 Al : 0.04 〜0.1 wt％、 Ｎ≦ 40 ppm 、 Ｐ≦ 0.020wt％ および Ｓ≦ 0.005wt％ を含有し、かつ炭素および炭化物形成元素が Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ) ≧0.06 の関係を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼（第１発
明）、 Ｃ : 0.07 〜0.20wt％、 Si : 0.10 〜0.7 wt％、 Mn : 0.8 〜2.0 wt％、 Cr : 0.05 〜0.40wt％、 Ni : 0.40 〜2.00wt％、 Mo : 0.05 〜0.35wt％、 Ｖ : 0.01 〜0.05wt％ Ｂ : 3〜20 ppm、 Al : 0.04 〜0.1 wt％、 Ｎ≦ 40 ppm 、 Ｐ≦ 0.020wt％ および Ｓ≦ 0.005wt％ を含有し、かつ Cu : 0.05 〜0.30wt％、 Nb : 0.005
〜0.05wt％のいずれか１種または２種を含有し、そし
て、炭素および炭化物形成元素が Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ＋0.13Nb) ≧0.06 の関係を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼（第２発
明）、に想到したのである。
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼（第１発
明）、 Ｃ : 0.07 〜0.20wt％、 Si : 0.10 〜0.7 wt％、 Mn : 0.8 〜2.0 wt％、 Cr : 0.05 〜0.40wt％、 Ni : 0.40 〜2.00wt％、 Mo : 0.05 〜0.35wt％、 Ｖ : 0.01 〜0.05wt％ Ｂ : 3〜20 ppm、 Al : 0.04 〜0.1 wt％、 Ｎ≦ 40 ppm 、 Ｐ≦ 0.020wt％ および Ｓ≦ 0.005wt％ を含有し、かつ Cu : 0.05 〜0.30wt％、 Nb : 0.005
〜0.05wt％のいずれか１種または２種を含有し、そし
て、炭素および炭化物形成元素が Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ＋0.13Nb) ≧0.06 の関係を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼（第２発
明）、に想到したのである。
【００１３】
【作用】以下に各発明鋼の成分組成を上記のように限定
した理由について、その詳細を添加の作用, 効果ととも
に説明する。
した理由について、その詳細を添加の作用, 効果ととも
に説明する。
【００１４】Ｃ : 0.07 〜0.20wt％ 高温強度を確保するためには、Ｃは0.07wt％以上が必要
である。しかしながら、多量に添加すると靱性の劣化、
および耐低温割れ性等の溶接性が劣化するので、その上
限を0.20wt％とした。
である。しかしながら、多量に添加すると靱性の劣化、
および耐低温割れ性等の溶接性が劣化するので、その上
限を0.20wt％とした。
【００１５】Si : 0.10 〜0.7 wt％ 脱酸剤として必要な元素であり、また強化元素としても
有効な元素である。その量が、0.10wt％未満では上記の
効果がなく、一方0.7 wt％を超えて添加すると母材靱性
を劣化させるため、その範囲を0.10〜0.70wt％とした。
有効な元素である。その量が、0.10wt％未満では上記の
効果がなく、一方0.7 wt％を超えて添加すると母材靱性
を劣化させるため、その範囲を0.10〜0.70wt％とした。
【００１６】Mn : 0.8 〜2.0 wt％ 焼入れ性を向上させ、また強度、靱性を向上させるのに
必要な元素である。その量が 0.8wt％未満では上記の効
果が得られず、一方 2.0wt％を超える添加は溶接性を大
きく劣化させ溶接熱影響部の硬さを著しく高くするた
め、その範囲を0.8 〜2.0 wt％とした。
必要な元素である。その量が 0.8wt％未満では上記の効
果が得られず、一方 2.0wt％を超える添加は溶接性を大
きく劣化させ溶接熱影響部の硬さを著しく高くするた
め、その範囲を0.8 〜2.0 wt％とした。
【００１７】Cr : 0.05 〜0.40wt％ 焼入れ性を増加させ、また炭化物として析出して高温強
度の向上に効果がある。この量が0.05wt％未満では上記
の効果がなく、一方0.40wt％を超える添加は溶接性、靱
性を劣化させるので、0.05〜0.40wt％の範囲で添加する
必要がある。
度の向上に効果がある。この量が0.05wt％未満では上記
の効果がなく、一方0.40wt％を超える添加は溶接性、靱
性を劣化させるので、0.05〜0.40wt％の範囲で添加する
必要がある。
【００１８】Ni : 0.40 〜2.00wt％ 焼入れ性を向上させ、靱性を改善する元素である。その
量が、0.40wt％より少ないと焼入れ性が十分でなく、一
