JPH0841582A - 大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼 - Google Patents
大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼Info
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- JPH0841582A JPH0841582A JP17843994A JP17843994A JPH0841582A JP H0841582 A JPH0841582 A JP H0841582A JP 17843994 A JP17843994 A JP 17843994A JP 17843994 A JP17843994 A JP 17843994A JP H0841582 A JPH0841582 A JP H0841582A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、大入熱溶接部靱性の優れた低合金
耐熱鋼を提供することにある。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．２〜１．６％、
Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜１．５
％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｍｏ：０．１５〜０．
４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％であり、必要に応じ
て、Ｖ：０．００１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜
０．０４％の少なくとも１種を含有し、さらに、−０．
００２≦Ｎ（％）−０．２９×Ｔｉ（％）≦０．００２
であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦｅである大
入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼。
耐熱鋼を提供することにある。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．２〜１．６％、
Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜１．５
％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｍｏ：０．１５〜０．
４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％であり、必要に応じ
て、Ｖ：０．００１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜
０．０４％の少なくとも１種を含有し、さらに、−０．
００２≦Ｎ（％）−０．２９×Ｔｉ（％）≦０．００２
であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦｅである大
入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接部靱性の優れた低
合金耐熱鋼に関するものであり、特に３５０〜５３０℃
程度の中高温域で稼働されるボイラ、加熱炉、塔槽類等
の高温機器用鋼材である。
合金耐熱鋼に関するものであり、特に３５０〜５３０℃
程度の中高温域で稼働されるボイラ、加熱炉、塔槽類等
の高温機器用鋼材である。
【０００２】
【従来の技術】前記の高温機器類には高温強度の観点、
特に高温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の
観点からＣ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ２０４Ｂに相当す
る鋼）やＭｎ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ３０２Ｂに相当
する鋼）が多く使用されている。しかし、溶接性および
靱性の点で必ずしも十分でないという技術的問題があ
り、本発明者らは、前記中高温で稼働される機器用鋼材
として、溶接性ならびに使用中脆化を含めた低温靱性を
改善した低合金耐熱鋼に関する提案を特願平３−３０７
７９号で行っている。
特に高温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の
観点からＣ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ２０４Ｂに相当す
