JPH0635618B2 - 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 - Google Patents
溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法Info
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- JPH0635618B2 JPH0635618B2 JP63144723A JP14472388A JPH0635618B2 JP H0635618 B2 JPH0635618 B2 JP H0635618B2 JP 63144723 A JP63144723 A JP 63144723A JP 14472388 A JP14472388 A JP 14472388A JP H0635618 B2 JPH0635618 B2 JP H0635618B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、化学プラント、原子力プラント等に用いられ
るＣｒ−Ｍｏ鋼を対象とし、溶接施工後の後熱処理が不
要な圧力容器用鋼を製造する方法に関するものである。
るＣｒ−Ｍｏ鋼を対象とし、溶接施工後の後熱処理が不
要な圧力容器用鋼を製造する方法に関するものである。
（従来の技術） 化学プラント、原子力プラント等に用いられるＣｒ−Ｍ
ｏ鋼は、焼ならし−焼もどし熱処理の後、溶接施工によ
り機器に加工されることが多い。溶接継手の溶融部近傍
では素材が高温に加熱された後急冷されるため、Ｃｒ、
Ｍｏ等が含有され焼入れ性が高いこともあり、最高硬さ
はＨｖ３００以上となる。
ｏ鋼は、焼ならし−焼もどし熱処理の後、溶接施工によ
り機器に加工されることが多い。溶接継手の溶融部近傍
では素材が高温に加熱された後急冷されるため、Ｃｒ、
Ｍｏ等が含有され焼入れ性が高いこともあり、最高硬さ
はＨｖ３００以上となる。
この局部的に硬い領域を解消するため溶接後熱処理（Ｓ
Ｒ）が実施されるが、ＳＲの加熱中に割れが生じる場合
がある。この割れに対する感受性を低減するため、特開
昭５９−１１０７６５号公報等ではＣａ、ＲＥＭ等を添
加している。
Ｒ）が実施されるが、ＳＲの加熱中に割れが生じる場合
がある。この割れに対する感受性を低減するため、特開
昭５９−１１０７６５号公報等ではＣａ、ＲＥＭ等を添
加している。
溶接継手部に前記のような局部的に硬化減が形成されな
いと、溶接後熱処理は不必要になると考えられる。これ
迄、この硬化域の形成は不可避であるとの予断から、Ｓ
Ｒは当然であると考え、耐ＳＲ割れ性の優れた鋼材の開
発が主体であった。
いと、溶接後熱処理は不必要になると考えられる。これ
迄、この硬化域の形成は不可避であるとの予断から、Ｓ
Ｒは当然であると考え、耐ＳＲ割れ性の優れた鋼材の開
発が主体であった。
（発明が解決しようとする課題） Ｃｒ−Ｍｏ鋼はＳＲ中に割れを生じる場合があった。ま
た、ＳＲと化学プラントあるいは原子力プラントの製造
上余分な工程であり、製造コスト上からも省略すること
が望ましい。
た、ＳＲと化学プラントあるいは原子力プラントの製造
上余分な工程であり、製造コスト上からも省略すること
が望ましい。
本発明は、上記の用途に用いられるＣｒ−Ｍｏ鋼につい
て、溶接後処理を必要としない圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼
板の製造方法を提供するものである。
て、溶接後処理を必要としない圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼
板の製造方法を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは溶接継手部の最高硬さに及ぼす素材炭素含
有量の影響を調査した。また、素材炭素含有量低減によ
る強度低下を補う方法を種々検討した結果、圧延終了温
度からの直接焼入れで補うことが可能であることを見出
した。
有量の影響を調査した。また、素材炭素含有量低減によ
る強度低下を補う方法を種々検討した結果、圧延終了温
度からの直接焼入れで補うことが可能であることを見出
した。
本発明は前記の知見に基づいてなされたものであり、そ
の要旨は、重量％にて、Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０２−１．０％、Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃ
ｒ：０．６−２．５％、Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃ
ｕ：０．０５−０．５％、Ｎｉ：０．０５−０．５％、
Ａｌ：０．００３−０．０５％、Ｎ：０．０１５％以
下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、残Ｆｅ
及び不可避不純物からなる鋼を１１００−１２８０℃に
加熱した後、８７５−１０５０℃で圧延を終了し、直ち
に８７５℃以上の温度から焼入れ６２５−７５０℃で焼
もどすことを特徴とする溶接後熱処理が不要な圧力容器
用鋼板の製造方法である。
