JPH09263888A - 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製造方法 - Google Patents
圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製造方法Info
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- JPH09263888A JPH09263888A JP7430396A JP7430396A JPH09263888A JP H09263888 A JPH09263888 A JP H09263888A JP 7430396 A JP7430396 A JP 7430396A JP 7430396 A JP7430396 A JP 7430396A JP H09263888 A JPH09263888 A JP H09263888A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 CrMoV鋳鋼の優れたクリープ破断強度を
現状もしくはそれ以上に高くし、さらに靱性を改善した
圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いた圧力容器の製造方法
を提供すること。 【解決手段】 (1)重量%で炭素:0.02〜0.0
5%、シリコン:0.05〜0.15%、マンガン:
0.5〜0.8%、クロム:0.5〜1.8%、モリブ
デン:0.1〜0.8%、バナジウム:0.1〜0.2
%、タングステン:0.5〜3%、コバルト:0.5〜
3%、ニオブ及び/又はタンタルの合計:0.001〜
0.04%、不純物としてのリンを0.008%以下、
不純物としてのイオウを0.003%以下、不可避的不
純物及び残部鉄からなることを特徴とする圧力容器用鋳
鋼材、(2)前記鋳鋼材を用いた圧力容器の製造方法。
現状もしくはそれ以上に高くし、さらに靱性を改善した
圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いた圧力容器の製造方法
を提供すること。 【解決手段】 (1)重量%で炭素:0.02〜0.0
5%、シリコン:0.05〜0.15%、マンガン:
0.5〜0.8%、クロム:0.5〜1.8%、モリブ
デン:0.1〜0.8%、バナジウム:0.1〜0.2
%、タングステン:0.5〜3%、コバルト:0.5〜
3%、ニオブ及び/又はタンタルの合計:0.001〜
0.04%、不純物としてのリンを0.008%以下、
不純物としてのイオウを0.003%以下、不可避的不
純物及び残部鉄からなることを特徴とする圧力容器用鋳
鋼材、(2)前記鋳鋼材を用いた圧力容器の製造方法。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は火力発電用蒸気ター
ビン車室材などのような圧力容器用鋳鋼材及び該鋳鋼材
を用いて圧力容器を製造する方法に関する。
ビン車室材などのような圧力容器用鋳鋼材及び該鋳鋼材
を用いて圧力容器を製造する方法に関する。
【0002】
【従来の技術】火力発電用蒸気タービンプラントに用い
られる車室材や各種圧力容器用材料としては、複雑な形
状に対応するため鋳物材料が多く使われているが、これ
らの材料としては主にCrMoV鋳鋼、2.25%Cr
Mo鋳鋼、CrMo鋳鋼などが挙げられる。これらの材
料は高温強度を確保し、さらに鋳鋼品であるために優れ
た溶接性が必要である。このうち、2.25%CrMo
鋳鋼やCrMo鋳鋼は、常温の衝撃特性が優れており、
その結果溶接性も良好である。しかし、Vを添加してい
ないためクリープ破断強度が必ずしも十分でなく、年々
高温化する蒸気タービンの車室材に対するニーズに対応
できないものとなっている。一方、CrMoV鋳鋼はク
リープ破断強度に優れているが、衝撃特性が劣るために
溶接性が悪く、製造時の溶接補修が行いにくい問題点が
ある。
られる車室材や各種圧力容器用材料としては、複雑な形
状に対応するため鋳物材料が多く使われているが、これ
らの材料としては主にCrMoV鋳鋼、2.25%Cr
Mo鋳鋼、CrMo鋳鋼などが挙げられる。これらの材
料は高温強度を確保し、さらに鋳鋼品であるために優れ
た溶接性が必要である。このうち、2.25%CrMo
鋳鋼やCrMo鋳鋼は、常温の衝撃特性が優れており、
その結果溶接性も良好である。しかし、Vを添加してい
ないためクリープ破断強度が必ずしも十分でなく、年々
高温化する蒸気タービンの車室材に対するニーズに対応
できないものとなっている。一方、CrMoV鋳鋼はク
リープ破断強度に優れているが、衝撃特性が劣るために
溶接性が悪く、製造時の溶接補修が行いにくい問題点が
ある。
【0003】
【発明が解決する課題】本発明は上記技術水準に鑑み、
CrMoV鋳鋼の優れたクリープ破断強度を現状もしく
はそれ以上に高くし、さらに靱性を改善した、溶接性の
良好な圧力容器用鋳鋼材及び該鋳鋼材を用いた圧力容器
の製造方法を提供しようとするものである。
CrMoV鋳鋼の優れたクリープ破断強度を現状もしく
はそれ以上に高くし、さらに靱性を改善した、溶接性の
良好な圧力容器用鋳鋼材及び該鋳鋼材を用いた圧力容器
の製造方法を提供しようとするものである。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明者らは低合金鋳鋼
材について鋭意研究を重ねた結果、成分組成を厳選した
鋳鋼材を使用し、特定条件で加工処理を行うことにより
前記課題が解決できることを見出した。すなわち、本発
明の圧力容器用鋳鋼材は(1)重量%で炭素:0.02
〜0.05%、シリコン:0.05〜0.15%、マン
ガン:0.5〜0.8%、クロム:0.5〜1.8%、
モリブデン:0.1〜0.8%、バナジウム:0.1〜
0.2%、タングステン:0.5〜3%、コバルト:
0.5〜3%、ニオブ及び/又はタンタルの合計:0.
