JPS581059A - 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 - Google Patents
圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材Info
- Publication number
- JPS581059A JPS581059A JP9740481A JP9740481A JPS581059A JP S581059 A JPS581059 A JP S581059A JP 9740481 A JP9740481 A JP 9740481A JP 9740481 A JP9740481 A JP 9740481A JP S581059 A JPS581059 A JP S581059A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- rolled steel
- content
- less
- steel material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Pressure Vessels And Lids Thereof (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】
この発明は、高強度および高靭性、さらにすぐれた溶接
性を有し、特に圧力容器の製造に使用するのに適した圧
延鋼材に関するものである。
性を有し、特に圧力容器の製造に使用するのに適した圧
延鋼材に関するものである。
従来、例えば化学プラントのボイラードラムなどの圧力
容器の製造には、Ｊ Ｉ Ｓ −Ｓ Ｂ ４９（ＡＳＴ
Ｍ・Ａ３１５ （）ｒ ’ｉ’ｏ ）や同５Ｃ）Ｖ ４
９ （同Ａ５１６（）ｒ７０）などの圧延鋼材が使用さ
れており、これらの圧延鋼材はフェライト十層状パーラ
イトの組織をもつものである。したがって、これらの圧
延鋼材において、その常慕強度を高めようとする場合に
は、Ｃ含有量を高めてＣ： ０．２５〜０．３５％とし
、もって層状パーライトの割合を高くする必要があり、
さらに例えば圧力容器の使用温度が３００〜３５０℃に
おいて許容設計応力に対して安全率４（高温設計許容応
力の４倍）を確保するだめの強度（引張強さ）を３００
〜３５０℃で得ようとするときにも、さらにＣ含有量を
高めなければならず、このようにＣ含有量を高めた圧延
鋼材においては、溶接施工に際し、その予熱温度を２０
０〜３００℃に高めても割れを生ずるなどの問題が発生
するものであシ、例え割れなどの問題が発生しない状態
で溶接を行なうことができても、溶接後に施行される温
度：約６２０℃での応力除去焼鈍で靭性が低下し、この
靭性低下は高Ｃ含有量のものほど顕著なものであった。
容器の製造には、Ｊ Ｉ Ｓ −Ｓ Ｂ ４９（ＡＳＴ
Ｍ・Ａ３１５ （）ｒ ’ｉ’ｏ ）や同５Ｃ）Ｖ ４
９ （同Ａ５１６（）ｒ７０）などの圧延鋼材が使用さ
れており、これらの圧延鋼材はフェライト十層状パーラ
イトの組織をもつものである。したがって、これらの圧
延鋼材において、その常慕強度を高めようとする場合に
は、Ｃ含有量を高めてＣ： ０．２５〜０．３５％とし
、もって層状パーライトの割合を高くする必要があり、
さらに例えば圧力容器の使用温度が３００〜３５０℃に
おいて許容設計応力に対して安全率４（高温設計許容応
力の４倍）を確保するだめの強度（引張強さ）を３００
〜３５０℃で得ようとするときにも、さらにＣ含有量を
高めなければならず、このようにＣ含有量を高めた圧延
鋼材においては、溶接施工に際し、その予熱温度を２０
０〜３００℃に高めても割れを生ずるなどの問題が発生
するものであシ、例え割れなどの問題が発生しない状態
で溶接を行なうことができても、溶接後に施行される温
度：約６２０℃での応力除去焼鈍で靭性が低下し、この
靭性低下は高Ｃ含有量のものほど顕著なものであった。
また、さらにこれらの圧延鋼材の実用に際し、火力発電
技術基準では、例えば０℃で２．８ｋｇ−＠の低温靭性
が要求されるものである。
技術基準では、例えば０℃で２．８ｋｇ−＠の低温靭性
が要求されるものである。
一方、低炭素ボロン添加鋼に焼ならしを施してフェライ
ト・ベイナイト組織とし、強度を高める方法が特願昭５
２−９１０４７号などで知られているが、いずれの方法
も低炭素鋼であるため、Ｃ量が低い分強度を保証すべく
合金元素含有量が高くなっており、不必要に高価である
欠点を有している。
ト・ベイナイト組織とし、強度を高める方法が特願昭５
２−９１０４７号などで知られているが、いずれの方法
も低炭素鋼であるため、Ｃ量が低い分強度を保証すべく
合金元素含有量が高くなっており、不必要に高価である
欠点を有している。
本発明者等は、上述のような観点から、特に圧力容器の
製造に使用するのに適した高強度と高靭性を有し、かつ
溶接性にもすぐれた圧延鋼材を得るべく研究を行゛つた
結果、 （ａ） Ｂと微量のＭＯを含有させることにより焼入
れ性を向上させた鋼材に焼ならしを施すと、Ｃ含有量を
下げた状態で二その組織を主としてフェライトと微細な
擬似パーライト（縮退パーライト。
製造に使用するのに適した高強度と高靭性を有し、かつ
溶接性にもすぐれた圧延鋼材を得るべく研究を行゛つた
結果、 （ａ） Ｂと微量のＭＯを含有させることにより焼入
れ性を向上させた鋼材に焼ならしを施すと、Ｃ含有量を
