JPH0387332A - 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高強度低合金耐熱鋼の製造方法Info
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- JPH0387332A JPH0387332A JP22169889A JP22169889A JPH0387332A JP H0387332 A JPH0387332 A JP H0387332A JP 22169889 A JP22169889 A JP 22169889A JP 22169889 A JP22169889 A JP 22169889A JP H0387332 A JPH0387332 A JP H0387332A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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〕
本発明は高強度低合金耐熱鋼に関し、例えば発電用ボイ
ラや化学プラントの熱交換器、配管等の鋼管材、高温耐
圧バルブなどの鋼鍛鋼品、高温で使用される吊金具、支
持材などの丸鋼、形鋼、鋼板などに適用される高強度低
合金耐熱鋼に関する。
ラや化学プラントの熱交換器、配管等の鋼管材、高温耐
圧バルブなどの鋼鍛鋼品、高温で使用される吊金具、支
持材などの丸鋼、形鋼、鋼板などに適用される高強度低
合金耐熱鋼に関する。
従来、耐熱鋼としてはオーステナイト系ステンレス鋼、
eCr鋼、12Cr鋼、1〜2y4cr鋼及び1.0%
未満のCrを含有する低合金鋼などがある。
eCr鋼、12Cr鋼、1〜2y4cr鋼及び1.0%
未満のCrを含有する低合金鋼などがある。
上記の従来の耐熱鋼の場合、約600℃までの高温で使
用することを条件とすると、次のような問題点がある。
用することを条件とすると、次のような問題点がある。
Q オーステナイト系ステンレスwJ:高温強度、靭性
、加工性は良好であるが、使用環境によっては応力腐食
割れ、粒界腐食が生じる欠点があり、また材料価格が高
い。
、加工性は良好であるが、使用環境によっては応力腐食
割れ、粒界腐食が生じる欠点があり、また材料価格が高
い。
■ QCr鋼及び12Cr鋼:種々の鋼種があるが、5
TBA26 (9Cr−IMo鋼)やDIN規格X20
CrMoV 121 (12Cr−IMo−V鋼)は
C量が約0.13〜0.25 wt%と高いために、溶
接割れが発生しやすく、また加工性が劣る。
TBA26 (9Cr−IMo鋼)やDIN規格X20
CrMoV 121 (12Cr−IMo−V鋼)は
C量が約0.13〜0.25 wt%と高いために、溶
接割れが発生しやすく、また加工性が劣る。
最近開発された低C系でV及びNbを添加した9 Cr
tl及び12cr鋼は上記の高C系の鋼種に比べ、溶接
性及び高温強度とも改善されているが、2 V+ Cr
−I Mow4などの低合金鋼に比べ、熱伝導率が低
く全般に溶接作業性が劣る。
tl及び12cr鋼は上記の高C系の鋼種に比べ、溶接
性及び高温強度とも改善されているが、2 V+ Cr
−I Mow4などの低合金鋼に比べ、熱伝導率が低
く全般に溶接作業性が劣る。
■ 1〜2 ′/4[:ra :この鋼は約600℃ま
で使用できる耐酸化性があり、5TBA26を含めた低
合金鋼の中でも最も高温強度が優れ、溶接性及び加工性
が良好である。しかし、最近開発された高強度の9 C
rtl及び12Cr鋼やオーステナイト系ステンレス鋼
に比べ、高温強度が劣るため、水涸を使用する場合、6
00℃付近の設計温度では極厚となり、配管などの大径
管では大きな熱応力が発生することになる。
で使用できる耐酸化性があり、5TBA26を含めた低
合金鋼の中でも最も高温強度が優れ、溶接性及び加工性
が良好である。しかし、最近開発された高強度の9 C
rtl及び12Cr鋼やオーステナイト系ステンレス鋼
に比べ、高温強度が劣るため、水涸を使用する場合、6
00℃付近の設計温度では極厚となり、配管などの大径
管では大きな熱応力が発生することになる。
■ 1.0%未満のCrを含有する低合金漏:1〜2%
Cr鋼に比べて高温強度が低く、耐酸化性が劣るため、