の要旨は、重量％にて、Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０２−１．０％、Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃ
ｒ：０．６−２．５％、Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃ
ｕ：０．０５−０．５％、Ｎｉ：０．０５−０．５％、
Ａｌ：０．００３−０．０５％、Ｎ：０．０１５％以
下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、残Ｆｅ
及び不可避不純物からなる鋼を１１００−１２８０℃に
加熱した後、８７５−１０５０℃で圧延を終了し、直ち
に８７５℃以上の温度から焼入れ６２５−７５０℃で焼
もどすことを特徴とする溶接後熱処理が不要な圧力容器
用鋼板の製造方法である。
更に本発明は上記基本成分にＮｂ：０．００５−０．０
５％、Ｖ：０．０１−０．５％の１種または２種を含有
し、又は上記基本成分にＢ：０．０００２−０．００５
％を単独またはＴｉ：０．００５−０．０５％を組合せ
て含有し、又は上記基本成分にＮｂ、Ｖの１種又は２種
とＢを単独又はＴｉと組合せて含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなる鋼を１１００−１２８０℃に加熱し
た後、８７５−１０５０℃で圧延を終了し、直ちに８７
５℃以上の温度から焼入れ、６２５−７５０℃で焼もど
すことを特徴とする溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼
板の製造方法である。
５％、Ｖ：０．０１−０．５％の１種または２種を含有
し、又は上記基本成分にＢ：０．０００２−０．００５
％を単独またはＴｉ：０．００５−０．０５％を組合せ
て含有し、又は上記基本成分にＮｂ、Ｖの１種又は２種
とＢを単独又はＴｉと組合せて含有し、残部Ｆｅ及び不
可避不純物からなる鋼を１１００−１２８０℃に加熱し
た後、８７５−１０５０℃で圧延を終了し、直ちに８７
５℃以上の温度から焼入れ、６２５−７５０℃で焼もど
すことを特徴とする溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼
板の製造方法である。
（作用） 以下本発明についてさらに詳細に説明する。
Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素であ
る。しかし、第１図に０．０１−０．０９％Ｃ−０．２
５％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−１．５５％Ｃｒ−０．５％Ｍ
ｏ鋼について示すように、溶接継手部の最高硬さ及び最
低硬さは炭素含有量とともに上昇する。０．０８％超に
なるとＳＲが不必要である限界硬さＨｖ３００を満たさ
なくなる場合があるため、炭素含有量の上限は０．０８
％とする。一方、炭素含有量が０．０３％未満では継手
部の最低硬さがＣｒ−Ｍｏ鋼に必要なＨｖ１８０を満た
さなくなる場合があるため、炭素含有量の下限を０．０
３％とする。
る。しかし、第１図に０．０１−０．０９％Ｃ−０．２
５％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−１．５５％Ｃｒ−０．５％Ｍ
ｏ鋼について示すように、溶接継手部の最高硬さ及び最
低硬さは炭素含有量とともに上昇する。０．０８％超に
なるとＳＲが不必要である限界硬さＨｖ３００を満たさ
なくなる場合があるため、炭素含有量の上限は０．０８
％とする。一方、炭素含有量が０．０３％未満では継手
部の最低硬さがＣｒ−Ｍｏ鋼に必要なＨｖ１８０を満た
さなくなる場合があるため、炭素含有量の下限を０．０
３％とする。
Ｓｉは脱酸および強度上昇のため０．０２％以上添加す
るが、添加量が多いと靭性を低下するため上限を１．０
％とする。
るが、添加量が多いと靭性を低下するため上限を１．０
％とする。
ＭｎはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元素である
か、添加量が多いと材料内の偏析を著しく、靭性の異方
性を増すため、０．１−１．５％とする。
か、添加量が多いと材料内の偏析を著しく、靭性の異方
性を増すため、０．１−１．５％とする。
Ｃｒは焼入れ性を増すとともに、焼もどしで炭窒化物を
析出し、高温強度を向上させる。またＣｒは炭窒化物を
安定化し、鋼の耐水素侵食性を向上させるため、０．６
％以上添加する。しかし、２．５％超の添加はＳＲを省
略する用途では不必要なため、上限を２．５％とする。
析出し、高温強度を向上させる。またＣｒは炭窒化物を
安定化し、鋼の耐水素侵食性を向上させるため、０．６
％以上添加する。しかし、２．５％超の添加はＳＲを省
略する用途では不必要なため、上限を２．５％とする。
Ｍｏは高温強度、特にクリープ破断強度を増すために添
加する。しかし、０．４％未満の添加では効果が顕著で
なく、１．５％超では効果が飽和するため、添加量を
０．４−１．５％とする。
加する。しかし、０．４％未満の添加では効果が顕著で
なく、１．５％超では効果が飽和するため、添加量を