下げた状態で二その組織を主としてフェライトと微細な
擬似パーライト（縮退パーライト。
Ｄｅｇｅｎｅｒａｔｅ Ｐｅａｒｌｉｔｅ ）で構成さ
れた組織とすることができ、この組織にょシ高強度が得
られること。
れた組織とすることができ、この組織にょシ高強度が得
られること。
（ｔ））上記（ａ）の擬似パーライトは、高温仕上圧延
後粗粒オーステナイトより析出する粗大蒙似ノ（−２イ
トと異なり、微細に分散しているため、靭性の劣化がな
く、焼ならしままで従来のフェライト・パーライト鋼と
同程度の靭性が得られ、かつ焼戻しを行うことにより大
巾に靭性が改善されるようになるほか、Ｃ含有量が低く
なったため応力除去焼鈍（ＳＲ）脆化も少なく溶接性も
良好となシ、特に圧力容器に要求される良好な靭性と高
強度を有し、かつ溶接性にもすぐれたものとなること。
後粗粒オーステナイトより析出する粗大蒙似ノ（−２イ
トと異なり、微細に分散しているため、靭性の劣化がな
く、焼ならしままで従来のフェライト・パーライト鋼と
同程度の靭性が得られ、かつ焼戻しを行うことにより大
巾に靭性が改善されるようになるほか、Ｃ含有量が低く
なったため応力除去焼鈍（ＳＲ）脆化も少なく溶接性も
良好となシ、特に圧力容器に要求される良好な靭性と高
強度を有し、かつ溶接性にもすぐれたものとなること。
（Ｃ） 合金元素として、Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒｒ
、 Ｖ、 Ｎｂ＋Ｔｉ＋およびＣａのうちの１種または
２種以上を含有させることにより一段と強度および靭性
が向上するようになること。
、 Ｖ、 Ｎｂ＋Ｔｉ＋およびＣａのうちの１種または
２種以上を含有させることにより一段と強度および靭性
が向上するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される知見を得たのでおる。
この発明は上記知見にもとづいてなされたものであって
、Ｃ：Ｏ，１３〜０．３０チ、 ３ｉ： ０．０５〜１
．０％、 Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％、 Ｍｏ： ０
．０３〜０．３５％ 、 Ｂ ：’０．０００１５〜０
．００３０ （１，５ｐｐｍ 〜３０ｐｐｍ ）、 ｓ
ｏｔ、Ｎｌ： ０．００５〜０．１０％、 Ｐ ：０．
０２０チ以下、ｓ：ｏ、０１０％以下、Ｎ：Ｏ，０１５
％以下、Ｏ：Ｏ，０ＩＯ４以下を含有し、さらに必要に
応じてＣｕ： ０．０８〜０．５０％、 Ｎｉ ： ０
．０５〜１．０％、 ｃｒ： ｏ、ｏ ５〜０．９０
％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％、 Ｎｂ： ０
．００５〜０．０５ ％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．
０５チ、およびＣａ： ０．０００５〜Ｏ，ＯＩＯ％の
うちの１種または２種以上を含有し、残シがＦｅと上記
以外の不可避不純物からなる組成（以上重量％、以下チ
の表示は重量％を意味する）、並びに主としてフェライ
トと微細な擬似パーライトからなる組織を有し、かつ高
強度、高靭性、およびすぐれた溶接性を有する圧延鋼材
に特徴を有するものである。
、Ｃ：Ｏ，１３〜０．３０チ、 ３ｉ： ０．０５〜１
．０％、 Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％、 Ｍｏ： ０
．０３〜０．３５％ 、 Ｂ ：’０．０００１５〜０
．００３０ （１，５ｐｐｍ 〜３０ｐｐｍ ）、 ｓ
ｏｔ、Ｎｌ： ０．００５〜０．１０％、 Ｐ ：０．
０２０チ以下、ｓ：ｏ、０１０％以下、Ｎ：Ｏ，０１５
％以下、Ｏ：Ｏ，０ＩＯ４以下を含有し、さらに必要に
応じてＣｕ： ０．０８〜０．５０％、 Ｎｉ ： ０
．０５〜１．０％、 ｃｒ： ｏ、ｏ ５〜０．９０
％、 Ｖ ： ０．００５〜０．１０％、 Ｎｂ： ０
．００５〜０．０５ ％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．
０５チ、およびＣａ： ０．０００５〜Ｏ，ＯＩＯ％の
うちの１種または２種以上を含有し、残シがＦｅと上記
以外の不可避不純物からなる組成（以上重量％、以下チ
の表示は重量％を意味する）、並びに主としてフェライ
トと微細な擬似パーライトからなる組織を有し、かつ高
強度、高靭性、およびすぐれた溶接性を有する圧延鋼材
に特徴を有するものである。
なお、この発明の鋼材における上記の組織は、Ａｃ３変
態点直上に昇温し、１〜ｂ 冷却速度で冷却することによって得られ、またｋｏｓ変
態点直上に加熱した後加工を行なう熱間加工工程でも同
様な組織が得られ、さらに靭性を向上させる焼戻し工程
も温度が同じであれば長時間加熱・徐冷のいわゆる溶接
後のＳＲ処理でも同様に得られるものである。
態点直上に昇温し、１〜ｂ 冷却速度で冷却することによって得られ、またｋｏｓ変
態点直上に加熱した後加工を行なう熱間加工工程でも同
様な組織が得られ、さらに靭性を向上させる焼戻し工程
も温度が同じであれば長時間加熱・徐冷のいわゆる溶接
後のＳＲ処理でも同様に得られるものである。
したがって、熱間加工やＳＲ処理を実施する鋼材につい
ては圧延後に焼ならしまたは焼ならし一焼戻しを必ずし
も行なう必要はなく、以下の５種類の方法で本発明鋼を
製造すること布できる。すなわち、 （１） 焼ならし。