る鋼）やＭｎ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ３０２Ｂに相当
する鋼）が多く使用されている。しかし、溶接性および
靱性の点で必ずしも十分でないという技術的問題があ
り、本発明者らは、前記中高温で稼働される機器用鋼材
として、溶接性ならびに使用中脆化を含めた低温靱性を
改善した低合金耐熱鋼に関する提案を特願平３−３０７
７９号で行っている。
【０００３】近年、前記のような中高温で稼働される機
器においても、溶接作業の効率向上のため、溶接での入
熱が大きくなってきている。また、安全性の確保につい
ても、亀裂開口変位（ＣＴＯＤ）のような概念が導入さ
れてきている。ＣＴＯＤは破壊の発生特性を評価する指
標であり、従来から用いられてきたシャルピー衝撃試験
が破壊の発生から伝播までを総体的に評価するのと同じ
ではなく、異なった尺度と言える。前記特願平３−３０
７７９号で製造される鋼材に大入熱溶接が適用され、Ｃ
ＴＯＤで安全性の評価がなされる場合、大入熱溶接部の
特性値が確保されない場合があり、大入熱溶接部のＣＴ
ＯＤの優れた低合金耐熱鋼が必要である。
器においても、溶接作業の効率向上のため、溶接での入
熱が大きくなってきている。また、安全性の確保につい
ても、亀裂開口変位（ＣＴＯＤ）のような概念が導入さ
れてきている。ＣＴＯＤは破壊の発生特性を評価する指
標であり、従来から用いられてきたシャルピー衝撃試験
が破壊の発生から伝播までを総体的に評価するのと同じ
ではなく、異なった尺度と言える。前記特願平３−３０
７７９号で製造される鋼材に大入熱溶接が適用され、Ｃ
ＴＯＤで安全性の評価がなされる場合、大入熱溶接部の
特性値が確保されない場合があり、大入熱溶接部のＣＴ
ＯＤの優れた低合金耐熱鋼が必要である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、従来の
低合金耐熱鋼では、高温強度を維持しつつ溶接部靱性を
確保することが難しい場合があり、大入熱溶接での溶接
部靱性の優れた低合金耐熱鋼が必要である。
低合金耐熱鋼では、高温強度を維持しつつ溶接部靱性を
確保することが難しい場合があり、大入熱溶接での溶接
部靱性の優れた低合金耐熱鋼が必要である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、低合金鋼の大
入熱溶接部の靱性についての研究を重ねた結果得られた
ものであり、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％でＣ ： ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．４５％、Ｍｎ： ０．２〜１．６％、
Ｃｕ： ０．０１〜０．６％、Ｎｉ： ０．０１〜１．
５％、Ｃｒ： ０．０１〜０．８％、Ｍｏ： ０．１５
〜０．４５％、Ａｌ： ０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ： ０．００５〜０．０２５％、Ｎ ： ０．００１
〜０．００６％、Ｂ ： ０．０００３〜０．００２５
％を含有し、さらに−０．００２≦Ｎ（％）−０．２９
×Ｔｉ（％）≦０．００２であり、残部は不可避的不純
物と実質的にＦｅである大入熱溶接部靱性の優れた低合
金耐熱鋼。
入熱溶接部の靱性についての研究を重ねた結果得られた
ものであり、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％でＣ ： ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．４５％、Ｍｎ： ０．２〜１．６％、
Ｃｕ： ０．０１〜０．６％、Ｎｉ： ０．０１〜１．
５％、Ｃｒ： ０．０１〜０．８％、Ｍｏ： ０．１５
〜０．４５％、Ａｌ： ０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ： ０．００５〜０．０２５％、Ｎ ： ０．００１
〜０．００６％、Ｂ ： ０．０００３〜０．００２５
％を含有し、さらに−０．００２≦Ｎ（％）−０．２９
×Ｔｉ（％）≦０．００２であり、残部は不可避的不純
物と実質的にＦｅである大入熱溶接部靱性の優れた低合
金耐熱鋼。
【０００６】（２）重量％でＶ ： ０．００１〜０．
０６％、Ｎｂ： ０．００３〜０．０４％の少なくとも
１種を含有する前項１記載の大入熱溶接部靱性の優れた
低合金耐熱鋼。
０６％、Ｎｂ： ０．００３〜０．０４％の少なくとも
１種を含有する前項１記載の大入熱溶接部靱性の優れた
低合金耐熱鋼。
【０００７】