０．４−１．５％とする。
Ｃｕは鋼材の焼入れ性を上昇し、また耐食性を向上する
元素である。０．０５％未満の添加では硬化が顕著でな
く、０．５％超の添加で熱間加工性を損なう。このため
Ｃｕ量の範囲を０．０５−０．５％とする。
元素である。０．０５％未満の添加では硬化が顕著でな
く、０．５％超の添加で熱間加工性を損なう。このため
Ｃｕ量の範囲を０．０５−０．５％とする。
Ｎｉは鋼材の靭性を向上させる元素であるが、０．０５
％未満では効果が顕著でなく、０．５％超では添加コス
トに見合った効果が得られないため、０．０５−０．５
％とする。
％未満では効果が顕著でなく、０．５％超では添加コス
トに見合った効果が得られないため、０．０５−０．５
％とする。
Ｖはそれ自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するととも
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。しかし、０．０１％未満では効果
が認められず、０．５％超では効果が飽和し添加量に応
じた効果が得られないため、０．０１−０．５％とす
る。
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。しかし、０．０１％未満では効果
が認められず、０．５％超では効果が飽和し添加量に応
じた効果が得られないため、０．０１−０．５％とす
る。
Ｎｂは焼もどし時に安定な炭窒化物を形成し、鋼の高温
強度を向上させる効果を有する元素である。また、圧延
により加工誘起析出し、結晶粒界の移動を妨げ、再結晶
粒の粗大化を阻止する。このため、０．００５％以上を
添加するが、０．０５％超では添加量に見合った効果が
得られないため、経済的に０．０５％以下に抑制する。
強度を向上させる効果を有する元素である。また、圧延
により加工誘起析出し、結晶粒界の移動を妨げ、再結晶
粒の粗大化を阻止する。このため、０．００５％以上を
添加するが、０．０５％超では添加量に見合った効果が
得られないため、経済的に０．０５％以下に抑制する。
ＴｉはＮと結合し、Ｂが焼入れ性向上に無効なＢＮとな
るのを妨げる効果を有する。このため、Ｂとともに添加
することができる。しかし、０．００５％未満では効果
が十分でない。０．０５％を超えるとＴｉＮが増えす
ぎ、却って靭性を害するので０．００５−０．０５％と
する。
るのを妨げる効果を有する。このため、Ｂとともに添加
することができる。しかし、０．００５％未満では効果
が十分でない。０．０５％を超えるとＴｉＮが増えす
ぎ、却って靭性を害するので０．００５−０．０５％と
する。
Ａｌは鋼の脱酸に不可欠な元素であり、この目的から
０．００３％以上を添加する。しかし、Ａｌ添加量が高
くなるとクリープ破断強度を害するため添加の上限を
０．０５％以下とする。
０．００３％以上を添加する。しかし、Ａｌ添加量が高
くなるとクリープ破断強度を害するため添加の上限を
０．０５％以下とする。
Ｂは微量添加で焼入れ性を上昇させる元素であり、焼入
れ性を必要とする場合に添加する。焼入れ向上効果は
０．０００２％のＢ添加から認められるが、０．００５
％超に増量する意味はない。このため、添加量を０．０
００２−０．００５％とする。
れ性を必要とする場合に添加する。焼入れ向上効果は
０．０００２％のＢ添加から認められるが、０．００５
％超に増量する意味はない。このため、添加量を０．０
００２−０．００５％とする。
ＮはＣと同様、鋼の強度を上昇させるが、継手硬さも同
時に上昇させるため、添加を０．０１５％以下とする。
時に上昇させるため、添加を０．０１５％以下とする。
Ｐは鋼中でミクロ偏析し靭性の方向差を著しくするばか
りでなく、焼もどし時および溶接後熱処理時に粒界に偏
析し靭性を低下させる元素であるため、減少させること
が望ましいので、上限を０．０２％とする。
りでなく、焼もどし時および溶接後熱処理時に粒界に偏
析し靭性を低下させる元素であるため、減少させること
が望ましいので、上限を０．０２％とする。
Ｓは鋼中で非金属介在物ＭｎＳを形成し、靭性の方向差
を大きくし、且つシャルピー試験での上部棚エネルギー
を低下させるため、上限を０．０２％とする。
を大きくし、且つシャルピー試験での上部棚エネルギー
を低下させるため、上限を０．０２％とする。
次に、圧延条件について述べる。
前記のような化学成分を有する鋼は転炉、電気炉で溶製
した後、必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊でスラブとされる。スラブは連続鋳造法により
溶鋼から直接製造しても良い。分塊での均熱・圧下はい
かなるものであっても構わない。即ち、スラブを冷却し
た後均熱してもよく、分塊のまま熱片で均熱炉に装入し
ても良い。一般に１０００−１３００℃で均熱の後、圧
延または鍛造によりスラブとする。スラブ厚は製品板厚
の１．３−２．５倍程度が好ましい。
した後、必要に応じて取鍋精練や真空脱ガス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊でスラブとされる。スラブは連続鋳造法により
溶鋼から直接製造しても良い。分塊での均熱・圧下はい
