JPH01123023A - 高クロムフェライト鋼の製造方法 - Google Patents
高クロムフェライト鋼の製造方法Info
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- JPH01123023A JPH01123023A JP28105987A JP28105987A JPH01123023A JP H01123023 A JPH01123023 A JP H01123023A JP 28105987 A JP28105987 A JP 28105987A JP 28105987 A JP28105987 A JP 28105987A JP H01123023 A JPH01123023 A JP H01123023A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
原子力発電、火力発電、化学プラントにおけるような、
一般に高温度環境にて使用される構造材料、例えば圧力
容器、配管、管板及びバルブ、などの部材としてとくに
好適な高クロムフェライト鋼の製造方法について、開発
研究を進めた結果に関連して以下に述べる。
一般に高温度環境にて使用される構造材料、例えば圧力
容器、配管、管板及びバルブ、などの部材としてとくに
好適な高クロムフェライト鋼の製造方法について、開発
研究を進めた結果に関連して以下に述べる。
(従来の技術)
この種の系統の鋼種は熱間加工後、焼ならしまたは焼入
れ処理を行ない更に焼もどしを施して使用に供され、こ
の点例えば、ASTM−A 387−91に明示されて
いるとおりである。
れ処理を行ない更に焼もどしを施して使用に供され、こ
の点例えば、ASTM−A 387−91に明示されて
いるとおりである。
(発明が解決しようとする問題点)
この種の鋼は溶接施工を受けた場合には応力除去および
溶接部の軟化を目的として通常焼きもどし温度(約76
0℃)よりも20℃程低い温度で後熱処理を施される。
溶接部の軟化を目的として通常焼きもどし温度(約76
0℃)よりも20℃程低い温度で後熱処理を施される。
しかしながら、この種系統の鋼は、合金成分が多いため
溶接部が十分に軟化し得ないばかりか後熱温度をかりに
高くしたとすれば母材まで軟化するため、後熱温度を上
昇させることもできず、このようにして溶接性に非常な
難点があった。
溶接部が十分に軟化し得ないばかりか後熱温度をかりに
高くしたとすれば母材まで軟化するため、後熱温度を上
昇させることもできず、このようにして溶接性に非常な
難点があった。
一方、この種系統の鋼は延性特にクリープ延性が低いこ
とも欠点でそのため、高温構造物として使用する際に信
頼性が低く、その改善が望まれて久しいわけである。
とも欠点でそのため、高温構造物として使用する際に信
頼性が低く、その改善が望まれて久しいわけである。
なお、使用の部材如何によっては優れた引張強さまたは
クリープ強さを必要とするものもあるが、この種畜クロ
ムフェライト鋼の従来の製造方法ではこれまた限界があ
り改善の方法が望まれていた。
クリープ強さを必要とするものもあるが、この種畜クロ
ムフェライト鋼の従来の製造方法ではこれまた限界があ
り改善の方法が望まれていた。
溶接部の軟化を図りかつ母材の軟化を阻止するために、
従来材よりも高温焼きもどし、高温SRを可能とするこ
と、そしてクリープ延性の改善、並びに、クリープ強さ
の改善を図り得る高クロムフェライト鋼の製造方法を与
えることがこの発明の目的である。
従来材よりも高温焼きもどし、高温SRを可能とするこ
と、そしてクリープ延性の改善、並びに、クリープ強さ
の改善を図り得る高クロムフェライト鋼の製造方法を与
えることがこの発明の目的である。
(問題点を解決するための手段)
発明者等は玉揚目的の達成のためあまた実験を重ねた結
果、熱間圧延後、焼ならし工程を省略しとくに直接焼も
どし処理を施すことにより前述の問題点が解決されるこ
とを見出し、また進んで熱間圧延条件を適正な範囲に制
御することにより、より顕著にその効果が現れることが
知見された。
果、熱間圧延後、焼ならし工程を省略しとくに直接焼も
どし処理を施すことにより前述の問題点が解決されるこ
とを見出し、また進んで熱間圧延条件を適正な範囲に制
御することにより、より顕著にその効果が現れることが
知見された。
この知見に基くこの発明は、
C:0.05〜0.15 wt%、
St : 0.50IAt%以下、
H口:165鍔t%以下、
Cr : 8.0〜12.0wt%、
Ni : 1.0wt%以下、
Mo : 0.8〜!、3 wt%、
V : 0.01〜0.3 wt%、Nb : 0.