ては圧延後に焼ならしまたは焼ならし一焼戻しを必ずし
も行なう必要はなく、以下の５種類の方法で本発明鋼を
製造すること布できる。すなわち、 （１） 焼ならし。
（２）焼ならし十焼戻し。
（３）焼ならし＋（必要に応じてＡｒ＋変態点以下での
温間加工および冷間加工）十応力除去焼鈍（ＳＲ）。
温間加工および冷間加工）十応力除去焼鈍（ＳＲ）。
（４） ＡＣ３変態点以上の加熱温度での熱間加工。
（５）ＡＣ３変態点以上の加熱温度での熱間加工十応力
除去焼鈍。
除去焼鈍。
つぎに、この発明の圧延鋼材において成分組成範囲を上
記の通りに限定した理由を説明する。
記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ） Ｏ
所望の高強度を確保するためには最低０．１３ ％のＣ
含有量が必要であるが、０．３０％を越えて含有させる
と溶接性および靭性が低下するようになることから、そ
の含有量を０．１３〜０．３０％と定また、それぞれ板
厚：１００ｇ、を有し、Ｃ成分を０．１９〜０．２４％
の間で変イヒさせ、他の成分はほぼ一定とした本発明圧
延鋼板と、同じくＣ成分を０．２０〜０．２５％の間で
変化させ、他の成分を一定とした従来圧延鋼板（ＪＩＳ
−３Ｂ４９）に関して、焼ならし状態（第１図）および
焼ならし＋温度；６３０℃に１５時間保持後炉冷の条件
での応力除去焼鈍状態（第２図）における引張強さくＹ
、Ｓ、）、降伏点（Ｙ、Ｐ、）、および衝撃値（ＶＥＯ
）をそれぞれ第１図および第２図に示した。第１図およ
び第２図に示されるように、本発明圧延鋼板は、従来圧
延鋼板に比して相対的に高強度を有し、かつ焼ならし後
応力除去焼鈍を行なえば、その靭性が一段と向上するよ
うになることが明らかであり、このことは本発明圧延鋼
材が相対的に低Ｃ含有量で高強度を有し、しかも高靭性
をもつことを示しているのである。
含有量が必要であるが、０．３０％を越えて含有させる
と溶接性および靭性が低下するようになることから、そ
の含有量を０．１３〜０．３０％と定また、それぞれ板
厚：１００ｇ、を有し、Ｃ成分を０．１９〜０．２４％
の間で変イヒさせ、他の成分はほぼ一定とした本発明圧
延鋼板と、同じくＣ成分を０．２０〜０．２５％の間で
変化させ、他の成分を一定とした従来圧延鋼板（ＪＩＳ
−３Ｂ４９）に関して、焼ならし状態（第１図）および
焼ならし＋温度；６３０℃に１５時間保持後炉冷の条件
での応力除去焼鈍状態（第２図）における引張強さくＹ
、Ｓ、）、降伏点（Ｙ、Ｐ、）、および衝撃値（ＶＥＯ
）をそれぞれ第１図および第２図に示した。第１図およ
び第２図に示されるように、本発明圧延鋼板は、従来圧
延鋼板に比して相対的に高強度を有し、かつ焼ならし後
応力除去焼鈍を行なえば、その靭性が一段と向上するよ
うになることが明らかであり、このことは本発明圧延鋼
材が相対的に低Ｃ含有量で高強度を有し、しかも高靭性
をもつことを示しているのである。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｌは脱酸のために０．０５％以上含有させなければな
らないが、１．０％を越えて含有させると、靭性が低下
するようになることから、その含有量を０．０５〜１．
０チと定めた。
らないが、１．０％を越えて含有させると、靭性が低下
するようになることから、その含有量を０．０５〜１．
０チと定めた。
（ｃ） Ｍｎ
Ｍｎは焼入れ性を確保するために０．５％以上含有させ
なければならないが、２．０チを越えて含有させると靭
性劣化をきだすようになることから、その含有量を０．
５〜２．０％と定めた。
なければならないが、２．０チを越えて含有させると靭
性劣化をきだすようになることから、その含有量を０．
５〜２．０％と定めた。
（ｄ、） Ｍ。
ＭＯはＢとの共存において焼入れ性を向上せしめる作用
をもつが、その含有量が０．０３％未満では所望の焼入
れ性を確保することができず、一方０．３５％を越えて
含有させても焼入れ性により一層の改善効果は現われず
、経済性を考慮し、その含有量を０，０３〜０．３５％
と定めた。
をもつが、その含有量が０．０３％未満では所望の焼入
れ性を確保することができず、一方０．３５％を越えて
含有させても焼入れ性により一層の改善効果は現われず
、経済性を考慮し、その含有量を０，０３〜０．３５％
と定めた。
（ｅ） Ｂ
上記の通りＢにはＭＯとの共存において焼入れ性を高め
る作用があるが、その含有量が０．０００１５％（１，
５ｐｐｍ ）未満では所望の焼入れ性を確保することが
できず、一方０．０ＣＩＯ％ （３０ｐｐｍ ）を越え
て含有させると、強度、靭性、および溶接性が低下する
ようになることから、その含有量を０、Ｑ Ｑ Ｏ１５
〜０．００３０チと定１めた。
る作用があるが、その含有量が０．０００１５％（１，
５ｐｐｍ ）未満では所望の焼入れ性を確保することが
できず、一方０．０ＣＩＯ％ （３０ｐｐｍ ）を越え
て含有させると、強度、靭性、および溶接性が低下する
ようになることから、その含有量を０、Ｑ Ｑ Ｏ１５
〜０．００３０チと定１めた。
（ｆ） ｓｏｔ、ｈｐ。
ｓｏＬ、Ａｆｌには良を固定し、かつ組織を微細化する
作用があるが、その含有量が０．００５４未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方０．１０ ％を越え
て含有させると鋼塊表面割れの原因となることから、そ