方2.00wt％より多い添加は得られる効果に比較してコス
トアップによるデメリットがあるので、0.40〜2.00wt％
の範囲にする必要がある。
量が、0.40wt％より少ないと焼入れ性が十分でなく、一
方2.00wt％より多い添加は得られる効果に比較してコス
トアップによるデメリットがあるので、0.40〜2.00wt％
の範囲にする必要がある。
【００１９】Mo : 0.05 〜0.35wt％ 焼入れ性を増加させ、また炭化物として析出し高温強度
の向上させると同時に、焼きもどし脆化を防止する元素
である。その量が0.05wt％未満では上記の効果がなく、
一方0.35wt％を超える添加は溶接部靱性を劣化させ、ま
た著しく溶接性を阻害し、またSR割れを起こし、同時に
経済性を低下させるので、0.05〜0.35wt％の範囲にする
必要がある。
の向上させると同時に、焼きもどし脆化を防止する元素
である。その量が0.05wt％未満では上記の効果がなく、
一方0.35wt％を超える添加は溶接部靱性を劣化させ、ま
た著しく溶接性を阻害し、またSR割れを起こし、同時に
経済性を低下させるので、0.05〜0.35wt％の範囲にする
必要がある。
【００２０】Ｖ : 0.01 〜0.05wt％ 炭化物として析出し常温、高温強度の向上に効果があ
る。その量が、0.01wt％未満では上記の効果がなく、一
方0.05wt％を超える添加は溶接性、靱性を劣化させるの
で、0.01〜0.05wt％の範囲にする必要がある。
る。その量が、0.01wt％未満では上記の効果がなく、一
方0.05wt％を超える添加は溶接性、靱性を劣化させるの
で、0.01〜0.05wt％の範囲にする必要がある。
【００２１】Ｂ : 3〜20 ppm 焼入れ性を向上させ、強度と靱性確保に有効な元素であ
る。その量が３ppm 未満では上記の効果がなく、一方20
ppm を超えると溶接性の劣化をまねくため、３〜20ppm
の範囲内で添加する必要がある。
る。その量が３ppm 未満では上記の効果がなく、一方20
ppm を超えると溶接性の劣化をまねくため、３〜20ppm
の範囲内で添加する必要がある。
【００２２】Al : 0.04 〜0.1 wt％ 脱酸剤として必要な元素であり、かつ固溶ＮをAlとして
固定するため、組織微細化による靱性向上、またＢ添加
の効果を助成する効果があるが、0.04wt％未満ではその
効果が得られず、一方0.1 wt％を超えると熱間加工時の
延性低下を招くため、その範囲は0.04〜0.1 wt％とし
た。
固定するため、組織微細化による靱性向上、またＢ添加
の効果を助成する効果があるが、0.04wt％未満ではその
効果が得られず、一方0.1 wt％を超えると熱間加工時の
延性低下を招くため、その範囲は0.04〜0.1 wt％とし
た。
【００２３】Ｎ : 0.0040 wt％(40ppm) 以下 ＢあるいはAlと親和力が強いため窒化物を形成する。BN
が形成されるとＢの焼入れ性改善効果が失なわれるた
め、Al添加に加えてＮ量を低減することが重要である。
したがって、焼入れ性改善のため40ppm 以下に制限す
る。
が形成されるとＢの焼入れ性改善効果が失なわれるた
め、Al添加に加えてＮ量を低減することが重要である。
したがって、焼入れ性改善のため40ppm 以下に制限す
る。
【００２４】以上の主要成分に対し、さらなる高温強
度、靱性の向上を目指す場合には以下の範囲内で、さら
にCuおよびNbのいずれか一種または二種添加してもよ
い。
度、靱性の向上を目指す場合には以下の範囲内で、さら
にCuおよびNbのいずれか一種または二種添加してもよ
い。
【００２５】Cu : 0.05 〜0.30wt％ 固溶して常温、高温強度を高めるのに有効な元素であ
る。その量が0.05wt％未満では上記の効果が少なく、一
方の0.30wt％を超えて多量に添加すると鋼板製造時の表
面きず、また加工時の熱間加工割れを招くため、0.05〜
0.30wt％の範囲で添加する。
る。その量が0.05wt％未満では上記の効果が少なく、一
方の0.30wt％を超えて多量に添加すると鋼板製造時の表
面きず、また加工時の熱間加工割れを招くため、0.05〜
0.30wt％の範囲で添加する。
【００２６】Nb : 0.005〜0.05wt％ 微細な炭（窒）化物を形成し、組織の微細化を計り、靱
性向上と、析出強化による常温、高温強度の向上をもた
らす元素である。その量が0.005 wt％未満では上記の効
果が少なく、一方0.05wt％を超える添加は溶接性を損な
うため、0.005〜0.05wt％の範囲とした。
性向上と、析出強化による常温、高温強度の向上をもた
らす元素である。その量が0.005 wt％未満では上記の効
果が少なく、一方0.05wt％を超える添加は溶接性を損な
うため、0.005〜0.05wt％の範囲とした。
【００２７】なお本発明において、Nbを添加する場合
は、このNbも炭化物形成元素であるため、前記式; Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ) ≧0.06％ は次のようになる。 Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ＋0.13Nb) ≧0.06％とす