【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
０．１２％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４５％Ｍｎ−０．
００７％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．２５％Ｍｏ−０．０
２５％Ａｌ−０．００５〜０．０２５％Ｔｉ−０．００
１〜０．００６％Ｎ−０．０００３〜０．００２５％Ｂ
の成分を有する鋼材から１１ｍｍ厚×２２ｍｍ幅の断面
を有する試験片を加工し、高周波加熱により溶接部の最
脆化部の再現熱処理を行った後、６００℃で６時間の溶
接後熱処理を加えた。高周波加熱による溶接部の最脆化
部の再現熱処理は、１４００℃で２秒保持の後、入熱５
〜７ｋＪ／ｍｍの溶接での冷却を模擬し、８００℃から
５００℃を４０秒で冷却した。
０．１２％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４５％Ｍｎ−０．
００７％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．２５％Ｍｏ−０．０
２５％Ａｌ−０．００５〜０．０２５％Ｔｉ−０．００
１〜０．００６％Ｎ−０．０００３〜０．００２５％Ｂ
の成分を有する鋼材から１１ｍｍ厚×２２ｍｍ幅の断面
を有する試験片を加工し、高周波加熱により溶接部の最
脆化部の再現熱処理を行った後、６００℃で６時間の溶
接後熱処理を加えた。高周波加熱による溶接部の最脆化
部の再現熱処理は、１４００℃で２秒保持の後、入熱５
〜７ｋＪ／ｍｍの溶接での冷却を模擬し、８００℃から
５００℃を４０秒で冷却した。
【０００８】上記の熱処理を終了した試験片から、断面
が１０ｍｍ×２０ｍｍの小型ＣＴＯＤ試験片を加工し、
疲労亀裂を導入した後、−４０℃で限界開口変位δｃを
実験により求めた。図１は、δｃとΔＮの関係を示して
いる。なお、ΔＮは、化学成分より求められるＮ（％）
−０．２９×Ｔｉ（％）である。図１から明らかなよう
に、ΔＮが−０．００２以上０．００２以下で高いδｃ
が安定して得られる。この範囲のΔＮによりδｃが高め
られたのは、Ｂにより組織が下部ベイナイトに変化した
ため、および微細なＴｉＮの生成により１４００℃の再
現熱処理でのオーステナイト粒径の粗大化が抑制された
ためと考えている。ΔＮ＜−０．００２の場合には、Ｔ
ｉＮの生成が十分でなく、ΔＮ＞０．００２では、組織
の下部ベイナイト化が不十分となったり、ＨＡＺ靱性に
悪影響を及ぼす固溶Ｎが多くなりすぎたりして、ＣＴＯ
Ｄを低下させると考えられる。
が１０ｍｍ×２０ｍｍの小型ＣＴＯＤ試験片を加工し、
疲労亀裂を導入した後、−４０℃で限界開口変位δｃを
実験により求めた。図１は、δｃとΔＮの関係を示して
いる。なお、ΔＮは、化学成分より求められるＮ（％）
−０．２９×Ｔｉ（％）である。図１から明らかなよう
に、ΔＮが−０．００２以上０．００２以下で高いδｃ
が安定して得られる。この範囲のΔＮによりδｃが高め
られたのは、Ｂにより組織が下部ベイナイトに変化した
ため、および微細なＴｉＮの生成により１４００℃の再
現熱処理でのオーステナイト粒径の粗大化が抑制された
ためと考えている。ΔＮ＜−０．００２の場合には、Ｔ
ｉＮの生成が十分でなく、ΔＮ＞０．００２では、組織
の下部ベイナイト化が不十分となったり、ＨＡＺ靱性に
悪影響を及ぼす固溶Ｎが多くなりすぎたりして、ＣＴＯ
Ｄを低下させると考えられる。
【０００９】次に、他の成分の限定理由について述べ
る。Ｃは低合金耐熱鋼としての高温における引張強度お
よびクリープ強度を確保するために、少なくとも０．０
５％を必要とするが、溶接性ならびに靱性を考慮する
と、低Ｃの方が有利である。Ｃの上限については、望ま
しくは０．１３％であるが、実用上それほど影響の現れ
ない０．１５％を上限とした。
る。Ｃは低合金耐熱鋼としての高温における引張強度お
よびクリープ強度を確保するために、少なくとも０．０
５％を必要とするが、溶接性ならびに靱性を考慮する
と、低Ｃの方が有利である。Ｃの上限については、望ま
しくは０．１３％であるが、実用上それほど影響の現れ
ない０．１５％を上限とした。
【００１０】Ｓｉは脱酸剤として添加され靱性を改善す
るが、脱酸がＡｌ等により十分になされた場合には却っ
て靱性に悪影響があり、経済的に低減できる下限値とし
て０．０１％とした。Ｓｉの上限値については、靱性に
悪影響を与えない範囲として０．４５％とした。Ｍｎは
強度並びに靱性を高める元素であり、同時にその量が増
大すると溶接性を悪くする元素である。強度、靱性およ
び溶接性から、好ましいＭｎの範囲は０．６〜１．３５
％であるが、下限値は強度向上効果がやや顕著になる