01〜0.04%、不純物としてのリンを0.008%
以下、不純物としてのイオウを0.003%以下、不可
避的不純物及び残部鉄からなることを特徴とする圧力容
器用鋳鋼材である。
材について鋭意研究を重ねた結果、成分組成を厳選した
鋳鋼材を使用し、特定条件で加工処理を行うことにより
前記課題が解決できることを見出した。すなわち、本発
明の圧力容器用鋳鋼材は(1)重量%で炭素:0.02
〜0.05%、シリコン:0.05〜0.15%、マン
ガン:0.5〜0.8%、クロム:0.5〜1.8%、
モリブデン:0.1〜0.8%、バナジウム:0.1〜
0.2%、タングステン:0.5〜3%、コバルト:
0.5〜3%、ニオブ及び/又はタンタルの合計:0.
01〜0.04%、不純物としてのリンを0.008%
以下、不純物としてのイオウを0.003%以下、不可
避的不純物及び残部鉄からなることを特徴とする圧力容
器用鋳鋼材である。
【0005】また、本発明の圧力容器の製造方法は
(2)前記(1)の鋳鋼材を用いて目的形状に鋳造し、
該鋳造品を焼準温度:1050〜1150℃で10〜4
0時間保持したのち200℃まで冷却し、次いで焼入れ
温度:920〜980℃で5〜20時間保持したのち冷
却し、さらに焼もどし温度:680〜730℃で5〜2
0時間保持することを特徴とする圧力容器の製造方法及
び(3)焼入れ温度:920〜980℃で5〜20時間
保持したのち冷却するにあたって、素材各部位の600
℃までの冷却を200℃/hr以上の冷却速度で行うこ
とを特徴とする前記(2)の圧力容器の製造方法であ
る。
(2)前記(1)の鋳鋼材を用いて目的形状に鋳造し、
該鋳造品を焼準温度:1050〜1150℃で10〜4
0時間保持したのち200℃まで冷却し、次いで焼入れ
温度:920〜980℃で5〜20時間保持したのち冷
却し、さらに焼もどし温度:680〜730℃で5〜2
0時間保持することを特徴とする圧力容器の製造方法及
び(3)焼入れ温度:920〜980℃で5〜20時間
保持したのち冷却するにあたって、素材各部位の600
℃までの冷却を200℃/hr以上の冷却速度で行うこ
とを特徴とする前記(2)の圧力容器の製造方法であ
る。
【0006】
【発明の実施の形態】以下に本発明の圧力容器用鋳鋼材
(以下、単に鋳鋼材という)における成分限定理由を述
べる。なお、以下の説明において、%は重量%を意味す
る。 C:Cは焼入れ性を向上させるとともにCrやMoの炭
化物を形成し高温強度の向上に寄与する。しかし、0.
02%未満では十分な耐力、クリープ破断強度が得られ
ず、また0.05%を越えると耐溶接割れ性が低下し、
予熱温度を高くする必要が生ずる。また高い靱性を確保
するためにはCは少ない方が望ましい。このため、0.
02〜0.05%とする。
(以下、単に鋳鋼材という)における成分限定理由を述
べる。なお、以下の説明において、%は重量%を意味す
る。 C:Cは焼入れ性を向上させるとともにCrやMoの炭
化物を形成し高温強度の向上に寄与する。しかし、0.
02%未満では十分な耐力、クリープ破断強度が得られ
ず、また0.05%を越えると耐溶接割れ性が低下し、
予熱温度を高くする必要が生ずる。また高い靱性を確保
するためにはCは少ない方が望ましい。このため、0.