使用限界温度が低い欠点がある。
Cr鋼に比べて高温強度が低く、耐酸化性が劣るため、
使用限界温度が低い欠点がある。
VやNbを微量添加し、高温強度の向上を図った鋼では
溶接熱などにより再結晶し、微細化した部分は原質部に
比べて硬さが低下し、9張あるいはクリープ破断試験片
の形状によっては、この部分で破断し、原質部よりも低
い強度を示すことがある。
溶接熱などにより再結晶し、微細化した部分は原質部に
比べて硬さが低下し、9張あるいはクリープ破断試験片
の形状によっては、この部分で破断し、原質部よりも低
い強度を示すことがある。
また、低C−1〜2′/4Cr鋼系で、Mo、W。
V、Nbを添加した鋼はフェライト相が多く靭性が低い
欠点がある。
欠点がある。
本発明は上記技術水準に鑑み、上記のような従来鋼種の
欠点をなくして溶接熱影響部の軟化の程度を軽減し、さ
らに母地のシャルピー衝撃値を改善した上で、約600
℃までオーステナイト系ステンレス鋼及び高強度9 C
rmや12Cr鋼に代えて使用できる鋼を提供しようと
するものである。
欠点をなくして溶接熱影響部の軟化の程度を軽減し、さ
らに母地のシャルピー衝撃値を改善した上で、約600
℃までオーステナイト系ステンレス鋼及び高強度9 C
rmや12Cr鋼に代えて使用できる鋼を提供しようと
するものである。
本発明は、重量%で、C:0.03〜0.12、S1≦
1%、Mn + 0.2〜1%、P”0.03%、S≦
0.03%、Ni”0.8%、Cr:0.7〜3%、M
Oo、3〜1.5%、V:0.05〜0.35%、Nb
:0、O1〜0.12%、N:Q、01〜0.05%を
含み、あるいは更にW : 0.5〜2.4%、B:0
、00 [) 5〜0.015%、A1≦0.05%、
Ti:0.05〜0.2%の1種以上を含む残部Fe及
び不可避の不純物からなる鋼を、1100℃(A)以上
の温度に加熱したのち常温に冷却し、常温あるいは加工
中または冷却途中に再結晶を生じない温度域で塑性加工
を施し、最後に1100℃(A)よりも低い温度での焼
準及びAc、温度以下での焼戻し処理を行ってなること
を特徴とする高強度低合金耐熱鋼である。
1%、Mn + 0.2〜1%、P”0.03%、S≦
0.03%、Ni”0.8%、Cr:0.7〜3%、M
Oo、3〜1.5%、V:0.05〜0.35%、Nb
:0、O1〜0.12%、N:Q、01〜0.05%を
含み、あるいは更にW : 0.5〜2.4%、B:0
、00 [) 5〜0.015%、A1≦0.05%、
Ti:0.05〜0.2%の1種以上を含む残部Fe及
び不可避の不純物からなる鋼を、1100℃(A)以上
の温度に加熱したのち常温に冷却し、常温あるいは加工
中または冷却途中に再結晶を生じない温度域で塑性加工
を施し、最後に1100℃(A)よりも低い温度での焼
準及びAc、温度以下での焼戻し処理を行ってなること
を特徴とする高強度低合金耐熱鋼である。
本発明鋼の金属組織はフェライト+ベーナイトあるいは
フェライト+パーライトであり、通常の1〜2y4Cr
鋼に比ベフエライトの量が多いこのフェライト相内には
微細なVN析出物が生成する。
フェライト+パーライトであり、通常の1〜2y4Cr
鋼に比ベフエライトの量が多いこのフェライト相内には
微細なVN析出物が生成する。
以下、本発明鋼における成分範囲の限定理由を説明する
。説明中%はwt%を示す。
。説明中%はwt%を示す。
■C:CはCr、 Mo、 W、 V、 Nbとともに
炭化物を懲戒し、クリープ強度を上昇させる。しかし、
0.12%を越えると溶接割れが生じやすく、またかえ
ってクリープ強度を低下させることになる。一方、クリ
ープ強度上昇のためには0.03%以上が必要であり、
これを下廻るとクリープ強度が低下する。従って0.0
3〜0.12%とした。好ましくは0.05〜0.09
%である。
炭化物を懲戒し、クリープ強度を上昇させる。しかし、
0.12%を越えると溶接割れが生じやすく、またかえ
ってクリープ強度を低下させることになる。一方、クリ
ープ強度上昇のためには0.03%以上が必要であり、
これを下廻るとクリープ強度が低下する。従って0.0
3〜0.12%とした。好ましくは0.05〜0.09
%である。