の含有量を０．００５〜０．１０％と定めた。
作用があるが、その含有量が０．００５４未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方０．１０ ％を越え
て含有させると鋼塊表面割れの原因となることから、そ
の含有量を０．００５〜０．１０％と定めた。
（ｇ） Ｎ
Ｎ含有量が００１５％を越えると溶接ボンド部の靭性お
よび熱間加工性が劣化するようになることから、その上
限値を０．０１５％とする必要があシ、望ましくは０．
００６％以下の含有が好ましい。
よび熱間加工性が劣化するようになることから、その上
限値を０．０１５％とする必要があシ、望ましくは０．
００６％以下の含有が好ましい。
（ｈ） ０
０含有量が０．０１０％を越えると、酸化物系非金属介
在物の量が増加して延性が劣化するようになるので、そ
の含有量を０．０１０％以下、望ましくは０．００５％
以下とする必要がある。
在物の量が増加して延性が劣化するようになるので、そ
の含有量を０．０１０％以下、望ましくは０．００５％
以下とする必要がある。
（１）Ｐ
Ｐ含有量が０．０２０％を越えると、焼もどし脆化感受
性が高くなって靭性およ□び溶接性が劣化するようにな
るので、その含有量を０．０２０％以下（できるだけ低
含有はど望ましい）とする必要がある。
性が高くなって靭性およ□び溶接性が劣化するようにな
るので、その含有量を０．０２０％以下（できるだけ低
含有はど望ましい）とする必要がある。
（ｊ） Ｓ
Ｓ含有量が０１０１０チを越えると、圧延方向に伸展し
たＭｎＳによって、延性の異方性が大きくなることから
、その上限値を０．０１０％と定めだ。
たＭｎＳによって、延性の異方性が大きくなることから
、その上限値を０．０１０％と定めだ。
（ｋ） Ｏｕ、 Ｎｉ、 Ｏｒ、 Ｖ、 Ｎｂ、 Ｔ
ｉ、およびＣａＣｕ、 Ｎｉ＋ Ｏｒ、 Ｖ、およびＮ
ｂには強度を一段と向上させる作用があるので、より高
強度が要求される場合に必要に応じて含有されるが、そ
れぞれＯｕ： ０．０８％未満、 Ｎｉ： ０．０５％
未満、 Ｃｒ： ０．０５チ未満、Ｖ ： ０．００５
％未満、およびＮｂ： ０．００５％未満の含有では所
望の強度向上をはかることができず、一方Ｃｕにあって
は０．５０％を越えて含有させるとスラブ表面疵発生の
原因となり、またＮ１は１．０％を越えて含有させても
より一層の改善効果が現われず、したがって１．０％を
越えた含有は経済的でなく、■にあっては、その含有量
が０．１０チを越えると靭性が低下し、さらにＣｒおよ
びＮｂにおいては、その含有量がそれぞれＣｒ： ０．
９０ ％ 。
ｉ、およびＣａＣｕ、 Ｎｉ＋ Ｏｒ、 Ｖ、およびＮ
ｂには強度を一段と向上させる作用があるので、より高
強度が要求される場合に必要に応じて含有されるが、そ
れぞれＯｕ： ０．０８％未満、 Ｎｉ： ０．０５％
未満、 Ｃｒ： ０．０５チ未満、Ｖ ： ０．００５
％未満、およびＮｂ： ０．００５％未満の含有では所
望の強度向上をはかることができず、一方Ｃｕにあって
は０．５０％を越えて含有させるとスラブ表面疵発生の
原因となり、またＮ１は１．０％を越えて含有させても
より一層の改善効果が現われず、したがって１．０％を
越えた含有は経済的でなく、■にあっては、その含有量
が０．１０チを越えると靭性が低下し、さらにＣｒおよ
びＮｂにおいては、その含有量がそれぞれＣｒ： ０．
９０ ％ 。
Ｎｂ： ０．０５ ％を越えると溶接性が劣化するよう
になることから、それぞれの含有量を、Ｃｕ：０．０８
〜０．５０％、 Ｎｉ： Ｑ、０５〜１．０％、Ｏｒ二
〇、０５〜０．９０チ、Ｖ：０．００５〜０．１０％、
およびＮｂ：０、Ｏ’０５〜０．０５ ％と定めた。ま
た、Ｔ１は、Ｎとの親和力が大きいので、微量の添加で
微細に分散したＴｉＮを形成して、溶接継手部ポンド部
分のミクロ組織を微細化し、もってこのボンド部分の靭
性を向上させる作用をもつので、特に溶接継手ボンド部
にすぐれた靭性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が０．００５％未満では前記作用に
所望の向上効果が見られず、一方０．０５％を越えて□
含有させると、母材の靭性がかえって低下するようにな
ることから、その含有量を０．００５〜０．０５％と定
めた。さらに、ｃａには鋼材の靭性を改善し、かつ溶接
継手部ボンド部分の靭性も向上させる作用があるので、
特にこれらの特性が要求される場合に必要に応じて含有
されるが、その含有量が０．０００５％未満では所望の
靭性改善効果が得られず、一方０．０１０％を越えて含
有させると非金属介在物の量が増して鋼材の延性が低下
するようになることから、その含有量を０．０００５〜
０．０１０チと定めた。
になることから、それぞれの含有量を、Ｃｕ：０．０８
〜０．５０％、 Ｎｉ： Ｑ、０５〜１．０％、Ｏｒ二
〇、０５〜０．９０チ、Ｖ：０．００５〜０．１０％、
およびＮｂ：０、Ｏ’０５〜０．０５ ％と定めた。ま
た、Ｔ１は、Ｎとの親和力が大きいので、微量の添加で
微細に分散したＴｉＮを形成して、溶接継手部ポンド部
分のミクロ組織を微細化し、もってこのボンド部分の靭
性を向上させる作用をもつので、特に溶接継手ボンド部
にすぐれた靭性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が０．００５％未満では前記作用に