０．２％とし、上限値は靱性改善効果の少なくなること
に加えて溶接性の低下が著しくなる１．６％とした。
るが、脱酸がＡｌ等により十分になされた場合には却っ
て靱性に悪影響があり、経済的に低減できる下限値とし
て０．０１％とした。Ｓｉの上限値については、靱性に
悪影響を与えない範囲として０．４５％とした。Ｍｎは
強度並びに靱性を高める元素であり、同時にその量が増
大すると溶接性を悪くする元素である。強度、靱性およ
び溶接性から、好ましいＭｎの範囲は０．６〜１．３５
％であるが、下限値は強度向上効果がやや顕著になる
０．２％とし、上限値は靱性改善効果の少なくなること
に加えて溶接性の低下が著しくなる１．６％とした。
【００１１】Ｃｕは靱性の改善および若干の強度改善効
果を有する元素であるが、多量に添加するとスラブの熱
間割れを助長するため、多量の添加は望ましくない。こ
のため、Ｃｕは０．０１％以上０．６％以下添加する。
Ｎｉは靱性を向上させる元素であり、またＣｕと同時に
添加することにより、Ｃｕによるスラブの熱間割れ防止
に有効である。この目的のためには、Ｎｉは少なくとも
０．０１％の添加が必要であり、添加範囲の下限を０．
０１％とする。また、１．５％を超えた添加では、添加
に見合った効果が得られないので、Ｎｉ添加量の上限を
１．５％とした。
果を有する元素であるが、多量に添加するとスラブの熱
間割れを助長するため、多量の添加は望ましくない。こ
のため、Ｃｕは０．０１％以上０．６％以下添加する。
Ｎｉは靱性を向上させる元素であり、またＣｕと同時に
添加することにより、Ｃｕによるスラブの熱間割れ防止
に有効である。この目的のためには、Ｎｉは少なくとも
０．０１％の添加が必要であり、添加範囲の下限を０．
０１％とする。また、１．５％を超えた添加では、添加
に見合った効果が得られないので、Ｎｉ添加量の上限を
１．５％とした。
【００１２】Ｃｒは常温および高温での強度向上効果を
有する。この目的のためには、Ｃｒは少なくとも０．０
１％以上の添加が必要であるが、０．８％を超えて添加
すると溶接性を害するので、上限を０．８％とする。Ｍ
ｏは高温強度の向上に必須の元素であり、要求される高
温強度に応じて０．１５％以上添加する。しかし、過剰
に添加すると高い溶接後熱処理温度が必要となるため工
業的に望ましくなく、Ｍｏ添加の上限を０．４５％とす
る。
有する。この目的のためには、Ｃｒは少なくとも０．０
１％以上の添加が必要であるが、０．８％を超えて添加
すると溶接性を害するので、上限を０．８％とする。Ｍ
ｏは高温強度の向上に必須の元素であり、要求される高
温強度に応じて０．１５％以上添加する。しかし、過剰
に添加すると高い溶接後熱処理温度が必要となるため工
業的に望ましくなく、Ｍｏ添加の上限を０．４５％とす
る。
【００１３】Ａｌは強力な脱酸効果をもつ元素であり、
鋼材の靱性確保に不可欠である。また、細粒化により靱
性を改善する効果も有するが、添加量が多くなると介在
物が生じ、却って靱性を低下させる。Ａｌ添加の好まし
い範囲は０．０１５〜０．０３５％であるが、下限値は
脱酸が十分になされ靱性効果が現れる０．００５％と
し、上限値は靱性の問題にならない０．０５％とした。
また、Ａｌは本発明鋼においてＮを固定し、Ｂの効果を
高める効果を有している。
鋼材の靱性確保に不可欠である。また、細粒化により靱
性を改善する効果も有するが、添加量が多くなると介在
物が生じ、却って靱性を低下させる。Ａｌ添加の好まし
い範囲は０．０１５〜０．０３５％であるが、下限値は
脱酸が十分になされ靱性効果が現れる０．００５％と
し、上限値は靱性の問題にならない０．０５％とした。
また、Ａｌは本発明鋼においてＮを固定し、Ｂの効果を
高める効果を有している。
【００１４】Ｔｉは強力な酸化物形成元素であるととも
に強い窒化物形成元素であり、Ａｌと同様にＮを固定
し、Ｂの効果を高める。また、ＴｉＮはオーステナイト
粒径の粗大化を抑制する効果を有する。Ｔｉの添加量は
０．００５％以上０．０２５％以下とするが、既に述べ
たように、Ｎとの関係でさらに制限される。ＮはＡｌあ
るいはＴｉと窒化物を形成し、オーステナイト粒径の粗
大化を抑制する元素であり、この目的から０．００１％
以上０．００６％以下添加する。しかし、既に述べたよ
うに、Ｔｉ添加量との関係で添加量がさらに制限され
る。
に強い窒化物形成元素であり、Ａｌと同様にＮを固定
し、Ｂの効果を高める。また、ＴｉＮはオーステナイト
粒径の粗大化を抑制する効果を有する。Ｔｉの添加量は
０．００５％以上０．０２５％以下とするが、既に述べ
たように、Ｎとの関係でさらに制限される。ＮはＡｌあ
るいはＴｉと窒化物を形成し、オーステナイト粒径の粗
大化を抑制する元素であり、この目的から０．００１％
以上０．００６％以下添加する。しかし、既に述べたよ