■Si : Siは脱酸剤として用いられ、強度上昇、
耐酸化性向上に寄与するが1%を越えて添加すると靭性
が低下し、クリープ強度を低下させるので1%以下とし
た。好ましくは0.2%以下である。
耐酸化性向上に寄与するが1%を越えて添加すると靭性
が低下し、クリープ強度を低下させるので1%以下とし
た。好ましくは0.2%以下である。
■Mn : MnはSiと同様に脱酸剤としての効果を
有し、焼入れ性を向上させるが、0.2%未満では、そ
の効果が少なく、また1%を越えて添加すると脆化しや
すいので0,2〜1%とした。
有し、焼入れ性を向上させるが、0.2%未満では、そ
の効果が少なく、また1%を越えて添加すると脆化しや
すいので0,2〜1%とした。
好ましくは0.4〜0.6%である。
■P及びS:これらP及びSは不純物元素として靭性を
低下させ機械的性を劣化させるので、ともに0.03%
以下とした。好ましくはPは0.01%以下、Sは0.
005%以下である。
低下させ機械的性を劣化させるので、ともに0.03%
以下とした。好ましくはPは0.01%以下、Sは0.
005%以下である。
■Ni : Niは焼入れ性を向上させ、靭性を改善す
る元素であるが、0.8%を越えて添加すると硬化性が
大きくなり、溶接性が低下すると同時にクリープ破断強
度を低下させるので、0.8%以下とした。好ましくは
0.4%以下である。
る元素であるが、0.8%を越えて添加すると硬化性が
大きくなり、溶接性が低下すると同時にクリープ破断強
度を低下させるので、0.8%以下とした。好ましくは
0.4%以下である。
■Cr : Crは耐酸化性を高め、適性は量であれば
炭化物形成元素としてクリープ破断強度を高めるが、添
加量が多くなると熱伝導率が小さくなるとともに、かえ
ってクリープ破断強度を低下させる。また、0.7%を
下田る量では耐酸化性の面から約600℃まで使用する
ことは困難になり、クリープ破断強度を低下する。そこ
で下限を0.7%、上限を3%とした。
炭化物形成元素としてクリープ破断強度を高めるが、添
加量が多くなると熱伝導率が小さくなるとともに、かえ
ってクリープ破断強度を低下させる。また、0.7%を
下田る量では耐酸化性の面から約600℃まで使用する
ことは困難になり、クリープ破断強度を低下する。そこ
で下限を0.7%、上限を3%とした。
好ましくは0,9〜2.4%である。
■Mo:Moは母地に固溶するとともに炭化物などの析
出物を形成してクリープ破断強度を高めるが、0.3%
未満では不十分であり、1.5%を越えて添加しても、
その硬化は飽和し、靭性が低下してくる。また、Moの
多量の・添加は熱間加工性を阻害するのでMoの添加量
は0.3〜1.5%とした。好ましくは0.7〜1.3
%である。
出物を形成してクリープ破断強度を高めるが、0.3%
未満では不十分であり、1.5%を越えて添加しても、
その硬化は飽和し、靭性が低下してくる。また、Moの
多量の・添加は熱間加工性を阻害するのでMoの添加量
は0.3〜1.5%とした。好ましくは0.7〜1.3
%である。
■■:Vは炭化物を生成するとともにNと化合してVN
がフェライト地中に析出し、クリープ破断強度を著しく
高める効果がある。その効果は0.05%以上で現われ
、0.35%を越えると溶接割れ感受性を高め、溶接性
が劣化する。従って、0.05〜0.35%とした。好
ましくは0.15〜3%である。
がフェライト地中に析出し、クリープ破断強度を著しく
高める効果がある。その効果は0.05%以上で現われ
、0.35%を越えると溶接割れ感受性を高め、溶接性
が劣化する。従って、0.05〜0.35%とした。好
ましくは0.15〜3%である。
■Nb:Nbは炭窒化物を生威し、短時間側のクリープ
破断強度を高め、■との複合添加によってV炭窒化物を
微細に、また良好な分散状態で析出させる効果があり、
その効果は0.01%以上で現われる。また、0.12
%を越えて添加してもその効果は飽和し、かえって長時
間側のクリープ破断強度を低下させる原因となる。また
、多量添加した場合には溶接性を低下させる。従って、
0.01〜0.12%とした。好ましくは0.01〜0
.05%である。
破断強度を高め、■との複合添加によってV炭窒化物を
微細に、また良好な分散状態で析出させる効果があり、