所望の向上効果が見られず、一方０．０５％を越えて□
含有させると、母材の靭性がかえって低下するようにな
ることから、その含有量を０．００５〜０．０５％と定
めた。さらに、ｃａには鋼材の靭性を改善し、かつ溶接
継手部ボンド部分の靭性も向上させる作用があるので、
特にこれらの特性が要求される場合に必要に応じて含有
されるが、その含有量が０．０００５％未満では所望の
靭性改善効果が得られず、一方０．０１０％を越えて含
有させると非金属介在物の量が増して鋼材の延性が低下
するようになることから、その含有量を０．０００５〜
０．０１０チと定めた。
つぎに、この発明の圧延鋼材を実施例により比較例と対
比しながら説明する。
比しながら説明する。
実施例
それぞれ第１表に示される成分組成をもった溶鋼を溶製
し、鋳造し、鍛造して厚さ：２００ｍｆｉおよび２２０
市のいずれかのスラブとした後、このスラブに同じく第
１表に示される条件で熱間圧延を施して板厚：ｘｏｏ朋
の熱延板とし、この結果の熱延板に対して、それぞれ（
ａ） ９００℃に１時間保持の焼ならしく第１表にはＮ
で表示）、（ｂ）９００℃に１時間保持の焼ならし後、
６３０℃に１５時間保持して炉冷の応力除去焼鈍（第１
表にはＮ＋ＳＲで表示）、（ｃ）９００℃に１時間保持
の焼ならし後、６５０［に１時間保持して空冷の焼もど
しく第１表にはＮ−１−Ｔで表示）のうちのいずれかの
熱処理を施すことによって、本発明鋼板１〜１８および
比較鋼板１〜６をそれぞれ製造した。なお、比較鋼板１
〜６はいずれもＢ成分（※印表示）を含有せず、かつ比
較鋼板３，４はＭｏ（同じく※印表示）も含有しないも
のである。
し、鋳造し、鍛造して厚さ：２００ｍｆｉおよび２２０
市のいずれかのスラブとした後、このスラブに同じく第
１表に示される条件で熱間圧延を施して板厚：ｘｏｏ朋
の熱延板とし、この結果の熱延板に対して、それぞれ（
ａ） ９００℃に１時間保持の焼ならしく第１表にはＮ
で表示）、（ｂ）９００℃に１時間保持の焼ならし後、
６３０℃に１５時間保持して炉冷の応力除去焼鈍（第１
表にはＮ＋ＳＲで表示）、（ｃ）９００℃に１時間保持
の焼ならし後、６５０［に１時間保持して空冷の焼もど
しく第１表にはＮ−１−Ｔで表示）のうちのいずれかの
熱処理を施すことによって、本発明鋼板１〜１８および
比較鋼板１〜６をそれぞれ製造した。なお、比較鋼板１
〜６はいずれもＢ成分（※印表示）を含有せず、かつ比
較鋼板３，４はＭｏ（同じく※印表示）も含有しないも
のである。
つぎに、この結果得られた本発明鋼板１〜１８および比
較鋼板１〜６について、引張試験（直径６龍φ×平行部
長さ３．０ｇの試片使用）および衝撃試験（１０順ロｘ
２＝ｆｉＶノツチ試片使用）を行ない、また、溶接入熱
ニア００ＡＸ４０ＶＸ３２ｃｍ ／ｍｉｎ （５３ＫＪ
／ ｃｒｎ）の条件で溶接試験を行なって溶接継手部
ボンドの靭性（衝撃値）を測定し、さらにＪＩＳ−２３
１５８に則した斜めＹ形溶接われ試験（入熱； １７０
００Ｊ／ｃｒｎ、水素量：３８ ｃｃ／１００ｐ ）を
行ない、Ｙ開先拘束われ防止予熱温度を測定した。これ
らの試験結果を第２表にまとめて示した。
較鋼板１〜６について、引張試験（直径６龍φ×平行部
長さ３．０ｇの試片使用）および衝撃試験（１０順ロｘ
２＝ｆｉＶノツチ試片使用）を行ない、また、溶接入熱
ニア００ＡＸ４０ＶＸ３２ｃｍ ／ｍｉｎ （５３ＫＪ
／ ｃｒｎ）の条件で溶接試験を行なって溶接継手部
ボンドの靭性（衝撃値）を測定し、さらにＪＩＳ−２３
１５８に則した斜めＹ形溶接われ試験（入熱； １７０
００Ｊ／ｃｒｎ、水素量：３８ ｃｃ／１００ｐ ）を
行ない、Ｙ開先拘束われ防止予熱温度を測定した。これ
らの試験結果を第２表にまとめて示した。
第２表に示される結果から、本発明鋼板１〜１８は、い
ずれも高強度および高靭性を有し、かつ溶接性にもすぐ
れたものであるのに対して、ＢあるいはＢとＭＯを含有
しない比較鋼板１〜６は、本発明鋼板とほぼ同じ高強度
を有するものの、靭性および溶接性の点で著しく劣った
ものになっている。
ずれも高強度および高靭性を有し、かつ溶接性にもすぐ
れたものであるのに対して、ＢあるいはＢとＭＯを含有
しない比較鋼板１〜６は、本発明鋼板とほぼ同じ高強度
を有するものの、靭性および溶接性の点で著しく劣った
ものになっている。
また、第３図に示した本発明鋼板１および第４図に示し
た本発明鋼板２と、第５図に示した比較鋼板１および第
６図に示した比較鋼板２の顕微鏡組織写真（１００倍）
からも明らかなように、本発明鋼板１，２では微細な擬
似パーライトが存在する組織となっているのに対して、
比較鋼板１゜２では層状パーライトしか存在しない組織
となっており、かかる組織上の違いによって上記の通り
の顕著な特性上の差が現われるようになることが理解さ
れる。
た本発明鋼板２と、第５図に示した比較鋼板１および第
６図に示した比較鋼板２の顕微鏡組織写真（１００倍）
からも明らかなように、本発明鋼板１，２では微細な擬
似パーライトが存在する組織となっているのに対して、
比較鋼板１゜２では層状パーライトしか存在しない組織
となっており、かかる組織上の違いによって上記の通り
の顕著な特性上の差が現われるようになることが理解さ
れる。
上述のように、この発明の圧延鋼材は、高強度、高靭性
、およびすぐれた溶接性を有す＝るので、これらの特性
が要求される圧力溶器の製造に使用した場合に、この圧
力容器はきわめて長期に亘ってすぐれた性能を安定的に