01〜0 、30w t%、Al : 0.20wt%
以下、 N :o、oos〜0.10wt% を含有する組成になる高クロムフェライト鋼を熱間加工
後読きもどしすることを特徴とする高クロムフェライト
鋼の製造方法である。
01〜0 、30w t%、Al : 0.20wt%
以下、 N :o、oos〜0.10wt% を含有する組成になる高クロムフェライト鋼を熱間加工
後読きもどしすることを特徴とする高クロムフェライト
鋼の製造方法である。
この発明で、シャルピー衝撃特性の改善のためには熱間
加工の加熱温度を1200°C以下とするのが好ましい
。また、クリープ破断強度改善のためには圧延仕上温度
が1050″C以下が好ましく、クリープ破断延性改善
のためには圧延仕上温度900℃以上とするのが好まし
い。
加工の加熱温度を1200°C以下とするのが好ましい
。また、クリープ破断強度改善のためには圧延仕上温度
が1050″C以下が好ましく、クリープ破断延性改善
のためには圧延仕上温度900℃以上とするのが好まし
い。
この発明に従う工程により、溶接性が向上し、SR処理
温度の上昇に伴う母材の軟化を伴わずに溶接部の十分な
軟化がもたらされ、しかもクリープ特性、並びにしん性
の改善を達成した実験の内容から説明する。
温度の上昇に伴う母材の軟化を伴わずに溶接部の十分な
軟化がもたらされ、しかもクリープ特性、並びにしん性
の改善を達成した実験の内容から説明する。
表1に示す鋼を溶製した後、100mm厚のスラブとし
、種々の条件で熱間圧延により251厚鋼板とし、その
後読ならし焼もどし処理または焼もどし処理を行なった
。
、種々の条件で熱間圧延により251厚鋼板とし、その
後読ならし焼もどし処理または焼もどし処理を行なった
。
一部の試料はさらに溶接を施し、後熱処理(SR)を行
なった。
なった。
その後引張特性、Vノツチシャルピー衝撃特性、クリー
プ破断特性を調査した。なお、熱間圧延においては、加
熱温度、圧延仕上温度を制御した。
プ破断特性を調査した。なお、熱間圧延においては、加
熱温度、圧延仕上温度を制御した。
第1図には、上記の焼ならし焼もどし処理材(以下rN
−T材」と記す)と、熱間圧延後読ならしを省略して直
接焼もどしを施した供試材(以下rTMCP−T材」と
記す)との焼もどし軟化挙動をTMCP−T材の熱間圧
延条件の影響とあわせ示す。
−T材」と記す)と、熱間圧延後読ならしを省略して直
接焼もどしを施した供試材(以下rTMCP−T材」と
記す)との焼もどし軟化挙動をTMCP−T材の熱間圧
延条件の影響とあわせ示す。
TMCP−T材の引張強さは圧延仕上げ温度の低下に伴
い上昇し、その傾向はとくに高温焼もどし域でその効果
が大きい。またTMCP−T材の引張強さは同−焼もど
し温度では圧延加熱温度および圧延仕上温度には殆ど依
存することなくして、N−T材よりも高い。
い上昇し、その傾向はとくに高温焼もどし域でその効果
が大きい。またTMCP−T材の引張強さは同−焼もど
し温度では圧延加熱温度および圧延仕上温度には殆ど依
存することなくして、N−T材よりも高い。
このことは、以下に示すように溶接性にとって極めて有
利となる。
利となる。
第2図にTMCP−T材、N−T材のSR条件による引
張強さの変化およびTMCP−T材、N−T材溶接HA
Z部の最高硬さから逆算した引張強さとを示す。
張強さの変化およびTMCP−T材、N−T材溶接HA
Z部の最高硬さから逆算した引張強さとを示す。
ここにTMCP−T材、N−T材は何れも1150°C
に加熱して圧延し、仕上げ温度は950°Cに揃え、T
MCP−T材は790°Cで4時間保持したのち空冷の
直接焼もどし、一方N−T材は1060″Cで1時間の
焼ならし後空冷し、ついで760で4時間加熱後空冷の
焼もどしを行い、さらに、各試料にSR処理を加えた。
に加熱して圧延し、仕上げ温度は950°Cに揃え、T
MCP−T材は790°Cで4時間保持したのち空冷の