02〜0.05%とする。
【0007】Si:Siは脱酸材として有用な元素であ
るとともに湯流れを良くして十分に鋳物の先端まで溶湯
を入れることに寄与する。しかし、Siは偏析を助長
し、靱性を低下させる。0.05%未満ではその機能が
十分に働かず、また0.15%を越える量を添加する
と、長期使用時において十分な靱性が確保できない。こ
のため、0.05〜0.15%に限定する。
るとともに湯流れを良くして十分に鋳物の先端まで溶湯
を入れることに寄与する。しかし、Siは偏析を助長
し、靱性を低下させる。0.05%未満ではその機能が
十分に働かず、また0.15%を越える量を添加する
と、長期使用時において十分な靱性が確保できない。こ
のため、0.05〜0.15%に限定する。
【0008】Mn:Mnは焼入れ性を高める元素として
有用であり、靱性改善に効果がある。0.5%未満では
その効果は十分ではなく、また0.8%を越えるとクリ
ープ破断強さが低下するため、0.5〜0.8%とす
る。
有用であり、靱性改善に効果がある。0.5%未満では
その効果は十分ではなく、また0.8%を越えるとクリ
ープ破断強さが低下するため、0.5〜0.8%とす
る。
【0009】Cr:Crは耐酸化性を改善すると共に炭
化物を形成して高温強度を改善することに大きく寄与す
る。特に高温強度の面では1%を越えるところに最も高
い強度を示す添加量があるが、後述するCoの添加効果
により最適添加量の範囲を広げることができる。0.5
%未満であるとCrの添加による高温強度改善の効果は
十分ではなく、またC量が低いことを考慮して1.8%
を越えるとクリープ破断強さが逆に低下してしまうので
0.5〜1.8%とする。
化物を形成して高温強度を改善することに大きく寄与す
る。特に高温強度の面では1%を越えるところに最も高
い強度を示す添加量があるが、後述するCoの添加効果
により最適添加量の範囲を広げることができる。0.5
%未満であるとCrの添加による高温強度改善の効果は
十分ではなく、またC量が低いことを考慮して1.8%
を越えるとクリープ破断強さが逆に低下してしまうので
0.5〜1.8%とする。
【0010】Mo:Moは炭化物を形成し、高温のクリ
ープ破断強さを向上させることに効果がある。また、焼
入れ性を改善して靱性向上にも効果がある。特に本発明
材においてはWとともに高温強度改善に寄与する。その
W量とのバランスが重要であり、本発明鋳鋼材の場合
は、後述するWの添加量との関係から、0.1未満では
十分な効果は得られず、また0.8%を越えると使用中
の脆化をもたらすので、0.1〜0.8%とする。
ープ破断強さを向上させることに効果がある。また、焼
入れ性を改善して靱性向上にも効果がある。特に本発明
材においてはWとともに高温強度改善に寄与する。その
W量とのバランスが重要であり、本発明鋳鋼材の場合
は、後述するWの添加量との関係から、0.1未満では
十分な効果は得られず、また0.8%を越えると使用中
の脆化をもたらすので、0.1〜0.8%とする。
【0011】V:Vは微細な炭化物を形成しクリープ破
断強度の向上に強く寄与するが、本発明鋳鋼材成分の場
合では、0.1%未満では十分な効果は得られず、また
0.2%を越えると溶接性及び靱性を低下させるので、
0.1〜0.2%とする。
断強度の向上に強く寄与するが、本発明鋳鋼材成分の場
合では、0.1%未満では十分な効果は得られず、また
0.2%を越えると溶接性及び靱性を低下させるので、
0.1〜0.2%とする。
【0012】W:Wは本発明材の最も重要な元素の一つ
であり、また特徴でもある。Wは鉄を基調としたマトリ
ックス中に溶け込み固溶体強化に寄与するとともに、C
r等の他の合金元素が形成する炭化物の凝集・粗大化を
抑制する働きがあり、高温強度改善に大きく寄与する。
0.5%未満であると高温強度改善の効果が少なく、ま
た3%を越える量を添加すると常温の延性、靱性が低下
し、溶接性を損なうことになるため、0.5〜3%とす
る。
であり、また特徴でもある。Wは鉄を基調としたマトリ
ックス中に溶け込み固溶体強化に寄与するとともに、C
r等の他の合金元素が形成する炭化物の凝集・粗大化を
抑制する働きがあり、高温強度改善に大きく寄与する。
0.5%未満であると高温強度改善の効果が少なく、ま
た3%を越える量を添加すると常温の延性、靱性が低下
し、溶接性を損なうことになるため、0.5〜3%とす
る。
【0013】Co:Coはマトリックス中に溶け込んで
靱性を改善する。この作用はNiと似ているが、Niの
場合は高温強度を低下させるのに対し、Coの場合には
その作用はなく、むしろクリープ破断強さを向上させ
る。すなわち、長時間高温に保持された場合でも製造時
に導入されたマトリックス中の転位が整理されて強度が
低下すること、これを回復というが、Coはこの転位の
整理である回復を遅らせることにより長時間高い強さを
マトリックスに持ち続けさせることができる。その結