その効果は0.01%以上で現われる。また、0.12
%を越えて添加してもその効果は飽和し、かえって長時
間側のクリープ破断強度を低下させる原因となる。また
、多量添加した場合には溶接性を低下させる。従って、
0.01〜0.12%とした。好ましくは0.01〜0
.05%である。
(IDN:NはCの代替元素としての役割りを果たすと
ともに、■及びNbなどと窒化物あるいは炭窒化物を形
成し、クリープ破断強度を著しく上昇させる。その効果
は0.01%未満では不十分であり、0.05%を越え
て添加すると焼入れ性が高くなり、溶接性を阻害するの
で、0.01〜0.05%とした。好ましくは0.01
〜0.03%である。
ともに、■及びNbなどと窒化物あるいは炭窒化物を形
成し、クリープ破断強度を著しく上昇させる。その効果
は0.01%未満では不十分であり、0.05%を越え
て添加すると焼入れ性が高くなり、溶接性を阻害するの
で、0.01〜0.05%とした。好ましくは0.01
〜0.03%である。
OW:Wは上記成分に加えて添加することにより、Mo
の添加量を減じ、またMoとともにフェライト地に固溶
して高温強度を著しく高める。
の添加量を減じ、またMoとともにフェライト地に固溶
して高温強度を著しく高める。
その効果は0.5%未満では十分ではなく、また、2.
4%を越えて添加した場合、熱間加工性を阻害し靭性が
低下する。従って0.5〜2.4%とした。好ましくは
0.7〜1.8%である。
4%を越えて添加した場合、熱間加工性を阻害し靭性が
低下する。従って0.5〜2.4%とした。好ましくは
0.7〜1.8%である。
■B:Bは粒界の強度を高める元素であり、クリープ破
断強度及び延性を上昇させる。その効果は0.0005
%未満では不十分であり、0.015%を越えて添加し
た場合、熱間加工性を阻害するとともに常温強度が高く
なり加工性を低下させる。従って0.0005〜0.0
15%とした。好ましくは0.001〜0.005%で
ある。
断強度及び延性を上昇させる。その効果は0.0005
%未満では不十分であり、0.015%を越えて添加し
た場合、熱間加工性を阻害するとともに常温強度が高く
なり加工性を低下させる。従って0.0005〜0.0
15%とした。好ましくは0.001〜0.005%で
ある。
@Al : Alは脱酸剤としても有効であり、かつ低
温靭性を向上させる効果があるが、0.05%を越えて
多量に含有させると結晶粒を小さくし、クリープ破断強
度を低下させる。従って0.05%以下とした。好まし
くは0.015%以下である。
温靭性を向上させる効果があるが、0.05%を越えて
多量に含有させると結晶粒を小さくし、クリープ破断強
度を低下させる。従って0.05%以下とした。好まし
くは0.015%以下である。
■Ti : Tiは炭化物を形成し、クリープ破断強度
を上昇させるが、その効果は0.05%未満では十分で
はなく、また0、2%を越えて添加した場合、低温靭性
を低下させる。従って0.05〜0.2%とした。好ま
しくは0.05〜0.1%である。
を上昇させるが、その効果は0.05%未満では十分で
はなく、また0、2%を越えて添加した場合、低温靭性
を低下させる。従って0.05〜0.2%とした。好ま
しくは0.05〜0.1%である。
上記のW、 B、 AI及びT1は本発明鋼におけるフ
ェライトを安定化する効果があり、フェライト地の強化
析出物VNの析出を促し、間接的に高温強度(クリープ
破断強度)を高めるのに役立つ。本発明鋼では必要に応
じて、これらW。
ェライトを安定化する効果があり、フェライト地の強化
析出物VNの析出を促し、間接的に高温強度(クリープ
破断強度)を高めるのに役立つ。本発明鋼では必要に応
じて、これらW。
B、AI及びTIを上記範囲内で1種以上を含有させる
。
。
次に、本発明鋼の熱処理条件について説明する。
上記成分の鋼を1100℃(A)以上の温度にすること
によって、特にNbの固溶を促進し、添加したNbの大
部分を母地中に固溶させる。次に、これを常温あるいは
加工中または冷却途中に再結晶を生じない温度域、すな
わち、八c。
によって、特にNbの固溶を促進し、添加したNbの大
部分を母地中に固溶させる。次に、これを常温あるいは