発揮するようになるなど
、およびすぐれた溶接性を有す＝るので、これらの特性
が要求される圧力溶器の製造に使用した場合に、この圧
力容器はきわめて長期に亘ってすぐれた性能を安定的に
発揮するようになるなど
第１図および第２図は、本発明圧延鋼材と比較圧延鋼材
に関し、焼なまし状態、および焼なまし＋応力除去焼鈍
状態での機械的性質とＣ含有量との関係を示した図、第
３図および第４図は本発明鋼板の顕微鏡組織写真、第５
図および第６図は比較鋼板の顕微鏡組織写真である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ｖ１図 Ｃ量（％〕 第２図 Ｃ量（％） 手続補正古註式）（ｌ 昭和５６年１０月３０日 特許庁長官 島 １）春 樹 殿１２．事件の表
示 特願昭５６−９７４０４ 号 λ発明の名称 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 フリガナ 住所 大阪府大阪市東区北浜５丁目１５番地氏名（名
称）（２１１）住友金属工業株式会社代表者 熊
谷 典 文 ４、代 理 人 ７ 補正の内容 別紙の通り ）明細書、第１９頁、図面の簡単な説明の項、第６行〜
第８行、 「第３図および第４図は本発明・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・顕微鏡組織写真である。」と
あるを、 「第３図および第４図は本発明鋼板の顕微鏡による金属
組織を示した写真、第５図および第６図は比較鋼板の顕
微鏡による金属組織を 示した写真である。」 と訂正する 以上
に関し、焼なまし状態、および焼なまし＋応力除去焼鈍
状態での機械的性質とＣ含有量との関係を示した図、第
３図および第４図は本発明鋼板の顕微鏡組織写真、第５
図および第６図は比較鋼板の顕微鏡組織写真である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ｖ１図 Ｃ量（％〕 第２図 Ｃ量（％） 手続補正古註式）（ｌ 昭和５６年１０月３０日 特許庁長官 島 １）春 樹 殿１２．事件の表
示 特願昭５６−９７４０４ 号 λ発明の名称 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 フリガナ 住所 大阪府大阪市東区北浜５丁目１５番地氏名（名
称）（２１１）住友金属工業株式会社代表者 熊
谷 典 文 ４、代 理 人 ７ 補正の内容 別紙の通り ）明細書、第１９頁、図面の簡単な説明の項、第６行〜
第８行、 「第３図および第４図は本発明・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・顕微鏡組織写真である。」と
あるを、 「第３図および第４図は本発明鋼板の顕微鏡による金属
組織を示した写真、第５図および第６図は比較鋼板の顕
微鏡による金属組織を 示した写真である。」 と訂正する 以上
Claims (2)
- （１） Ｃ：０．１３〜０．３０チ、 ３１： ０．
０５〜１．０％、 Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％、 Ｍ
ｏ： ０．０３〜０．３５％。 Ｂ ： ０．０００１５〜０．００３０ ％ （１，５
ｐｐｍ 〜３０ｐｐｍ）。 ９Ｑｌ−、ｌｄ ： ０．００５〜０．１０％、 Ｐ
： ０．０２０％以下、Ｓ、０，０１０チ以下、Ｎ：０
．０１５％以下。 ｏ ： ｏ、ｏ ｘ ｏ％以下を含有し、残りがＦｅと
上記以外の不可避不純物からなる組成（以上重量％）を
有し、かつ主としてフェライトと微細な擬似パーライト
からなる組織を有することを特徴とする圧力容器用高強
度高靭性圧延鋼材。 - （２） Ｃ： ０．１３〜０．３０％、 Ｓｌ： ０
．０５〜１．０％。 Ｍｎ ： ０． ５ 〜２． ○ ％ 、
Ｍｏ： ０．０ ３ 〜０．３ ５ ％ 、
Ｂ ：０．０００１５〜０．００３０ （１５ｐｐ
ｍ 〜３０ ｐｐｍ ） 。 ｓｏＬ、ｆｉＪｌ、 ： Ｏ，ＯＯ５〜０．１０％、Ｐ
：０．０２０％以下、Ｓ：Ｏ，ＯＩＯチ以下、Ｎ：Ｏ，
０１５％以下。 ○：Ｏ，ＯＩＯ％以下を含有し、さらにＣｕ： ０．０
８〜０．５０％、 Ｎｉ： ０．０５〜１．０ ％、
Ｃｒ： Ｏ，，０５〜０．９０％、 Ｖ ： ０．００
５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５ ％、
Ｔｉ： ０，００５〜０．０５％、およびＣａ：０．０
００５〜０．０１０チのうちの１種または２種以上を含
有し、残りがＦｅと上記以外の不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有し、かつ主としてフェライトと微
細な擬似パーライトからなる組織を有するこす（特徴と
する圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9740481A JPS6035981B2 (ja) | 1981-06-25 | 1981-06-25 | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9740481A JPS6035981B2 (ja) | 1981-06-25 | 1981-06-25 | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS581059A true JPS581059A (ja) | 1983-01-06 |