果、長時間クリープ破断強さの向上に大きく寄与する。
0.5%未満ではこのCoの効果は十分に得ることがで
きない。また、3%を越える量を添加すると靱性の低下
につながる。このため、Coは0.5〜3%とする。
靱性を改善する。この作用はNiと似ているが、Niの
場合は高温強度を低下させるのに対し、Coの場合には
その作用はなく、むしろクリープ破断強さを向上させ
る。すなわち、長時間高温に保持された場合でも製造時
に導入されたマトリックス中の転位が整理されて強度が
低下すること、これを回復というが、Coはこの転位の
整理である回復を遅らせることにより長時間高い強さを
マトリックスに持ち続けさせることができる。その結
果、長時間クリープ破断強さの向上に大きく寄与する。
0.5%未満ではこのCoの効果は十分に得ることがで
きない。また、3%を越える量を添加すると靱性の低下
につながる。このため、Coは0.5〜3%とする。
【0014】Nb及び/又はTa:Nb及びTaは炭化
物となって高温強度改善に寄与する。しかし、これらの
炭化物は微細に析出することが必要であり、多量に添加
すると初析の粗大な炭化物が生成して高温強度を改善し
ないだけでなく延性、靱性を大幅に低下させる。このた
め、その添加量は制限される。Nb及びTaを加えた量
が0.01%未満である場合、その効果は十分でなく、
また0.04%を越える量を添加すると初析の炭化物が
形成される。したがって、0.01〜0.04%とす
る。
物となって高温強度改善に寄与する。しかし、これらの
炭化物は微細に析出することが必要であり、多量に添加
すると初析の粗大な炭化物が生成して高温強度を改善し
ないだけでなく延性、靱性を大幅に低下させる。このた
め、その添加量は制限される。Nb及びTaを加えた量
が0.01%未満である場合、その効果は十分でなく、
また0.04%を越える量を添加すると初析の炭化物が
形成される。したがって、0.01〜0.04%とす
る。
【0015】P:Pは不純物であり、溶解段階で十分に
精錬して低く押さえることが必要である。特にPは焼も
どし脆化を起こして使用中に材料の靱性を低下させる。
このため、0.008%以下にすることが望ましい。 S:SもPと同様に不純物であり、凝固時に偏析し、濃
化した部分は材料の結合強度が弱いため欠陥となる。こ
のため、低く押さえることが必要であり、0.003%
以下であることが望まれる。
精錬して低く押さえることが必要である。特にPは焼も
どし脆化を起こして使用中に材料の靱性を低下させる。
このため、0.008%以下にすることが望ましい。 S:SもPと同様に不純物であり、凝固時に偏析し、濃
化した部分は材料の結合強度が弱いため欠陥となる。こ
のため、低く押さえることが必要であり、0.003%
以下であることが望まれる。
【0016】また、以下には熱処理条件の限定理由につ
いて説明する。本発明材料は高温環境下で使用する圧力
容器用の鋳鋼材であり、高温強度、とりわけクリープ破
断強さと、鋳物材であることから溶接補修性を確保する
上で良好な靱性を有することが必要である。このため、
熱処理を行う上でもこの要求される特性を十分に出すた
めの処理を行うことが必要である。
いて説明する。本発明材料は高温環境下で使用する圧力
容器用の鋳鋼材であり、高温強度、とりわけクリープ破
断強さと、鋳物材であることから溶接補修性を確保する
上で良好な靱性を有することが必要である。このため、
熱処理を行う上でもこの要求される特性を十分に出すた
めの処理を行うことが必要である。
【0017】焼準温度:焼入れを行う前に予備熱処理と
して焼準処理を行う。この焼準処理は鋳造された素材に
おいて成分が片寄る現象、いわゆる偏析を軽減し均一な
素材を得るために行うものであり、できるだけ高い温度
に保持することによって原子のマトリックス中の拡散を
促進し、凝固時に発生した偏析を少なくするという効果
がある。また、本発明鋳鋼材にはNb又はTaが含まれ
るが、成分限定理由でも説明したように、これらは炭化
物となって高温強度を改善する。この場合、微細な炭化
物であることが必要である。鋳造されたままの素材の場
合、前述の偏析にともなって粗大な初析炭化物が形成さ
れており、このままでは全く高温強度改善に寄与しない
だけでなく、延性、靱性を低下させてしまう。このた
め、一度Nb及びTaをマトリックス中に固溶させ再度
析出させることにより、微細な炭化物を得る工程が必要
となる。この工程を次工程の焼入れで行う場合、結晶粒
が粗大化して後述するように延性、靱性を低下させてし
まう。このため、焼入れ工程の前の焼準工程で行うこと
が必要となる。1050℃未満の焼準処理では十分な拡
散が行えないことと、Nb及びTaのマトリックス中へ
の固溶量が少なくなることから十分な焼準処理は達成さ
れない。また、1150℃を越える温度に加熱しても、
1050〜1150℃の加熱条件を上回る効果が得られ