直接焼もどし、一方N−T材は1060″Cで1時間の
焼ならし後空冷し、ついで760で4時間加熱後空冷の
焼もどしを行い、さらに、各試料にSR処理を加えた。
溶接部の割れを抑制するためにはSR処理により溶着金
属およびHAZの硬さを母材差にまで低下させることが
必要である。溶着金属については溶接金属の選定により
改善が可能であるが、HAZについては母材特性で決め
られる。
属およびHAZの硬さを母材差にまで低下させることが
必要である。溶着金属については溶接金属の選定により
改善が可能であるが、HAZについては母材特性で決め
られる。
第2図に示すようにN−T材ではHAZの最高硬さを母
材差にまで低下させるには770〜780℃までSR温
度を上げる必要があるが、逆にSR処理で母材が軟化す
る。従ってSR温度は通常実施されているように740
°Cが上限となるが、その場合のHAZの硬度が高いた
め割れの恐れが大きい。
材差にまで低下させるには770〜780℃までSR温
度を上げる必要があるが、逆にSR処理で母材が軟化す
る。従ってSR温度は通常実施されているように740
°Cが上限となるが、その場合のHAZの硬度が高いた
め割れの恐れが大きい。
一方TMCP−T材では、770〜780°CのSRを
施しても母材強度には変化は認められず、母材、溶接部
ともに良好な特性が得られる。
施しても母材強度には変化は認められず、母材、溶接部
ともに良好な特性が得られる。
次に10’hクリ一プ破断強度(試験温度550°C及
び650’C)の向上に対するTMCP−T工程の効果
を第3図に示す。
び650’C)の向上に対するTMCP−T工程の効果
を第3図に示す。
第3図によればTMCP−T材は焼もどし温度によらず
N−T材よりもはるかに高いクリープ破断強度を有して
いる。また、クリープ破断強度におよぼす圧延仕上温度
の影響を第4図に示すが、TMCP−Tの効果は圧延仕
上温度1050°C以下でとくに好ましいことがわかる
。
N−T材よりもはるかに高いクリープ破断強度を有して
いる。また、クリープ破断強度におよぼす圧延仕上温度
の影響を第4図に示すが、TMCP−Tの効果は圧延仕
上温度1050°C以下でとくに好ましいことがわかる
。
次にシャルピー衝撃特性に対するTMCP−T工程の効
果を第5図に示す。吸収エネルギーに対しては圧延加熱
温度の影響が大きい。圧延仕上温度の低下に伴い僅かに
吸収エネルギーは低下するが、加熱温度が1200″C
以下であれば、N−T材とほぼ同等の特性が得られる。
果を第5図に示す。吸収エネルギーに対しては圧延加熱
温度の影響が大きい。圧延仕上温度の低下に伴い僅かに
吸収エネルギーは低下するが、加熱温度が1200″C
以下であれば、N−T材とほぼ同等の特性が得られる。
したがって靭性の点では加熱温度は1200’c以下が
好ましい。なお、加熱温度が高い場合でも吸収エネルギ
ーは10kgf−mを大きく越えており、実使用上には
十分である。
好ましい。なお、加熱温度が高い場合でも吸収エネルギ
ーは10kgf−mを大きく越えており、実使用上には
十分である。
次にクリープ破断延性の向上に対するTMCP−T工程
の効果を第6図に示す。TMCP−T材は圧延加熱温度
、仕上圧延温度によらずN−T材よりも優れたクリープ
破断延性を示す。とくに、仕上圧延温度が900’C以
上でその効果が著しいことがわかる。
の効果を第6図に示す。TMCP−T材は圧延加熱温度
、仕上圧延温度によらずN−T材よりも優れたクリープ
破断延性を示す。とくに、仕上圧延温度が900’C以
上でその効果が著しいことがわかる。
(作 用)
この発明の出発材につきその化学成分の限定理由を説明
する。
する。
Cは、例えばCr、 Mo、 Nbなとの他の合金元素
と炭化物を形成して強度を高めるが、0.05%未満で
はその効果が十分でなく、また0、 15%を超えると
溶接割れを起こす恐れがあるため、0.05〜0.15
%とした。
と炭化物を形成して強度を高めるが、0.05%未満で