加工中または冷却途中に再結晶を生じない温度域、すな
わち、八c。
(約750℃)近傍の温度で塑性加工を与え、その後の
焼準温度で再結晶しやすくする。ところで、焼準温度を
上記1100℃(A)より低くすることにより、110
0℃(A)と焼準温度の差に相当する固溶NbをNbC
として微細に析出させることができる。このように微細
に析出したNbCは焼準温度で生じる再結晶による結晶
粒の粗大化を阻止しオーステナイト粒を著しく微細化し
、靭性を改善することができる。なお、1100℃(A
)未満ではNbの固溶量が十分ではなく、また通常焼串
は高温強度、靭性を考慮し、1100℃(A)未満の温
度で行うので、NbCの固溶量の差に起因するNbCの
微細析出を期待するためには1100℃(A)以上で加
熱する必要がある。このような理由から塑性加工の前の
中間熱処理を1100℃(A)以上とした。
焼準温度で再結晶しやすくする。ところで、焼準温度を
上記1100℃(A)より低くすることにより、110
0℃(A)と焼準温度の差に相当する固溶NbをNbC
として微細に析出させることができる。このように微細
に析出したNbCは焼準温度で生じる再結晶による結晶
粒の粗大化を阻止しオーステナイト粒を著しく微細化し
、靭性を改善することができる。なお、1100℃(A
)未満ではNbの固溶量が十分ではなく、また通常焼串
は高温強度、靭性を考慮し、1100℃(A)未満の温
度で行うので、NbCの固溶量の差に起因するNbCの
微細析出を期待するためには1100℃(A)以上で加
熱する必要がある。このような理由から塑性加工の前の
中間熱処理を1100℃(A)以上とした。
以下、本発明の実施例をあげ、本発明の効果を立証する
。
。
第1表に示す化学成分の供試材5チヤージを大気中高周
波溶解炉により各々50kg溶解した後、950〜11
00℃の範囲で熱間鍛造し、断面が40X20mmの棒
を作製した。
波溶解炉により各々50kg溶解した後、950〜11
00℃の範囲で熱間鍛造し、断面が40X20mmの棒
を作製した。
また、このうちの一部を1150℃で1時間加熱した後
、常温で断面が60X15mmの板に圧延し、断面が4
0X20mmの棒とともに1050℃で1時間焼串、7
50℃で1時間焼戻し処理を施した。
、常温で断面が60X15mmの板に圧延し、断面が4
0X20mmの棒とともに1050℃で1時間焼串、7
50℃で1時間焼戻し処理を施した。
すなわち、従来鋼の製造プロセスは950℃〜1100
℃の範囲で熱間鍛造した後、1b×1時間焼準、750
℃×1時間焼戻しであるのに対し、本発明では950℃
〜1100℃の範囲で熱間鍛造した後、1150℃×1
時間中間加熱−冷間圧延−1050℃×1時間焼鈍−7
50X1時間焼戻しである。
℃の範囲で熱間鍛造した後、1b×1時間焼準、750
℃×1時間焼戻しであるのに対し、本発明では950℃
〜1100℃の範囲で熱間鍛造した後、1150℃×1
時間中間加熱−冷間圧延−1050℃×1時間焼鈍−7
50X1時間焼戻しである。
次に、このように化学成分は同じであるが、製造プロセ
スの異なる従来鋼と本発明鋼についてシャルピー衝撃試
験及びクリープ破断試験を実施するとともに溶接継手を
作製してその断面の硬さ分布を測定した。
スの異なる従来鋼と本発明鋼についてシャルピー衝撃試
験及びクリープ破断試験を実施するとともに溶接継手を
作製してその断面の硬さ分布を測定した。
第2表は従来鋼と本発明鋼の0℃シャルピー吸収エネル
ギーとクリープ破断強度を比較したものである。これか
ら明らかなように本発明鋼の靭性は大幅に改善され、ク
リープ破断強度も十分に高いものであった。
ギーとクリープ破断強度を比較したものである。これか
ら明らかなように本発明鋼の靭性は大幅に改善され、ク
リープ破断強度も十分に高いものであった。
第1図は両者の代表例としてチャージNo、1の供試材
について遷移カーブを比較したものである。本発明鋼は
旧オーステナイト結晶粒の微細化によって遷移温度が低
温側へ移動し、著しく靭性が改善された。
について遷移カーブを比較したものである。本発明鋼は
旧オーステナイト結晶粒の微細化によって遷移温度が低
温側へ移動し、著しく靭性が改善された。