ない。したがって、焼準温度を1050〜1150℃に
限定する。なお、本処理を行った後、200℃以下まで
冷却することにより、高温相のオーステナイトから低温
相(常温相)のベーナイト相の変態が完了するので、次
工程の焼入れ処理の際、焼準時にできてしまった粗い結
晶粒は消えてしまい、後述するようような焼入れ時に適
度な結晶粒サイズにすることができるため、結晶粒が粗
くなるというような不具合は生じない。
して焼準処理を行う。この焼準処理は鋳造された素材に
おいて成分が片寄る現象、いわゆる偏析を軽減し均一な
素材を得るために行うものであり、できるだけ高い温度
に保持することによって原子のマトリックス中の拡散を
促進し、凝固時に発生した偏析を少なくするという効果
がある。また、本発明鋳鋼材にはNb又はTaが含まれ
るが、成分限定理由でも説明したように、これらは炭化
物となって高温強度を改善する。この場合、微細な炭化
物であることが必要である。鋳造されたままの素材の場
合、前述の偏析にともなって粗大な初析炭化物が形成さ
れており、このままでは全く高温強度改善に寄与しない
だけでなく、延性、靱性を低下させてしまう。このた
め、一度Nb及びTaをマトリックス中に固溶させ再度
析出させることにより、微細な炭化物を得る工程が必要
となる。この工程を次工程の焼入れで行う場合、結晶粒
が粗大化して後述するように延性、靱性を低下させてし
まう。このため、焼入れ工程の前の焼準工程で行うこと
が必要となる。1050℃未満の焼準処理では十分な拡
散が行えないことと、Nb及びTaのマトリックス中へ
の固溶量が少なくなることから十分な焼準処理は達成さ
れない。また、1150℃を越える温度に加熱しても、
1050〜1150℃の加熱条件を上回る効果が得られ
ない。したがって、焼準温度を1050〜1150℃に
限定する。なお、本処理を行った後、200℃以下まで
冷却することにより、高温相のオーステナイトから低温
相(常温相)のベーナイト相の変態が完了するので、次
工程の焼入れ処理の際、焼準時にできてしまった粗い結
晶粒は消えてしまい、後述するようような焼入れ時に適
度な結晶粒サイズにすることができるため、結晶粒が粗
くなるというような不具合は生じない。
【0018】焼準時間:焼準時間は上述した二つの効果
(合金元素を十分に拡散すること及びNb及びTaを十
分に固溶させること)を得る上で十分な時間が必要であ
る。10時間未満である場合、十分な拡散及び固溶が行
えない。また、40時間を越える時間熱処理を行っても
拡散現象及び固溶現象が飽和状態に達するため、それ以
上の効果は得られない。したがって、10〜40時間と
するのが好ましい。
(合金元素を十分に拡散すること及びNb及びTaを十
分に固溶させること)を得る上で十分な時間が必要であ
る。10時間未満である場合、十分な拡散及び固溶が行
えない。また、40時間を越える時間熱処理を行っても
拡散現象及び固溶現象が飽和状態に達するため、それ以
上の効果は得られない。したがって、10〜40時間と
するのが好ましい。
【0019】焼入れ温度:焼入れ温度(溶体化温度)
は、材料の結晶粒度に大きく影響を与えるものであり、
焼入れ温度が高いと結晶粒が粗くなり、靱性や延性が低
下する。一方焼入れ温度が低すぎると、結晶粒が細かく
なりすぎるためクリープ破断強さが低下してしまう。こ
のため、最適な温度管理が必要となる。本発明鋳鋼材の
場合、焼入れ処理(溶体化処理)を980℃を越える温
度で行うと結晶粒が粗くなってしまい、十分な靱性、延
性が得られない。また、920℃未満の低い温度で熱処
理を行うと、十分なクリープ破断強さが得られない。こ
のため、焼入れ温度としては、920〜980℃に限定
する。そして後述する焼入れ保持時間を経過させたの
ち、ベーナイト変態が完了する200℃以下まで冷却し
て焼入れを完了する。
は、材料の結晶粒度に大きく影響を与えるものであり、
焼入れ温度が高いと結晶粒が粗くなり、靱性や延性が低
下する。一方焼入れ温度が低すぎると、結晶粒が細かく
なりすぎるためクリープ破断強さが低下してしまう。こ
のため、最適な温度管理が必要となる。本発明鋳鋼材の
場合、焼入れ処理(溶体化処理)を980℃を越える温
度で行うと結晶粒が粗くなってしまい、十分な靱性、延
性が得られない。また、920℃未満の低い温度で熱処
理を行うと、十分なクリープ破断強さが得られない。こ
のため、焼入れ温度としては、920〜980℃に限定
する。そして後述する焼入れ保持時間を経過させたの
ち、ベーナイト変態が完了する200℃以下まで冷却し
て焼入れを完了する。
【0020】焼入れ保持時間:焼入れ保持時間は上述し
た焼入れの効果を十分に発揮できるだけの時間によって
決められる。5時間未満である場合、材料の中に含まれ
る合金元素が十分に鉄の母相に溶けることはできないこ
とや合金元素の濃度偏析が十分に解消されないことの問
題が生じる。一方、20時間を越える時間保持した場