| JPS6035981B2 JPS6035981B2 (ja) | 1985-08-17 |
Family
ID=14191564
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9740481A Expired JPS6035981B2 (ja) | 1981-06-25 | 1981-06-25 | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6035981B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6050116A (ja) * | 1983-08-27 | 1985-03-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 大入熱溶接用極低窒素高張力鋼の製造方法 |
| JPS6070165A (ja) * | 1983-05-19 | 1985-04-20 | ユニオン・カ−バイド・コ−ポレ−シヨン | 気体貯蔵シリンダ用低合金鋼 |
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS6134162A (ja) * | 1984-07-26 | 1986-02-18 | Kobe Steel Ltd | 金型用プレハードン鋼の製造方法 |
| JPS61139647A (ja) * | 1984-12-11 | 1986-06-26 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた低炭素極厚鋼板 |
| JPS61195955A (ja) * | 1985-02-25 | 1986-08-30 | Nippon Steel Corp | 高温高圧用耐水素低合金鋼 |
| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| US5030297A (en) * | 1988-11-01 | 1991-07-09 | Mannesmann Aktiengesellschaft | Process for the manufacture of seamless pressure vessels and its named product |
| US6758919B2 (en) * | 1998-01-23 | 2004-07-06 | Columbus Steel Castings Co. | Cast steel composition for railway components |
| US20120118443A1 (en) * | 2009-08-04 | 2012-05-17 | Posco | Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same |
-
1981
- 1981-06-25 JP JP9740481A patent/JPS6035981B2/ja not_active Expired
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6070165A (ja) * | 1983-05-19 | 1985-04-20 | ユニオン・カ−バイド・コ−ポレ−シヨン | 気体貯蔵シリンダ用低合金鋼 |
| JPH0429735B2 (ja) * | 1983-05-19 | 1992-05-19 | ||
| JPH0121848B2 (ja) * | 1983-08-27 | 1989-04-24 | Nippon Kokan Kk | |
| JPS6050116A (ja) * | 1983-08-27 | 1985-03-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 大入熱溶接用極低窒素高張力鋼の製造方法 |
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS6134162A (ja) * | 1984-07-26 | 1986-02-18 | Kobe Steel Ltd | 金型用プレハードン鋼の製造方法 |
| JPH0148334B2 (ja) * | 1984-07-26 | 1989-10-18 | Kobe Steel Ltd | |
| JPS61139647A (ja) * | 1984-12-11 | 1986-06-26 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた低炭素極厚鋼板 |
| JPS61195955A (ja) * | 1985-02-25 | 1986-08-30 | Nippon Steel Corp | 高温高圧用耐水素低合金鋼 |
| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPH0454734B2 (ja) * | 1985-05-27 | 1992-09-01 | Kawasaki Steel Co | |