第2図は同じチャージNo、1の供試材について、その
後の製造プロセスが異なる従来鋼と本発明鋼の溶接継手
について断面硬さを測定して比較したものである。従来
鋼は溶接熱影響部の細粒域において軟化層が認められた
が、本発明鋼ではほとんど硬さの変化がみとめられなか
った。これは、本発明鋼のオーステナイト結晶粒がもと
もと細粒であり、さらに微細なNbCが安定に分散して
いるために軟化が生じにくかったものと考えられる。
後の製造プロセスが異なる従来鋼と本発明鋼の溶接継手
について断面硬さを測定して比較したものである。従来
鋼は溶接熱影響部の細粒域において軟化層が認められた
が、本発明鋼ではほとんど硬さの変化がみとめられなか
った。これは、本発明鋼のオーステナイト結晶粒がもと
もと細粒であり、さらに微細なNbCが安定に分散して
いるために軟化が生じにくかったものと考えられる。
なお、従来鋼と本発明鋼のオーステナイト結晶粒度(A
S TM#)はそれぞれ3.2及び8.5であった。
S TM#)はそれぞれ3.2及び8.5であった。
以上のように本発明鋼は優れたクリープ破断強度を有し
ながら靭性が大幅に改善され、 また、 溶接熱影響部の軟化が生じにくいこ とが確認された。
ながら靭性が大幅に改善され、 また、 溶接熱影響部の軟化が生じにくいこ とが確認された。
本発明によれば、従来のオーステナイト鋼、9Cr鋼、
12Cr鋼、1〜2 V< [:rfl 、 1.0%
未満のCrを含有する鋼などにおける欠点が解消され、
溶接熱影響部の軟化の程度を軽減し、さらに母地のシャ
ルピー衝撃値を改善した上で、約600℃までオーステ
ナイト系ステンレス鋼、高強度9Cr鋼、12Crfl
に代えて使用できる鋼が提供される。
12Cr鋼、1〜2 V< [:rfl 、 1.0%
未満のCrを含有する鋼などにおける欠点が解消され、
溶接熱影響部の軟化の程度を軽減し、さらに母地のシャ
ルピー衝撃値を改善した上で、約600℃までオーステ
ナイト系ステンレス鋼、高強度9Cr鋼、12Crfl
に代えて使用できる鋼が提供される。
第1図は本発明鋼と鉄鋼と同じ化学成分を含む従来鋼の
遷移カーブの比較をあられす図表、第2図は同じく本発
明鋼と鉄鋼と同じ化学成分を含む従来鋼の溶接継手につ
いて断面硬さを比較した図表である。 代 理 人 内 1) 明代 理
人 萩 原 亮 代 理 人 安 西 篤 夫第1 図 度 (°C) 第2区 距 離
遷移カーブの比較をあられす図表、第2図は同じく本発
明鋼と鉄鋼と同じ化学成分を含む従来鋼の溶接継手につ
いて断面硬さを比較した図表である。 代 理 人 内 1) 明代 理
人 萩 原 亮 代 理 人 安 西 篤 夫第1 図 度 (°C) 第2区 距 離
Claims (1)
- (1)重量%で、C:0.03〜0.12、Si≦1%
、Mn:0.2〜1%、P≦0.03%、S≦0.03
%、Ni≦0.8%、Cr:0.7〜3%、Mo:0.
3〜1.5%、V:0.05〜0.35%、Nb:0.
01〜0.12%、N:0.01〜0.05%を含み、
あるいは更にW:0.5〜2.4%、B:0.0005
〜0.015%、Al≦0.05%、Ti:0.05〜
0.2%の1種以上を含む残部Fe及び不可避の不純物
からなる鋼を、1100℃(A)以上の温度に加熱した
のち常温に冷却し、常温あるいは加工中または冷却途中
に再結晶を生じない温度域で塑性加工を施し、最後に1
100℃(A)よりも低い温度での焼準及びAc_1温
度以下での焼戻し処理を行なってなることを特徴とする
高強度低合金耐熱鋼。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1221698A JP2659813B2 (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
DE90114534T DE69003202T2 (de) | 1989-07-31 | 1990-07-28 | Hochfeste, hitzebeständige, niedrig legierte Stähle. |
EP90114534A EP0411515B1 (en) | 1989-07-31 | 1990-07-28 | High strength heat-resistant low alloy steels |
