JPH05320753A - 高温強度の優れた炭素鋼の製造方法 - Google Patents
高温強度の優れた炭素鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH05320753A JPH05320753A JP15302392A JP15302392A JPH05320753A JP H05320753 A JPH05320753 A JP H05320753A JP 15302392 A JP15302392 A JP 15302392A JP 15302392 A JP15302392 A JP 15302392A JP H05320753 A JPH05320753 A JP H05320753A
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- Japan
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- steel
- carbon steel
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接性を損なわない成分範囲の炭素鋼におい
て、優れた高温強度を附与する製造方法を提供するこ
と。 【構成】 Ｃ：0.03〜0.15％、Si≦ 1.0％、Mn≦ 0.5〜
1.5％、Ｐ≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Cr：0.1 〜 0.5％、
Mo：0.05〜 0.3％、Al≦0.01％、Ｎ： 0.005〜0.03％を
含有する鋼をオーステナイト化温度以上に加熱した後、
冷却途中の Ar3よりも高い温度から Ar1直上の温度域で
連続して熱間加工を行う。
て、優れた高温強度を附与する製造方法を提供するこ
と。 【構成】 Ｃ：0.03〜0.15％、Si≦ 1.0％、Mn≦ 0.5〜
1.5％、Ｐ≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Cr：0.1 〜 0.5％、
Mo：0.05〜 0.3％、Al≦0.01％、Ｎ： 0.005〜0.03％を
含有する鋼をオーステナイト化温度以上に加熱した後、
冷却途中の Ar3よりも高い温度から Ar1直上の温度域で
連続して熱間加工を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は溶接性を損ねることな
く、高温強度を改善したもので、発電用ボイラや転炉な
どの鉄皮に適用される高温強度の優れた炭素鋼の製造方
法に関するものである。
く、高温強度を改善したもので、発電用ボイラや転炉な
どの鉄皮に適用される高温強度の優れた炭素鋼の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来ボイラ用鋼板および転炉などの鉄皮
材としては、引張強さが40〜50kgf ／mm2 程度の炭素鋼
（ＳＢ42〜49、ＳＭ41〜50、ＳＳ41〜50）やMoを 0.5％
程度添加したMo鋼（ＳＢ46Ｍ、ＳＢ49Ｍ）が使用されて
いる。
材としては、引張強さが40〜50kgf ／mm2 程度の炭素鋼
（ＳＢ42〜49、ＳＭ41〜50、ＳＳ41〜50）やMoを 0.5％
程度添加したMo鋼（ＳＢ46Ｍ、ＳＢ49Ｍ）が使用されて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来鋼を発電用
ボイラおよび転炉などの鉄皮の高温環境下で構造部材に
使用した場合、炭素鋼は、常温および高温での降伏応
力、引張強さおよびクリープ強度が低いために板厚を厚
くしなければならないので設備費がかさむ。また0.5Mo
鋼はクリープ破断強度は炭素鋼に比べて著しく優れてい
るが、クリープ破断伸びが著しく低く、長時間使用中に
亀裂が生じたりするし、溶接性も悪い。本発明の目的
は、溶接性を損なわない成分範囲の炭素鋼において、優
れた高温強度を附与する製造方法を提供することであ
る。
ボイラおよび転炉などの鉄皮の高温環境下で構造部材に
使用した場合、炭素鋼は、常温および高温での降伏応
力、引張強さおよびクリープ強度が低いために板厚を厚
くしなければならないので設備費がかさむ。また0.5Mo
鋼はクリープ破断強度は炭素鋼に比べて著しく優れてい
るが、クリープ破断伸びが著しく低く、長時間使用中に
亀裂が生じたりするし、溶接性も悪い。本発明の目的
は、溶接性を損なわない成分範囲の炭素鋼において、優
れた高温強度を附与する製造方法を提供することであ
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で、
Ｃ：0.03〜0.15％、Si≦ 1.0％、Mn：0.5 〜 1.5％、Ｐ
≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Cr：0.1 〜 0.5％、Mo：0.05〜
0.3％、Al≦0.01％、Ｎ： 0.005〜0.03％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト
化温度以上に加熱した後、冷却途中のAr3 よりも高い温
度からAr1 直上の温度域で連続して熱間加工してなるこ
とを特徴とする高温強度の優れた炭素鋼の製造方法であ
る。
Ｃ：0.03〜0.15％、Si≦ 1.0％、Mn：0.5 〜 1.5％、Ｐ
≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Cr：0.1 〜 0.5％、Mo：0.05〜
0.3％、Al≦0.01％、Ｎ： 0.005〜0.03％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト
化温度以上に加熱した後、冷却途中のAr3 よりも高い温