る。
は、このNbも炭化物形成元素であるため、前記式; Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ) ≧0.06％ は次のようになる。 Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ＋0.13Nb) ≧0.06％とす
る。
【００２８】上記式が0.06未満では、高温での引張強さ
が常温にくらべ低下が著しい。なお、硫化物形態制御元
素、例えばCa, REM, Zr などの添加は本発明の効果を損
なうものではないので必要に応じて添加してもよい。ま
た、本発明鋼を製造するにあたっては、常法に従って溶
製・鋳造・熱間・冷間圧延を施すが、熱処理時は、Ac3
点以上より空冷または強制冷却し、（場合によってはさ
らにAc3 点以上に再加熱後空冷または強制冷却し、）そ
の後Ac1 点以下での焼きもどしを経るのが、好ましい実
施の態様である。
が常温にくらべ低下が著しい。なお、硫化物形態制御元
素、例えばCa, REM, Zr などの添加は本発明の効果を損
なうものではないので必要に応じて添加してもよい。ま
た、本発明鋼を製造するにあたっては、常法に従って溶
製・鋳造・熱間・冷間圧延を施すが、熱処理時は、Ac3
点以上より空冷または強制冷却し、（場合によってはさ
らにAc3 点以上に再加熱後空冷または強制冷却し、）そ
の後Ac1 点以下での焼きもどしを経るのが、好ましい実
施の態様である。
【００２９】Ｐ : 0.020wt％以下 不純物元素として不可避的に含有される元素であり、少
ない方が望ましくその量が0.020 wt％を超えると、低温
靱性、SR脆化および焼きもどし脆化を起こすため、上限
を0.020 wt％とする。
ない方が望ましくその量が0.020 wt％を超えると、低温
靱性、SR脆化および焼きもどし脆化を起こすため、上限
を0.020 wt％とする。
【００３０】Ｓ : 0.005wt％以下 不純物元素として不可避的に含有される元素であり、材
質の劣化、材質の異方性を招くため、その上限を0.005
wt％とする。
質の劣化、材質の異方性を招くため、その上限を0.005
wt％とする。
【００３１】
【実施例】この実施例における供試材の化学成分を表１
に示す。また、表２には供試材の機械的性質についての
結果を示す。
に示す。また、表２には供試材の機械的性質についての
結果を示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】これらの鋼はいずれも焼入れ焼きもどしに
より製造され、機械的性質は1/4t部、Ｃ方向について調
べたものである。なお、溶接割れ試験のＳＲ割れは、斜
めＹ形溶接われ試験(JIS Z 3158, 30mm)、また低温割れ
の停止温度は、斜めＹ形溶接われ試験(JIS Z 3158, 30m
m)により、それぞれ評価したものである。
より製造され、機械的性質は1/4t部、Ｃ方向について調
べたものである。なお、溶接割れ試験のＳＲ割れは、斜
めＹ形溶接われ試験(JIS Z 3158, 30mm)、また低温割れ
の停止温度は、斜めＹ形溶接われ試験(JIS Z 3158, 30m
m)により、それぞれ評価したものである。
【００３５】表２に示す結果から明らかなように、比較
鋼１は、Cr, Ｂが無添加であり本発明の範囲外であるた
め、高温におけるTSの低下量は小さいものの、常温強度
が低く、また焼入れ性が低いため衝撃特性も劣ってい
る。比較鋼２は、Ni量が、本発明の範囲よりも少なくや
はり衝撃特性が劣っている。比較鋼３は、Ｃ−（0.06Mo
＋0.08Cr＋0.18Ｖ）の値が0.06より小さく、常温TSから
の低下量が大きい。比較鋼４は、Mo量が本発明の範囲よ
り多く、溶接割れ性に劣っている。これに対し本発明鋼
５〜９は、成分組成の範囲が本発明の範囲内であり、常
温強度、衝撃特性がともに優れており、また常温TSから
の低下量も少ない。本発明鋼10，11は、それぞれNb、Nb
＋Cuを添加したものであり、常温強度、衝撃特性が優れ
ており、また常温TSからの低下量も少ない。
鋼１は、Cr, Ｂが無添加であり本発明の範囲外であるた
め、高温におけるTSの低下量は小さいものの、常温強度
が低く、また焼入れ性が低いため衝撃特性も劣ってい
る。比較鋼２は、Ni量が、本発明の範囲よりも少なくや
はり衝撃特性が劣っている。比較鋼３は、Ｃ−（0.06Mo
＋0.08Cr＋0.18Ｖ）の値が0.06より小さく、常温TSから
の低下量が大きい。比較鋼４は、Mo量が本発明の範囲よ
り多く、溶接割れ性に劣っている。これに対し本発明鋼
５〜９は、成分組成の範囲が本発明の範囲内であり、常
温強度、衝撃特性がともに優れており、また常温TSから
の低下量も少ない。本発明鋼10，11は、それぞれNb、Nb
＋Cuを添加したものであり、常温強度、衝撃特性が優れ
ており、また常温TSからの低下量も少ない。