かなるものであっても構わない。即ち、スラブを冷却し
た後均熱してもよく、分塊のまま熱片で均熱炉に装入し
ても良い。一般に１０００−１３００℃で均熱の後、圧
延または鍛造によりスラブとする。スラブ厚は製品板厚
の１．３−２．５倍程度が好ましい。
スラブは鋼に含有されるＮｂおよびＶの一部あるいは全
部が固溶する温度で加熱されることが不可欠である。し
たがって、１１００℃以上の温度で加熱する。しかし、
１２８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化しす
ぎ、圧延によっても、微細化できなくなるため、１２８
０℃以下とする。
部が固溶する温度で加熱されることが不可欠である。し
たがって、１１００℃以上の温度で加熱する。しかし、
１２８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化しす
ぎ、圧延によっても、微細化できなくなるため、１２８
０℃以下とする。
圧延終了温度は次に述べる焼入れ温度を確保する観点か
ら８７５−１０５０℃とする。しかして、８７５℃未満
では焼入れ開始温度が確保できず、材質確保が困難とな
る。一方、１０５０℃を超えると、圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化が十分でなく、組織が粗くなり材質と
くに靭性確保が困難になり好ましくない。
ら８７５−１０５０℃とする。しかして、８７５℃未満
では焼入れ開始温度が確保できず、材質確保が困難とな
る。一方、１０５０℃を超えると、圧延によるオーステ
ナイト粒の細粒化が十分でなく、組織が粗くなり材質と
くに靭性確保が困難になり好ましくない。
圧延後は速やかに焼入れるものであるが、これは８７５
℃以上の焼入れ温度を確保せんがためである。即ち、焼
入れ開始温度が８７５℃より低い場合、固溶したＮｂ、
Ｖ等の強化元素の一部が析出し、強化に寄与しなくな
る。このため、焼入れ開始温度は８７５℃以上とする。
焼入れは冷却水の散水による急冷が良く、加速冷却等の
利用により能率的に行うことが好ましい。
℃以上の焼入れ温度を確保せんがためである。即ち、焼
入れ開始温度が８７５℃より低い場合、固溶したＮｂ、
Ｖ等の強化元素の一部が析出し、強化に寄与しなくな
る。このため、焼入れ開始温度は８７５℃以上とする。
焼入れは冷却水の散水による急冷が良く、加速冷却等の
利用により能率的に行うことが好ましい。
焼入れ後は常法に従い焼もどしをして製品となるが、焼
もどしは均質で優れた強度および靭性を得るために必要
であり、通常のＣｒ−Ｍｏ鋼の焼もどしと同様に６２５
−７５０℃で３０分以上保持するものである。
もどしは均質で優れた強度および靭性を得るために必要
であり、通常のＣｒ−Ｍｏ鋼の焼もどしと同様に６２５
−７５０℃で３０分以上保持するものである。
圧延直接焼入れ焼もどしを施された鋼板は、製品として
出荷後、溶接、曲げ等の加工を受け、化学反応容器等の
圧力容器となる。
出荷後、溶接、曲げ等の加工を受け、化学反応容器等の
圧力容器となる。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を第２表に示す条件で
圧延直接焼入れした。冷却は表裏面からの冷却水の散水
により急冷を用いた。焼もどし後ＪＩＳ４号試験片を用
いた引張試験を行うとともに、手溶接（入熱２０KJ／c
m）の溶接条件で溶接継手を作成し、ＨＡＺ部の最高硬
さを調べた。
圧延直接焼入れした。冷却は表裏面からの冷却水の散水
により急冷を用いた。焼もどし後ＪＩＳ４号試験片を用
いた引張試験を行うとともに、手溶接（入熱２０KJ／c
m）の溶接条件で溶接継手を作成し、ＨＡＺ部の最高硬
さを調べた。
結果を第２表に示す 本発明法では、焼もどし後の引張強さは６０kgf/mm以上
の値が得られ、且つＳＲを実施しなくても継手の最高硬
さはＨｖ３００を超えない。
の値が得られ、且つＳＲを実施しなくても継手の最高硬
さはＨｖ３００を超えない。
一方、板番１１Ｂおよび板番１２Ｂは本発明の成分範囲
外であり、板番１１Ｂでは継手の最高硬さがＨＶ３００
を超え、板番１２Ｂでは継手最高硬さはＨｖ３００以下
であるが炭素含有量が低く過ぎるため、圧延直接焼入れ
によっても母材引張強さは５０kgf/mm程度で圧力容器用
としては不適当な値しか得られない。板番１Ｂ、７Ｂ、
８Ｂ、１０Ｂ、１３Ｂおよび１４Ｂは、継手の最高硬さ
はＨｖ＜３００を満足するものの、圧延終了温度、焼入
れ温度とも８７５℃より低く、焼もどし後の引張強さが
約５０kgf/mmギリギリ又は以下と低い。板番２Ｂ、５Ｂ
および６Ｂは加熱温度が１１００℃より低く、また圧延
終了温度および焼入れ温度とも８７５℃より低いため、
焼もどし後の強度が５０kgf/mm前後と低い。
外であり、板番１１Ｂでは継手の最高硬さがＨＶ３００
を超え、板番１２Ｂでは継手最高硬さはＨｖ３００以下
であるが炭素含有量が低く過ぎるため、圧延直接焼入れ
によっても母材引張強さは５０kgf/mm程度で圧力容器用
としては不適当な値しか得られない。板番１Ｂ、７Ｂ、
８Ｂ、１０Ｂ、１３Ｂおよび１４Ｂは、継手の最高硬さ
はＨｖ＜３００を満足するものの、圧延終了温度、焼入
れ温度とも８７５℃より低く、焼もどし後の引張強さが
約５０kgf/mmギリギリ又は以下と低い。板番２Ｂ、５Ｂ