合、20時間以内の処理と比較して、焼入れの効果に差
はなく、逆に必要以上に結晶粒が粗大化してしまうた
め、延性、靱性の低下につながる。このため、焼入れ保
持時間としては5〜20時間が好ましい。
た焼入れの効果を十分に発揮できるだけの時間によって
決められる。5時間未満である場合、材料の中に含まれ
る合金元素が十分に鉄の母相に溶けることはできないこ
とや合金元素の濃度偏析が十分に解消されないことの問
題が生じる。一方、20時間を越える時間保持した場
合、20時間以内の処理と比較して、焼入れの効果に差
はなく、逆に必要以上に結晶粒が粗大化してしまうた
め、延性、靱性の低下につながる。このため、焼入れ保
持時間としては5〜20時間が好ましい。
【0021】焼もどし温度、焼もどし時間:焼もどしは
焼入れの際に導入された欠陥をなくし、靱性のある材料
にするために行うものであり、この熱処理温度及び保持
時間によって材料の機械的強度や延性、靱性が変化す
る。焼もどし処理において、温度が高く、保持時間が長
いほど焼もどし処理は進み材料強度が低くなり、その代
わり延性や靱性が向上する。一方、焼もどし温度が低く
しかもその保持時間が短い場合、材料強度は高くなるが
延性や靱性が低いものとなってしまう。このため、焼も
どしの温度と時間を厳密に管理する必要がある。730
℃を越える温度で焼もどしを行うと、延性や靱性は十分
に高いものになるが機械的強度が十分でない。また、6
80℃未満の低い温度で焼き戻すと十分に高い機械的強
度は得られるが、延性や靱性が十分ではない。このた
め、焼もどし温度は680〜730℃とする。
焼入れの際に導入された欠陥をなくし、靱性のある材料
にするために行うものであり、この熱処理温度及び保持
時間によって材料の機械的強度や延性、靱性が変化す
る。焼もどし処理において、温度が高く、保持時間が長
いほど焼もどし処理は進み材料強度が低くなり、その代
わり延性や靱性が向上する。一方、焼もどし温度が低く
しかもその保持時間が短い場合、材料強度は高くなるが
延性や靱性が低いものとなってしまう。このため、焼も
どしの温度と時間を厳密に管理する必要がある。730
℃を越える温度で焼もどしを行うと、延性や靱性は十分
に高いものになるが機械的強度が十分でない。また、6
80℃未満の低い温度で焼き戻すと十分に高い機械的強
度は得られるが、延性や靱性が十分ではない。このた
め、焼もどし温度は680〜730℃とする。
【0022】また、焼もどし時間が5時間未満の場合、
十分な合金元素の固溶や拡散が起こらず、クリープ破断
強度や延性、靱性が得られない。また、20時間を越え
る時間焼もどし処理を行ったとしても、20時間程度の
焼もどし時間と大差ない固溶及び拡散しか起こらない。
加えて必要以上に長い時間時効処理を行うと機械的強度
が低下してしまう。このため、焼もどし時間は5〜20
時間とする。
十分な合金元素の固溶や拡散が起こらず、クリープ破断
強度や延性、靱性が得られない。また、20時間を越え
る時間焼もどし処理を行ったとしても、20時間程度の
焼もどし時間と大差ない固溶及び拡散しか起こらない。
加えて必要以上に長い時間時効処理を行うと機械的強度
が低下してしまう。このため、焼もどし時間は5〜20
時間とする。
【0023】焼入れ速度:焼入れ速度が遅い場合、焼入
れ時にフェライト+パーライト組織ができてしまうため
に十分な機械的強度が得られない。このため、焼入れ速
度を速くすることが必要である。実際に大型の素材を焼
入れする場合は焼入れ速度に限界があり、極端に速くす
ることはできないが、200℃/時間以上の冷却速度で
焼入れ温度から600℃までの間を冷却することによ
り、安定した機械的強度を得ることができる。このた
め、焼入れの際の600℃までの冷却速度は200℃/
時間以上であることが望ましい。
れ時にフェライト+パーライト組織ができてしまうため
に十分な機械的強度が得られない。このため、焼入れ速
度を速くすることが必要である。実際に大型の素材を焼
入れする場合は焼入れ速度に限界があり、極端に速くす
ることはできないが、200℃/時間以上の冷却速度で
焼入れ温度から600℃までの間を冷却することによ
り、安定した機械的強度を得ることができる。このた
め、焼入れの際の600℃までの冷却速度は200℃/
時間以上であることが望ましい。
【0024】本発明の鋳鋼材は溶接の際の予熱温度を低
くできる利点がある。すなわち、溶接割れを防止するた
めには、溶接直後において焼入れマルテンサイトが生じ
ている熱影響部の固さが高くないこととある程度の靱性
が必要である。本発明の鋳鋼材では溶接直前に溶接開先
周辺を150℃以上に加熱しておくと焼入れマルテンサ
イトが多少焼き戻されるため、硬さが下がると共に靱性
が回復する。このため本発明の鋳鋼材の溶接を行う場合
には、予熱温度を150℃以上にするが、従来の高強度
鋳鋼は250℃以上の予熱をしなければ溶接割れを防ぐ