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、高
温強度と靱性がともに優れ、とくに溶接性を解決する高
温での強度低下の小さい高強度高靱性高温圧力容器用鋼
を低コストで提供することができる。
温強度と靱性がともに優れ、とくに溶接性を解決する高
温での強度低下の小さい高強度高靱性高温圧力容器用鋼
を低コストで提供することができる。
【図１】高温圧力容器用鋼の強度についての温度特性を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】鋼材の高温強度とＣ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18
Ｖ）との関係を示すグラフである。
Ｖ）との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭58−1059（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−110914（ＪＰ，Ａ) 特公 平４−5741（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ : 0.07 〜0.20wt％ Si : 0.1
0 〜0.7 wt％、 Mn : 0.8 〜2.0 wt％ Cr : 0.05 〜0.40wt％、 Ni : 0.40 〜2.00wt％ Mo : 0.05 〜0.35wt％、 Ｖ : 0.01 〜0.05wt％ Ｂ : 3〜20 ppm、 Al : 0.04 〜0.1 wt％ Ｎ≦ 40 ppm 、 Ｐ≦ 0.020wt％ および Ｓ≦ 0.005wt％ を含有し、かつ炭素および炭化物形成元素が Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ) ≧0.06 の関係を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼。 - 【請求項２】 Ｃ : 0.07 〜0.20wt％、 Si : 0.1
0 〜0.7 wt％、 Mn : 0.8 〜2.0 wt％、 Cr : 0.05 〜0.40wt％、 Ni : 0.40 〜2.00wt％、 Mo : 0.05 〜0.35wt％、 Ｖ : 0.01 〜0.05wt％、 Ｂ : 3〜20 ppm、 Al : 0.04 〜0.1 wt％、 Ｎ≦ 40 ppm 、 Ｐ≦ 0.020wt％ および Ｓ≦ 0.005wt％ を含有し、かつ Cu : 0.05 〜0.30wt％ Nb : 0.005〜0.05wt％ のいずれか１種または２種を含有し、そして、炭素およ
び炭化物形成元素が Ｃ−（0.06Mo＋0.08Cr＋0.18Ｖ＋0.13Nb) ≧0.06 の関係を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる高強度高靱性高温圧力容器用鋼。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP3342906A JP2986601B2 (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 高強度高靱性高温圧力容器用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3342906A JP2986601B2 (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 高強度高靱性高温圧力容器用鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
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ID=18357436
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP3342906A Expired - Fee Related JP2986601B2 (ja) | 1991-12-25 | 1991-12-25 | 高強度高靱性高温圧力容器用鋼 |
Country Status (1)
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| JP (1) | JP2986601B2 (ja) |
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| KR102255821B1 (ko) * | 2019-09-17 | 2021-05-25 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법 |
-
1991
- 1991-12-25 JP JP3342906A patent/JP2986601B2/ja not_active Expired - Fee Related
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