US07/559,945 US5084238A (en) | 1989-07-31 | 1990-07-31 | High strength heat-resistant low alloy steels |
Applications Claiming Priority (1)
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---|---|---|---|
JP1221698A JP2659813B2 (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0387332A true JPH0387332A (ja) | 1991-04-12 |
JP2659813B2 JP2659813B2 (ja) | 1997-09-30 |
Family
ID=16770876
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1221698A Expired - Fee Related JP2659813B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-08-30 | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
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Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2659813B2 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03249149A (ja) * | 1990-02-28 | 1991-11-07 | Nippon Steel Corp | 耐火性及び靭性の優れたh形鋼並びにその製造方法 |
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EP2060645A1 (en) * | 2006-11-14 | 2009-05-20 | Nippon Steel Corporation | Refractory steel material with excellent welded-joint toughness and process for producing the same |
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CN113416897A (zh) * | 2021-06-18 | 2021-09-21 | 承德建龙特殊钢有限公司 | 一种耐磨抗腐蚀钢及其制备方法与应用 |
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-
1989
- 1989-08-30 JP JP1221698A patent/JP2659813B2/ja not_active Expired - Fee Related
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US8323561B2 (en) | 2006-11-14 | 2012-12-04 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant steel material superior in HAZ toughness of welded joint and method of production of same |
CN113416897A (zh) * | 2021-06-18 | 2021-09-21 | 承德建龙特殊钢有限公司 | 一种耐磨抗腐蚀钢及其制备方法与应用 |
CN113416897B (zh) * | 2021-06-18 | 2022-04-05 | 承德建龙特殊钢有限公司 | 一种耐磨抗腐蚀钢及其制备方法与应用 |
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