うに、Ｔｉ添加量との関係で添加量がさらに制限され
る。
【００１５】Ｂは微量の添加で鋼材の焼入れ性を改善す
る効果を有するため、添加量を０．０００３％以上とす
る。しかし、０．００２５％超のＢ添加は靱性を害する
ため、０．００２５％以下に添加量を制限する。Ｖは必
要に応じて添加する元素の１つであり、焼入れ後の焼も
どし処理により、極く微量添加で高温強度を顕著に改善
する効果があるが、同時に靱性を低下する傾向が認めら
れる。添加する場合の好ましいＶの範囲は０．０１〜
０．０５％であるが、下限値はその強度向上効果がみら
れる０．００１％とし、上限値は靱性が問題とならない
値である０．０６％とした。
る効果を有するため、添加量を０．０００３％以上とす
る。しかし、０．００２５％超のＢ添加は靱性を害する
ため、０．００２５％以下に添加量を制限する。Ｖは必
要に応じて添加する元素の１つであり、焼入れ後の焼も
どし処理により、極く微量添加で高温強度を顕著に改善
する効果があるが、同時に靱性を低下する傾向が認めら
れる。添加する場合の好ましいＶの範囲は０．０１〜
０．０５％であるが、下限値はその強度向上効果がみら
れる０．００１％とし、上限値は靱性が問題とならない
値である０．０６％とした。
【００１６】Ｎｂもまた必要に応じて添加する元素の１
つであり、Ｖと同様に焼入れ後に焼もどすことにより、
極く微量の添加で高温強度を顕著に改善する効果を有す
る。また、細粒化効果により靱性も改善する。しかし、
その量が増加し過ぎると却って強度および靱性を低下さ
せる。添加する場合の好ましいＮｂの範囲は０．０１〜
０．０３％であるが、下限値は強度向上効果が現れる
０．００３％とし、上限値は強度および靱性の低下し始
める０．０４％とした。
つであり、Ｖと同様に焼入れ後に焼もどすことにより、
極く微量の添加で高温強度を顕著に改善する効果を有す
る。また、細粒化効果により靱性も改善する。しかし、
その量が増加し過ぎると却って強度および靱性を低下さ
せる。添加する場合の好ましいＮｂの範囲は０．０１〜
０．０３％であるが、下限値は強度向上効果が現れる
０．００３％とし、上限値は強度および靱性の低下し始
める０．０４％とした。
【００１７】次に、本発明鋼の製造条件について説明す
る。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十分に
固溶し、かつ良好な加工性が得られる１０００℃以上が
望ましい。加熱温度の上限は固溶の観点から高い方が好
ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点か
ら、これらの問題が顕著にならない温度として１２８０
℃以下が望ましい。
る。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十分に
固溶し、かつ良好な加工性が得られる１０００℃以上が
望ましい。加熱温度の上限は固溶の観点から高い方が好
ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点か
ら、これらの問題が顕著にならない温度として１２８０
℃以下が望ましい。
【００１８】圧延の終了温度域は７００〜９７０℃が望
ましく、７００℃未満の温度域では圧延での変形抵抗が
大きくなり過ぎ、圧延機への負担が大きい。また、９７
０℃を超えた温度域の圧延では組織が微細化されず、後
工程の熱処理でも優れた靱性が得難くなる。圧延材は、
８００℃以上の温度でのオーステナイト化処理の後、空
冷あるいは水冷により焼入れられる。５０ｍｍ以上の板
厚では水冷が望ましい。また、極厚鋼板などでより優れ
た母材靱性を望む場合には、焼入れを２回以上繰り返す
こともできる。
ましく、７００℃未満の温度域では圧延での変形抵抗が
大きくなり過ぎ、圧延機への負担が大きい。また、９７
０℃を超えた温度域の圧延では組織が微細化されず、後
工程の熱処理でも優れた靱性が得難くなる。圧延材は、
８００℃以上の温度でのオーステナイト化処理の後、空
冷あるいは水冷により焼入れられる。５０ｍｍ以上の板
厚では水冷が望ましい。また、極厚鋼板などでより優れ
た母材靱性を望む場合には、焼入れを２回以上繰り返す
こともできる。
【００１９】焼もどし温度は、靱性の改善される下限で
ある６００℃を下限温度とすることが望ましく、引張強
さの低下が顕著とならない７２０℃を上限とすることが
望まれる。なお、本発明の鋼を構造物に加工する場合、
溶接加工がなされるが、歪取りあるいは残留応力の除去
のため、溶接後熱処理を行うことが望ましい。溶接後熱
処理の温度は焼もどし温度より２０℃以上低い温度が推
奨される。
ある６００℃を下限温度とすることが望ましく、引張強