度からAr1 直上の温度域で連続して熱間加工してなるこ
とを特徴とする高温強度の優れた炭素鋼の製造方法であ
る。
【０００５】
【作用】まず、本発明における成分限定理由について説
明する。Ｃ：ＣはCr、Moとともに炭化物を形成し、クリ
ープ強度を上昇させる。しかし0.15％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％以上必要であり、従って0.03〜0.15％とした。
明する。Ｃ：ＣはCr、Moとともに炭化物を形成し、クリ
ープ強度を上昇させる。しかし0.15％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％以上必要であり、従って0.03〜0.15％とした。
【０００６】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、クリープ延性を低下させるので１％以下
とした。Mn：Mnはクリープ強度向上に有効な元素であ
り、0.5 ％以上添加するが、 1.5％を越えて添加しても
その効果が少ないので 0.5〜 1.5％とした。Ｐ、Ｓ：こ
れらＰおよびＳは不純物元素として靭性を低下させ機械
的性質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。
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、クリープ延性を低下させるので１％以下
とした。Mn：Mnはクリープ強度向上に有効な元素であ
り、0.5 ％以上添加するが、 1.5％を越えて添加しても
その効果が少ないので 0.5〜 1.5％とした。Ｐ、Ｓ：こ
れらＰおよびＳは不純物元素として靭性を低下させ機械
的性質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。
【０００７】Cr：Crはクリープ破断強度を高めるので
0.1％以上添加するが、0.5 ％を越えて添加してもその
効果は小さいので0.1 〜0.5 ％とした。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
プ強度を高めるので、0.05％以上添加するが 0.3％を越
えて添加すると、靱性およびクリープ破断延性が低下す
るので0.05〜 0.3％とした。
0.1％以上添加するが、0.5 ％を越えて添加してもその
効果は小さいので0.1 〜0.5 ％とした。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
プ強度を高めるので、0.05％以上添加するが 0.3％を越
えて添加すると、靱性およびクリープ破断延性が低下す
るので0.05〜 0.3％とした。
【０００８】Al：Alは脱酸剤として有効であるが、0.01
％を越えて多量に添加するとクリープ破断強度を低下さ
せるので0.01％以下とした。Ｎ：ＮはＣの代替元素の役
割を果たすとともに、SiおよびMnなどと窒化物を形成し
クリープ破断強度を著しく上昇させるので 0.005％以上
添加するが、0.03％を越えて添加すると溶接性を阻害す
るので 0.005〜0.03％とした。
％を越えて多量に添加するとクリープ破断強度を低下さ
せるので0.01％以下とした。Ｎ：ＮはＣの代替元素の役
割を果たすとともに、SiおよびMnなどと窒化物を形成し
クリープ破断強度を著しく上昇させるので 0.005％以上
添加するが、0.03％を越えて添加すると溶接性を阻害す
るので 0.005〜0.03％とした。
【０００９】次に本発明鋼の製造条件について説明す
る。上記成分の鋼をオーステナイト化温度以上に加熱
し、冷却途中のAr3 よりも高い温度からAr1 直上まで連
続して熱間加工することによって、転位密度の高い細粒
鋼が得られる。このような鋼は常温および高温での降伏
応力、引張強さおよび靱性が改善される。また細粒であ
りながら高温環境下においても、転位を析出核として微
細な炭窒化物が多数析出するのでクリープ破断強度も改
善される。
る。上記成分の鋼をオーステナイト化温度以上に加熱
し、冷却途中のAr3 よりも高い温度からAr1 直上まで連
続して熱間加工することによって、転位密度の高い細粒
鋼が得られる。このような鋼は常温および高温での降伏
応力、引張強さおよび靱性が改善される。また細粒であ
りながら高温環境下においても、転位を析出核として微
細な炭窒化物が多数析出するのでクリープ破断強度も改
善される。
【００１０】なお、本発明と同じ組成のものが特開平2-
310312号公報に開示されているが、これは高強度鋼の製
造方法であって、その目的は鋼片段階での脱水素処理方
法における中心部残留水素値のばらつきと、水素による
脆化割れの問題を解決するもので、本発明とはその目的
を異にし、そのため、圧延方法も本発明とは異なる。
310312号公報に開示されているが、これは高強度鋼の製
造方法であって、その目的は鋼片段階での脱水素処理方
法における中心部残留水素値のばらつきと、水素による
脆化割れの問題を解決するもので、本発明とはその目的
を異にし、そのため、圧延方法も本発明とは異なる。
【００１１】
【実施例】表１に示す化学成分の供試材を４チャージ、
高周波溶解炉により各々100kg 溶製し鋼塊とした後、供
試材１〜３については、従来法に従い1150℃に加熱し、
950 〜1100℃の範囲で熱間加工を行い、厚さ20mmの鋼板
を製造し、925 ℃で焼ならし処理を施した。また供試材
１〜４については、本発明法に従い1150℃に加熱し、74
0 ℃の温度まで連続的に熱間加工を行い、厚さ20mmの鋼
板を作製した。なお供試材４はAlの含有量が本発明の範
囲を越えている。
高周波溶解炉により各々100kg 溶製し鋼塊とした後、供
試材１〜３については、従来法に従い1150℃に加熱し、