ことができなかった。
くできる利点がある。すなわち、溶接割れを防止するた
めには、溶接直後において焼入れマルテンサイトが生じ
ている熱影響部の固さが高くないこととある程度の靱性
が必要である。本発明の鋳鋼材では溶接直前に溶接開先
周辺を150℃以上に加熱しておくと焼入れマルテンサ
イトが多少焼き戻されるため、硬さが下がると共に靱性
が回復する。このため本発明の鋳鋼材の溶接を行う場合
には、予熱温度を150℃以上にするが、従来の高強度
鋳鋼は250℃以上の予熱をしなければ溶接割れを防ぐ
ことができなかった。
【0025】
【実施例】以下に実施例に基づいて本発明をさらに具体
的に説明する。試験は50kg真空溶解炉を用いて表1
に示す組成(表1には鉄を除く成分を示す)の試験材を
溶解し、砂型の鋳型を用いて造塊した。このようにして
製造した試験材に対して種々の熱処理を行い試験材とし
た。このように得られた試験材に対して常温引張試験、
衝撃試験並びにクリープ破断試験を行い、材料特性の評
価を実施した。
的に説明する。試験は50kg真空溶解炉を用いて表1
に示す組成(表1には鉄を除く成分を示す)の試験材を
溶解し、砂型の鋳型を用いて造塊した。このようにして
製造した試験材に対して種々の熱処理を行い試験材とし
た。このように得られた試験材に対して常温引張試験、
衝撃試験並びにクリープ破断試験を行い、材料特性の評
価を実施した。
【0026】表2は、各試験材の機械的性質を示すもの
であるが、本発明材料は、良好な機械的強度及び引張延
性、衝撃特性(50%FATTは衝撃遷移温度を示すも
のであり、この温度が低いものほど衝撃特性が良好であ
ると言える)並びにクリープ破断強さ(クリープ破断試
験では試験条件として温度と応力が一定であるので、破
断時間が長いものがクリープ破断強さが強いものである
と言える)を示すことがわかる。
であるが、本発明材料は、良好な機械的強度及び引張延
性、衝撃特性(50%FATTは衝撃遷移温度を示すも
のであり、この温度が低いものほど衝撃特性が良好であ
ると言える)並びにクリープ破断強さ(クリープ破断試
験では試験条件として温度と応力が一定であるので、破
断時間が長いものがクリープ破断強さが強いものである
と言える)を示すことがわかる。
【0027】また、表3は熱処理の機械的特性に及ぼす
影響についてまとめたものであるが、本発明の熱処理は
高い延性、靱性並びに高いクリープ破断強さをバランス
良く有していることがわかる。さらに、表4は斜めY型
拘束溶接割れ試験(JIS Z3158)の結果である
が、本発明材は溶接割れ停止温度が150℃以下で、良
好な溶接性を有していることがわかる。
影響についてまとめたものであるが、本発明の熱処理は
高い延性、靱性並びに高いクリープ破断強さをバランス
良く有していることがわかる。さらに、表4は斜めY型
拘束溶接割れ試験(JIS Z3158)の結果である
が、本発明材は溶接割れ停止温度が150℃以下で、良
好な溶接性を有していることがわかる。
【0028】
【表1】
【0029】
【表2】
【0030】
【表3】
【0031】
【表4】
【0032】
【発明の効果】本発明の低合金鋳鋼材からなる圧力容器
用鋳鋼材は、従来の低合金鋳鋼材の優れた高温強度、特
にクリープ破断強度をさらに高めると同時に、良好な延
性、靱性をも具備したものであり、特に溶接補修性が改
善されており、従来の材料よりも製造しやすいことが特
徴となっており、肉厚を低減することや溶接の工数の低
減などにより従来材よりも安価に製造することができる
ようになった。また、本発明の圧力容器用鋳鋼材を用い
て、本発明の製造方法により処理することにより、高い
延性、靱性並びに高いクリープ破断強さをバランスよく
備えた圧力容器を容易に製造することができる。
用鋳鋼材は、従来の低合金鋳鋼材の優れた高温強度、特
にクリープ破断強度をさらに高めると同時に、良好な延
性、靱性をも具備したものであり、特に溶接補修性が改
善されており、従来の材料よりも製造しやすいことが特
徴となっており、肉厚を低減することや溶接の工数の低
減などにより従来材よりも安価に製造することができる
ようになった。また、本発明の圧力容器用鋳鋼材を用い
て、本発明の製造方法により処理することにより、高い
延性、靱性並びに高いクリープ破断強さをバランスよく
備えた圧力容器を容易に製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鎌田 政智 長崎県長崎市深堀町五丁目717番1号 三 菱重工業株式会社長崎研究所内 (72)発明者 北川 幾次郎 福岡県北九州市八幡西区泉ケ浦二丁目3− 9 (72)発明者 田代 康則 福岡県北九州市戸畑区大字中原先の浜46番 59 日本鋳鍛鋼株式会社内 (72)発明者 守中 康治 福岡県北九州市戸畑区大字中原先の浜46番 59 日本鋳鍛鋼株式会社内