さの低下が顕著とならない７２０℃を上限とすることが
望まれる。なお、本発明の鋼を構造物に加工する場合、
溶接加工がなされるが、歪取りあるいは残留応力の除去
のため、溶接後熱処理を行うことが望ましい。溶接後熱
処理の温度は焼もどし温度より２０℃以上低い温度が推
奨される。
【００２０】
【実施例】次に本発明の実施例を示す。 〔実施例１〕表１、表２（表１のつづき）の化学成分を
有する鋼を用い、表３、表４（表３のつづき）の製造条
件で製造した。これらの鋼板につき、１１ｍｍ厚×２２
ｍｍ幅の断面を有する試験片を加工し、高周波加熱によ
り溶接部の最脆化部の再現熱処理を行った後、表４中に
示される溶接後熱処理を加えた。高周波加熱による溶接
部の最脆化部の再現熱処理は、１４００℃で２秒保持の
後、溶接での冷却を模擬し、８００℃から５００℃を変
化させた。
有する鋼を用い、表３、表４（表３のつづき）の製造条
件で製造した。これらの鋼板につき、１１ｍｍ厚×２２
ｍｍ幅の断面を有する試験片を加工し、高周波加熱によ
り溶接部の最脆化部の再現熱処理を行った後、表４中に
示される溶接後熱処理を加えた。高周波加熱による溶接
部の最脆化部の再現熱処理は、１４００℃で２秒保持の
後、溶接での冷却を模擬し、８００℃から５００℃を変
化させた。
【００２１】上記の熱処理を終了した試験片から、断面
が１０ｍｍ×２０ｍｍの小型ＣＴＯＤ試験片を加工し、
疲労亀裂を導入した後、−３０℃で限界開口変位δｃを
実験により求めた。表３、表４に示すように、記号Ｚ１
からＺ４の鋼板は比較例であり、ΔＮが０．００２より
大きいか、−０．００２より小さく、本発明の範囲を超
えており、δｃが極めて小さい。これに対し、記号Ａ１
からＡ６、および記号Ｂ１からＢ６の鋼板は本発明の範
囲にあり、δｃは０．１５ｍｍ以上と比較例の成分系よ
り１桁高い値を示す。
が１０ｍｍ×２０ｍｍの小型ＣＴＯＤ試験片を加工し、
疲労亀裂を導入した後、−３０℃で限界開口変位δｃを
実験により求めた。表３、表４に示すように、記号Ｚ１
からＺ４の鋼板は比較例であり、ΔＮが０．００２より
大きいか、−０．００２より小さく、本発明の範囲を超
えており、δｃが極めて小さい。これに対し、記号Ａ１
からＡ６、および記号Ｂ１からＢ６の鋼板は本発明の範
囲にあり、δｃは０．１５ｍｍ以上と比較例の成分系よ
り１桁高い値を示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】〔実施例２〕表５、表６（表５のつづき）
に示す化学成分を有する１００ｍｍ厚の鋼板を、表７、
表８（表７のつづき）に示す条件で製造し、この鋼板を
用いて、Ｘ開先で１０ｋＪ／ｍｍの入熱のＭＡＧ溶接を
行い、６００℃で９時間の溶接後熱処理を行った後、１
／４ｔ部より５０ｍｍ厚のＣＴＯＤ試験片を加工した。
疲労亀裂位置を溶融線（ＦＬ）とした時の、−２０℃で
のδｃを表８に示す。
に示す化学成分を有する１００ｍｍ厚の鋼板を、表７、
表８（表７のつづき）に示す条件で製造し、この鋼板を
用いて、Ｘ開先で１０ｋＪ／ｍｍの入熱のＭＡＧ溶接を
行い、６００℃で９時間の溶接後熱処理を行った後、１
／４ｔ部より５０ｍｍ厚のＣＴＯＤ試験片を加工した。
疲労亀裂位置を溶融線（ＦＬ）とした時の、−２０℃で
のδｃを表８に示す。
【００２７】本発明の範囲外の鋼板Ｃ２は、δｃが０．
０２ｍｍと極めて低い。これに対し、本発明の鋼板Ｃ１
は、０．２ｍｍ以上の優れたδｃを有している。
０２ｍｍと極めて低い。これに対し、本発明の鋼板Ｃ１
は、０．２ｍｍ以上の優れたδｃを有している。
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】
【表７】
【００３１】
【表８】
【００３２】
【発明の効果】本発明による鋼板は、高温強度ばかりで
なく、大入熱溶接部のＣＴＯＤが優れており、本発明鋼
で製作されたボイラ、加熱炉、塔槽類等では、これらの
機器の安全な操業を保証することができ、工業的価値が
大きい。
なく、大入熱溶接部のＣＴＯＤが優れており、本発明鋼
で製作されたボイラ、加熱炉、塔槽類等では、これらの
機器の安全な操業を保証することができ、工業的価値が
大きい。
【図１】ΔＮとδｃの関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ： ０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ： ０．０１〜０．４５％、 Ｍｎ： ０．２〜１．６％、 Ｃｕ： ０．０１〜０．６％、 Ｎｉ： ０．０１〜１．５％、 Ｃｒ： ０．０１〜０．８％、 Ｍｏ： ０．１５〜０．４５％、 Ａｌ： ０．００５〜０．０５％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％、 Ｎ ： ０．００１〜０．００６％、 Ｂ ： ０．０００３〜０．００２５％を含有し、さら