950 〜1100℃の範囲で熱間加工を行い、厚さ20mmの鋼板
を製造し、925 ℃で焼ならし処理を施した。また供試材
１〜４については、本発明法に従い1150℃に加熱し、74
0 ℃の温度まで連続的に熱間加工を行い、厚さ20mmの鋼
板を作製した。なお供試材４はAlの含有量が本発明の範
囲を越えている。
【００１２】これらの供試材を用いて、引張試験、シャ
ルピー衝撃試験およびクリープ試験を行って、ラーソン
・ミラーパラメータ法により450 ℃で105 時間の時の破
断強度と破断伸びを求めた。表２に、これら供試材の常
温および 450℃における引張特性、０℃におけるシャル
ピー吸収エネルギーおよびラーソン・ミラーパラメータ
法によって求めた450 ℃×105 時間での破断応力および
破断伸びを示した。
ルピー衝撃試験およびクリープ試験を行って、ラーソン
・ミラーパラメータ法により450 ℃で105 時間の時の破
断強度と破断伸びを求めた。表２に、これら供試材の常
温および 450℃における引張特性、０℃におけるシャル
ピー吸収エネルギーおよびラーソン・ミラーパラメータ
法によって求めた450 ℃×105 時間での破断応力および
破断伸びを示した。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】従来例に比べて本発明例は、引張特性、衝
撃特性およびクリープ特性とも優れていることが明らか
である。また比較例は引張特性およびクリープ破断応力
は本発明例と同等であるが、シャルピー吸収エネルギー
およびクリープ脆化によりクリープ破断伸びが小さい。
撃特性およびクリープ特性とも優れていることが明らか
である。また比較例は引張特性およびクリープ破断応力
は本発明例と同等であるが、シャルピー吸収エネルギー
およびクリープ脆化によりクリープ破断伸びが小さい。
【００１６】
【発明の効果】本発明により、溶接性を損なわない成分
範囲で、優れた高温強度を有する炭素鋼が容易に得られ
るようになった。
範囲で、優れた高温強度を有する炭素鋼が容易に得られ
るようになった。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.03〜0.15％、Si≦ 1.0
％、Mn：0.5 〜 1.5％、Ｐ≦0.03％、Ｓ≦0.03％、Cr：
0.1 〜 0.5％、Mo：0.05〜 0.3％、Al≦0.01％、Ｎ：
0.005〜0.03％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼をオーステナイト化温度以上に加熱した後、
冷却途中のAr3 よりも高い温度からAr1直上の温度域で
連続して熱間加工してなることを特徴とする高温強度の
優れた炭素鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15302392A JPH05320753A (ja) | 1992-05-21 | 1992-05-21 | 高温強度の優れた炭素鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15302392A JPH05320753A (ja) | 1992-05-21 | 1992-05-21 | 高温強度の優れた炭素鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05320753A true JPH05320753A (ja) | 1993-12-03 |
Family
ID=15553276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15302392A Pending JPH05320753A (ja) | 1992-05-21 | 1992-05-21 | 高温強度の優れた炭素鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05320753A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07253285A (ja) * | 1993-12-14 | 1995-10-03 | Abb Sunrod Ab | 熱交換チューブ |
| JP2007217783A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Nippon Steel Corp | 熱処理簡略型高強度低合金ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
| JP2008121068A (ja) * | 2006-11-13 | 2008-05-29 | Jfe Steel Kk | 転炉鉄皮用鋼材 |
-
1992
- 1992-05-21 JP JP15302392A patent/JPH05320753A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07253285A (ja) * | 1993-12-14 | 1995-10-03 | Abb Sunrod Ab | 熱交換チューブ |
| JP2007217783A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Nippon Steel Corp | 熱処理簡略型高強度低合金ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
| JP2008121068A (ja) * | 2006-11-13 | 2008-05-29 | Jfe Steel Kk | 転炉鉄皮用鋼材 |
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