および６Ｂは加熱温度が１１００℃より低く、また圧延
終了温度および焼入れ温度とも８７５℃より低いため、
焼もどし後の強度が５０kgf/mm前後と低い。
板番３Ｂおよび４Ｂは加熱温度が低く、Ｃｒ、Ｍｏ等の
合金元素の固溶が不充分で強度が低い。板番９Ｂは加熱
温度が低くまた焼入れ開始温度が低いため焼入れ時の合
金元素の固溶量が十分でなく、引張強さが得られない。
合金元素の固溶が不充分で強度が低い。板番９Ｂは加熱
温度が低くまた焼入れ開始温度が低いため焼入れ時の合
金元素の固溶量が十分でなく、引張強さが得られない。
（発明の効果） 本発明による鋼板は強度が優れているばかりでなく、溶
接後熱処理を実施しなくても工業上問題となる局部的な
硬化域が無く、圧力容器用鋼として極めて有用なもので
あり工業的価値が大きい。
接後熱処理を実施しなくても工業上問題となる局部的な
硬化域が無く、圧力容器用鋼として極めて有用なもので
あり工業的価値が大きい。
第１図は炭素含有量とＳＲを行わない溶接継手の最高硬
さの関係を示す図表である。
さの関係を示す図表である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％にて、 Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓｉ：０．０２−１．０％ Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：０．６−２．５％ Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃｕ：０．０５−０．５％ Ｎｉ：０．０５−０．５％、Ａｌ：０．００３−０．０
５％ Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００−１２８
０℃に加熱した後、８７５−１０５０℃で圧延を終了
し、直ちに８７５℃以上の温度から焼入れ６２５−７５
０℃で焼もどすことを特徴とする溶接後熱処理が不要な
圧力容器用鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％にて、 Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓｉ：０．０２−１．０％ Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：０．６−２．５％ Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃｕ：０．０５−０．５％ Ｎｉ：０．０５−０．５％、Ａｌ：０．００３−０．０
５％ Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 を基本成分とし、さらに、Ｎｂ：０．００５−０．０５
％、Ｖ：０．０１−０．５％の１種または２種を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を用いること
を特徴とする請求項１に記載する溶接後熱処理が不要な
圧力容器用鋼板の製造方法。 - 【請求項３】重量％にて、 Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓｉ：０．０２−１．０％ Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：０．６−２．５％ Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃｕ：０．０５−０．５％ Ｎｉ：０．０５−０．５％、Ａｌ：０．００３−０．０
５％ Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 を基本成分とし、さらに、Ｂ：０．０００２−０．００
５％を単独またはＴｉ：０．００５−０．０５％を組合
せて含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を用
いることを特徴とする請求項１に記載する溶接後熱処理
が不要な圧力容器用鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％にて、 Ｃ：０．０３−０．０８％、Ｓｉ：０．０２−１．０％ Ｍｎ：０．１−１．５％、Ｃｒ：０．６−２．５％ Ｍｏ：０．４−１．５％、Ｃｕ：０．０５−０．５％ Ｎｉ：０．０５−０．５％、Ａｌ：０．００３−０．０
５％ Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 を基本成分とし、Ｎｂ：０．００５−０．０５％、Ｖ：
０．０１−０．５％の１種または２種、さらにＢ：０．
０００２−０．００５％を単独またはＴｉ：０．００５
−０．０５％を組合せて含有し、残部Ｆｅ及び不可避不
純物からなる鋼を用いることを特徴とする請求項１に記
載する溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63144723A JPH0635618B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63144723A JPH0635618B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01316419A JPH01316419A (ja) | 1989-12-21 |