| US5030297A (en) * | 1988-11-01 | 1991-07-09 | Mannesmann Aktiengesellschaft | Process for the manufacture of seamless pressure vessels and its named product |
| US6758919B2 (en) * | 1998-01-23 | 2004-07-06 | Columbus Steel Castings Co. | Cast steel composition for railway components |
| US20120118443A1 (en) * | 2009-08-04 | 2012-05-17 | Posco | Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same |
| US8715429B2 (en) * | 2009-08-04 | 2014-05-06 | Posco | Non-heat treated rolled steel and drawn wire rod with excellent toughness, and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6035981B2 (ja) | 1985-08-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2210603C2 (ru) | Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей | |
| RU2215813C2 (ru) | Низколегированная, практически не содержащая бора сталь | |
| AU736078B2 (en) | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness | |
| US4776900A (en) | Process for producing nickel steels with high crack-arresting capability | |
| US4138278A (en) | Method for producing a steel sheet having remarkably excellent toughness at low temperatures | |
| JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| WO2009125863A1 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| JPS5877528A (ja) | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 | |
| JP2012122111A (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2020509181A (ja) | 低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材及びその製造方法 | |
| JPS581059A (ja) | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 | |
| JPH0748621A (ja) | 耐ｓｓｃ，耐ｈｉｃ性に優れた圧力容器用鋼の製造方法 | |
| JPH05171341A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPS5914535B2 (ja) | 不安定延性破壊抵抗性の良好な非調質高張力鋼ラインパイプ用厚板 | |
| JP7410438B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP3879639B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材及びその製造方法 | |
| JP2781000B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JPH05245657A (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JPS59110729A (ja) | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS5927376B2 (ja) | 板厚７５ｍｍ以上の石油精製装置、石炭液化装置および石炭ガス化装置その他圧力容器に供せられるＣｒ−Ｍｏ鋼材 | |
| JP3367388B2 (ja) | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 | |
| JP2743765B2 (ja) | 圧力容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼板及びその製造法 | |
| JP2020503445A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法 | |
| JPH09256038A (ja) | 厚鋼板の応力除去焼鈍処理前の熱処理方法 |