はその効果が十分でなく、また0、 15%を超えると
溶接割れを起こす恐れがあるため、0.05〜0.15
%とした。
Siは、脱酸剤として添加されるが、0.5%を越える
と靭性が低下するため上限は0.5%とした。
と靭性が低下するため上限は0.5%とした。
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために有用な元素で
あるが、多量に添加するとじん性および溶接性に悪影響
を及ぼすため、1.5%以下とした。
あるが、多量に添加するとじん性および溶接性に悪影響
を及ぼすため、1.5%以下とした。
Crは、耐酸化性、高温強度を向上させるために8%以
上必要であるが、溶接性の低下を回避するため、12%
以下とした。
上必要であるが、溶接性の低下を回避するため、12%
以下とした。
Niは、強度およびじん性の改善に有効であるが、多過
ぎるとコスト増となるため上限は1.0%とした。
ぎるとコスト増となるため上限は1.0%とした。
Moは、固溶強化および析出強化により高温強度を向上
するが、0.8%未満では十分ではなく、1.3%を超
えると溶接性が低下しコストも高めるため、0.8〜1
.3%とした。
するが、0.8%未満では十分ではなく、1.3%を超
えると溶接性が低下しコストも高めるため、0.8〜1
.3%とした。
■は、次にのべるNbと同様に析出強化元素であって0
.01%以上必要であるが、多量の添加は溶接性を低下
するため、0.01〜0.30%とした。
.01%以上必要であるが、多量の添加は溶接性を低下
するため、0.01〜0.30%とした。
Nbは、析出強化により高温強度を上昇するが、0.0
1%未満ではその効果が十分でなく、また0、30%を
超えると共晶NbCの生成により溶接割れが生じるため
、0.01〜0.30%とした。
1%未満ではその効果が十分でなく、また0、30%を
超えると共晶NbCの生成により溶接割れが生じるため
、0.01〜0.30%とした。
A!は脱酸剤として添加するが多過ぎると脆化を招くた
め上限は0.20%とした。
め上限は0.20%とした。
Nは強度を向上させるが、0.005%未満ではその効
果が十分でなく、0.10%を超えると溶接性を損なう
ため0.005〜0.10%とした。
果が十分でなく、0.10%を超えると溶接性を損なう
ため0.005〜0.10%とした。
なお、上記成分以外に、強度増加のために、Cu≦1.
5%、 Ti≦1.5%、 Zr≦0.5%、Ta≦0
.5%、W≦0.5%のうちの1種以上、また焼入性向
上のためにB≦0.01%さらに熱間加工性向上のため
にREM≦0.5%、Ca≦0.5%の1種以上を添加
してもこの発明で所期した効果には影響を与えない。
5%、 Ti≦1.5%、 Zr≦0.5%、Ta≦0
.5%、W≦0.5%のうちの1種以上、また焼入性向
上のためにB≦0.01%さらに熱間加工性向上のため
にREM≦0.5%、Ca≦0.5%の1種以上を添加
してもこの発明で所期した効果には影響を与えない。
次にこの発明に従い熱間加工復燐もどしすることによる
高クロムフェライト鋼の材質改善の作用は、第1図〜第
6図につき図解説明をした通りである。
高クロムフェライト鋼の材質改善の作用は、第1図〜第
6図につき図解説明をした通りである。
(実施例)
表2に示す化学成分にて溶製した鋼片を表2に掲げた種
々の条件で熱間加工を施しさらに熱処理したのち溶接を
行ない強度、シャルピー吸収エネルギー、クリープ破断
強度および延性を調べた。
々の条件で熱間加工を施しさらに熱処理したのち溶接を
行ない強度、シャルピー吸収エネルギー、クリープ破断
強度および延性を調べた。
なお、特性については焼もどし後および焼もどし一溶接
−3R後の母材特性について調べた。
−3R後の母材特性について調べた。
比較のために併記した試験NαI8. 38.58.
7B。
7B。
8B及び9Bはそれぞれ上記のNal、 3.5.7.