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で炭素:0.02〜0.05%、
シリコン:0.05〜0.15%、マンガン:0.5〜
0.8%、クロム:0.5〜1.8%、モリブデン:
0.1〜0.8%、バナジウム:0.1〜0.2%、タ
ングステン:0.5〜3%、コバルト:0.5〜3%、
ニオブ及び/又はタンタルの合計:0.01〜0.04
%、不純物としてのリンを0.008%以下、不純物と
してのイオウを0.003%以下、不可避的不純物及び
残部鉄からなることを特徴とする圧力容器用鋳鋼材。 - 【請求項2】 請求項1に記載の鋳鋼材を用いて目的形
状に鋳造し、該鋳造品を焼準温度:1050〜1150
℃で10〜40時間保持したのち200℃まで冷却し、
次いで焼入れ温度:920〜980℃で5〜20時間保
持したのち冷却し、さらに焼もどし温度:680〜73
0℃で5〜20時間保持することを特徴とする圧力容器
の製造方法。 - 【請求項3】 焼入れ温度:920〜980℃で5〜2
0時間保持したのち冷却するにあたって、素材各部位の
600℃までの冷却を200℃/hr以上の冷却速度で
行うことを特徴とする請求項2記載の圧力容器の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7430396A JPH09263888A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7430396A JPH09263888A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09263888A true JPH09263888A (ja) | 1997-10-07 |
Family
ID=13543237
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7430396A Withdrawn JPH09263888A (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH09263888A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007088555A1 (en) * | 2006-02-01 | 2007-08-09 | Bharat Heavy Electricals Limited | Niobium addition in crmo¼v steel castings for steam turbine casing appliations |
CN105316583A (zh) * | 2015-10-28 | 2016-02-10 | 安徽省三方新材料科技有限公司 | 一种耐磨铸钢斗齿及其制备方法 |
-
1996
- 1996-03-28 JP JP7430396A patent/JPH09263888A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007088555A1 (en) * | 2006-02-01 | 2007-08-09 | Bharat Heavy Electricals Limited | Niobium addition in crmo¼v steel castings for steam turbine casing appliations |
EP1979499A1 (en) * | 2006-02-01 | 2008-10-15 | Bharat Heavy Electricals Lilmited | Niobium addition in crmo¼v steel castings for steam turbine casing appliations |
EP1979499A4 (en) * | 2006-02-01 | 2010-04-21 | Bharat Heavy Electricals | ADDED TO CRMOV STEEL CASTING FOR STEAM TURBINE HOUSING |
US7981360B2 (en) | 2006-02-01 | 2011-07-19 | Bharat Heavy Electricals Limited | Niobium addition in Cr-Mo-¼V steel castings for steam turbine casing applications |
CN105316583A (zh) * | 2015-10-28 | 2016-02-10 | 安徽省三方新材料科技有限公司 | 一种耐磨铸钢斗齿及其制备方法 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
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