に−０．００２≦Ｎ（％）−０．２９×Ｔｉ（％）≦
０．００２であり、残部は不可避的不純物と実質的にＦ
ｅである大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｖ ： ０．００１〜０．０６％、 Ｎｂ： ０．００３〜０．０４％の少なくとも１種を含
有する請求項１記載の大入熱溶接部靱性の優れた低合金
耐熱鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17843994A JPH0841582A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17843994A JPH0841582A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841582A true JPH0841582A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=16048546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17843994A Withdrawn JPH0841582A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 大入熱溶接部靱性の優れた低合金耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841582A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998006882A1 (de) * | 1996-08-10 | 1998-02-19 | Thyssen Stahl Ag | Hochleistungsschweissgeeigneter weichmagnetischer stahl und seine verwendung für teile von magnetschwebebahnen |
| WO1999009232A1 (de) * | 1997-08-19 | 1999-02-25 | Sms Demag Ag | Metallurgisches gefäss |
-
1994
- 1994-07-29 JP JP17843994A patent/JPH0841582A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998006882A1 (de) * | 1996-08-10 | 1998-02-19 | Thyssen Stahl Ag | Hochleistungsschweissgeeigneter weichmagnetischer stahl und seine verwendung für teile von magnetschwebebahnen |
| AU709094B2 (en) * | 1996-08-10 | 1999-08-19 | Thyssen Stahl Aktiengesellschaft | High-energy weldable soft magnetic steel and its use for parts of magnetic suspension railways |
| US6287395B1 (en) * | 1996-08-10 | 2001-09-11 | Thyssen Stahl Ag | High-energy weldable soft magnetic steel and its use for parts of magnetic suspension railways |
| KR100438996B1 (ko) * | 1996-08-10 | 2004-07-03 | 테센 스타흘 악팅게젤샤프트 | 고-에너지 용접 가능한 연자성강 및 자기 부상 철로의 부품으로서 그의 용도 |
| WO1999009232A1 (de) * | 1997-08-19 | 1999-02-25 | Sms Demag Ag | Metallurgisches gefäss |
| US6368549B1 (en) * | 1997-08-19 | 2002-04-09 | Sms Demag Ag | Metallurgical vessel |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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