| JPH0635618B2 true JPH0635618B2 (ja) | 1994-05-11 |
Family
ID=15368820
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63144723A Expired - Fee Related JPH0635618B2 (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 溶接後熱処理が不要な圧力容器用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0635618B2 (ja) |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5620121A (en) * | 1979-07-25 | 1981-02-25 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of chromium-molybdenum steel for pressure vessel |
| JPS5719731A (en) * | 1980-07-10 | 1982-02-02 | Asahi Chem Ind Co Ltd | Dry image forming material |
| JPS59211531A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温圧力容器の製造方法 |
| JPS6144121A (ja) * | 1984-08-09 | 1986-03-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
| JPS61104056A (ja) * | 1984-10-25 | 1986-05-22 | Kobe Steel Ltd | 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Ｃｒ−Ｍｏ鋼板 |
| JPS61136622A (ja) * | 1984-12-04 | 1986-06-24 | Nippon Steel Corp | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 |
| JPS62256946A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐クリ−プ脆化性および耐低温割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
-
1988
- 1988-06-14 JP JP63144723A patent/JPH0635618B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5620121A (en) * | 1979-07-25 | 1981-02-25 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of chromium-molybdenum steel for pressure vessel |
| JPS5719731A (en) * | 1980-07-10 | 1982-02-02 | Asahi Chem Ind Co Ltd | Dry image forming material |
| JPS59211531A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温圧力容器の製造方法 |
| JPS6144121A (ja) * | 1984-08-09 | 1986-03-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
| JPS61104056A (ja) * | 1984-10-25 | 1986-05-22 | Kobe Steel Ltd | 耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性にすぐれる高強度高靭性低炭素Ｃｒ−Ｍｏ鋼板 |
| JPS61136622A (ja) * | 1984-12-04 | 1986-06-24 | Nippon Steel Corp | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 |
| JPS62256946A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐クリ−プ脆化性および耐低温割れ性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01316419A (ja) | 1989-12-21 |
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