8.9と同一成分、同一圧延材について、焼ならし焼も
どし処理を施した従来例または比較例を示している。
8.9と同一成分、同一圧延材について、焼ならし焼も
どし処理を施した従来例または比較例を示している。
なかでもNaI8. 38. 78. 8Bの従来例は
それぞれ試験Nαl〜14の適合例に比べて溶接HAZ
部の最高強度が高く溶接性が悪いことが明らかである。
それぞれ試験Nαl〜14の適合例に比べて溶接HAZ
部の最高強度が高く溶接性が悪いことが明らかである。
また試験kl〜14ではクリープ破断強度、延びが優れ
ている上に、SR後の特性も殆ど変化しない。−方、N
α58. 9Bの比較法は高温焼もどしあるいは高温S
Rを施したN−T材であり、SR後の溶接HAZの最高
強度は十分に低下しているもののそれに伴う母材の引張
り強さの低下が著しい。
ている上に、SR後の特性も殆ど変化しない。−方、N
α58. 9Bの比較法は高温焼もどしあるいは高温S
Rを施したN−T材であり、SR後の溶接HAZの最高
強度は十分に低下しているもののそれに伴う母材の引張
り強さの低下が著しい。
適合例の中で、NcL1〜7.9〜14では圧延仕上温
度が1050°C以下であり、とくにクリープ破断強度
が優れてい。また、11111L2〜14は加熱温度が
1200°C以下であり、とくにシャルピー衝撃特性の
好ましいものである。さらにNα1〜6.8〜14法は
仕上圧延温度が900°C以上であり、とくにクリープ
破断延性が優れている。なお、Na12〜14はこの発
明の出発材として必須の成分以外の付加成分を添加した
事例の典型として掲げたが、この発明で所期した効果に
は影響しないことが明らかである。
度が1050°C以下であり、とくにクリープ破断強度
が優れてい。また、11111L2〜14は加熱温度が
1200°C以下であり、とくにシャルピー衝撃特性の
好ましいものである。さらにNα1〜6.8〜14法は
仕上圧延温度が900°C以上であり、とくにクリープ
破断延性が優れている。なお、Na12〜14はこの発
明の出発材として必須の成分以外の付加成分を添加した
事例の典型として掲げたが、この発明で所期した効果に
は影響しないことが明らかである。
(発明の効果)
この発明によれば、高クロムフェライト鋼における溶接
部の健全性、クリープ破断強度および延性の向上により
構造物の信幀性向上が実現される。
部の健全性、クリープ破断強度および延性の向上により
構造物の信幀性向上が実現される。
また、高強度あるいは高延性設計により材料コスト低減
、プラントの効率向上(例えば高温高圧化)が実現され
る。
、プラントの効率向上(例えば高温高圧化)が実現され
る。
第1図は焼ならしを省略したTMCP−N材の引張強さ
に及ぼす熱間圧延条件の影響を示すグラフ、 第2図は、SR条件による母材と溶接部における強度変
化の比較グラフ、 第3図はクリープ破断強度に及ぼすTMCP−T工程の
効果グラフ、 第4図はクリープ破断強度に及ぼす圧延仕上温度の影響
を示す比較グラフ、 第5図はシャルピー吸収エネルギーに及ぼす圧延加熱温
度の影響を示すグラフ、 第6図はクリープ破断伸びと圧力仕上温度の関係グラフ
である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 杉 村 暁 秀 同 弁 理 士 杉 村 興
作第2図 SR1g4!+(’CX8.4A) 第3図 (a) 競gと”tt件(’Cx4fr、AC)第4図 第5図
に及ぼす熱間圧延条件の影響を示すグラフ、 第2図は、SR条件による母材と溶接部における強度変
化の比較グラフ、 第3図はクリープ破断強度に及ぼすTMCP−T工程の
効果グラフ、 第4図はクリープ破断強度に及ぼす圧延仕上温度の影響
を示す比較グラフ、 第5図はシャルピー吸収エネルギーに及ぼす圧延加熱温
度の影響を示すグラフ、 第6図はクリープ破断伸びと圧力仕上温度の関係グラフ
である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 杉 村 暁 秀 同 弁 理 士 杉 村 興
作第2図 SR1g4!+(’CX8.4A) 第3図 (a) 競gと”tt件(’Cx4fr、AC)第4図 第5図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.05〜0.15wt%、 Si:0.50wt%以下、 Mn:1.5wt%以下、 Cr:8.0〜12.0wt%、 Ni:1.0wt%以下、 Mo:0.8〜1.3wt%、 V:0.01〜0.3wt%、 Nb:0.01〜0.30wt%、 Al:0.20wt%以下、 N:0.005〜0.10wt% を含有する組成になる高クロムフェライト鋼を、 熱間加工後焼きもどしすることを特徴とする高クロムフ
ェライト鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28105987A JPH01123023A (ja) | 1987-11-09 | 1987-11-09 | 高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28105987A JPH01123023A (ja) | 1987-11-09 | 1987-11-09 | 高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01123023A true JPH01123023A (ja) | 1989-05-16 |
Family
ID=17633737
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28105987A Pending JPH01123023A (ja) | 1987-11-09 | 1987-11-09 | 高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01123023A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0499154A (ja) * | 1990-08-03 | 1992-03-31 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた高強度ラインパイプ用高Cr鋼 |
JPH04371551A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Nippon Steel Corp | ボイラ用鋼管用高強度フェライト系耐熱鋼 |
-
1987
- 1987-11-09 JP JP28105987A patent/JPH01123023A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0499154A (ja) * | 1990-08-03 | 1992-03-31 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた高強度ラインパイプ用高Cr鋼 |
JPH04371551A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Nippon Steel Corp | ボイラ用鋼管用高強度フェライト系耐熱鋼 |
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