JPS5931568B2 - 圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法 - Google Patents
圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS5931568B2 JPS5931568B2 JP11892379A JP11892379A JPS5931568B2 JP S5931568 B2 JPS5931568 B2 JP S5931568B2 JP 11892379 A JP11892379 A JP 11892379A JP 11892379 A JP11892379 A JP 11892379A JP S5931568 B2 JPS5931568 B2 JP S5931568B2
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- Japan
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法に係り特に
短時間高温強度および耐焼戻脆性のすぐれた圧力容器用
Cr−Mo鋼の製造方法に関するものである。
短時間高温強度および耐焼戻脆性のすぐれた圧力容器用
Cr−Mo鋼の製造方法に関するものである。
重油脱硫装置や、石油改質装置の圧力容器用鋼材として
は、通常、高温高圧水素下における水素浸食を考慮して
、2’/4%Cr−1’ZMo鋼あるいは3 %Cr
−1%Mo鋼が使用される。
は、通常、高温高圧水素下における水素浸食を考慮して
、2’/4%Cr−1’ZMo鋼あるいは3 %Cr
−1%Mo鋼が使用される。
これらの圧力容器の使用温度は400〜550℃である
ため、この温度範囲における焼戻脆化に対する抵抗性に
すぐれていること、およびこの温度範囲における高い短
時間強度が同時に要求される。
ため、この温度範囲における焼戻脆化に対する抵抗性に
すぐれていること、およびこの温度範囲における高い短
時間強度が同時に要求される。
従来技術における高温強度および焼戻脆化に対する対策
および派生する問題点は次のとおりである。
および派生する問題点は次のとおりである。
(a) 高温強度対策とその問題点
(イ)Si4の増加;焼戻脆化量が極めて多くなる。
(ロ)オーステナイトの粗粒化による初析フェライトの
析出防止;この際は粗粒により焼戻脆化量が多くなる。
析出防止;この際は粗粒により焼戻脆化量が多くなる。
(ハ)Nb、V、Ti、B等の添加;溶接金属部の靭性
の劣化や、溶接部の応力除去焼鈍割れ等の溶接上の問題
点が未解決である。
の劣化や、溶接部の応力除去焼鈍割れ等の溶接上の問題
点が未解決である。
(b) 焼戻脆化対策とその問題点
(イ)Siの低減:前記の高温強度対策と相反するもの
であり、高温強度が低下する。
であり、高温強度が低下する。
(O)オーステナイト細粒化(Al添加);多少焼戻脆
化抵抗性が増加するが、Si0.25〜0.5係におい
ては脆化量が極めて多く効果がない。
化抵抗性が増加するが、Si0.25〜0.5係におい
ては脆化量が極めて多く効果がない。
(ハ)Pの低減; P 0.009〜0.015係で、
かつSi0.25〜0.5係では脆化量が極めて多く効
果がない。
かつSi0.25〜0.5係では脆化量が極めて多く効
果がない。
すなわち従来の対策鋼では高温強度および耐焼戻脆性を
同時に確保するのは困難であり、前述の重油脱硫装置あ
るいは石油改質に使用する鋼材はすぐれた耐焼戻脆性を
絶対条件として、高温強度についての難点は板厚の増大
や空冷を水冷にかえることで冷却速度をあげて補ってき
た。
同時に確保するのは困難であり、前述の重油脱硫装置あ
るいは石油改質に使用する鋼材はすぐれた耐焼戻脆性を
絶対条件として、高温強度についての難点は板厚の増大
や空冷を水冷にかえることで冷却速度をあげて補ってき
た。
本発明の目的は、これらの従来技術の欠点を改善し、焼
戻脆性のない高温強度のすぐれたCr−Mo鋼の製造方
法を提供するにある。
戻脆性のない高温強度のすぐれたCr−Mo鋼の製造方
法を提供するにある。
本発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にてC:0.10〜0.17係、Si
:0.30−o、5o1、yrn : 0.30〜0.
6 o%、Cr:2.00〜3.25係、Mo : 0
.90〜1.10%、P:o、oos%以下、S:0.
015%以下、5olAl二0.030係以下、N:0
.003〜0.014係を含有し、更に必要に応じてC
u:0.25o;b以下、Ni:0.25係以下、Nb
:0.01似下、■二0.01係以下、Ti:0.01
係以下、B:o、ooo5%以下のうちから選ばれる1
種以上を含有し、残部が実質的にFeより成る鋼であっ
て、前記P 、 si 、All含有量を焼ならし又は
焼入時の冷却速度に応じて下記(イ)、(ロ)の各式を
満足するように成分調整をした鋼を800〜400℃の
平均冷却速度が4℃/min以上の冷却速度で焼ならし
又は焼入を行ない、その後T(20+Aogt)が19
.5X103〜21.5X10”の範囲となるような条
件で焼戻および応力除去焼鈍を行なう短時間高温強度お
よび耐焼戻脆性にすぐれた圧力容器用Cr−Mo鋼の製
造方法である。
:0.30−o、5o1、yrn : 0.30〜0.
6 o%、Cr:2.00〜3.25係、Mo : 0
.90〜1.10%、P:o、oos%以下、S:0.
015%以下、5olAl二0.030係以下、N:0
.003〜0.014係を含有し、更に必要に応じてC
u:0.25o;b以下、Ni:0.25係以下、Nb
:0.01似下、■二0.01係以下、Ti:0.01
係以下、B:o、ooo5%以下のうちから選ばれる1
種以上を含有し、残部が実質的にFeより成る鋼であっ
て、前記P 、 si 、All含有量を焼ならし又は
焼入時の冷却速度に応じて下記(イ)、(ロ)の各式を
満足するように成分調整をした鋼を800〜400℃の
平均冷却速度が4℃/min以上の冷却速度で焼ならし
又は焼入を行ない、その後T(20+Aogt)が19
.5X103〜21.5X10”の範囲となるような条
件で焼戻および応力除去焼鈍を行なう短時間高温強度お
よび耐焼戻脆性にすぐれた圧力容器用Cr−Mo鋼の製
造方法である。
ただしT;絶対温度’に、 t ;保持時間Hr記
(イ)冷却速度4〜10°C/m i nの場合5ol
lAl<、0. OO5% 55 P+ 1.9 Si <0.9係 (C])冷却速度10℃/minを越す場合5olAl
<0.005%の場合 55P+1.98i<0.9係 0.0050;b< 5olAl <0.03 ’Iy
の場合55P+1.98iく1.0係 本発明におけるすぐれた耐焼戻脆性とは、第1図に示す
ステップクーリング熱処理により加速脆化させ、脆化処
理前後の2imVノツチシャルピー破面遷移温度(vT
rs)の上昇量(△v’l” r s )が10℃以下
であることであり、10℃以下であればほぼ脆化してい
ないと見做すことができる。
lAl<、0. OO5% 55 P+ 1.9 Si <0.9係 (C])冷却速度10℃/minを越す場合5olAl
<0.005%の場合 55P+1.98i<0.9係 0.0050;b< 5olAl <0.03 ’Iy
の場合55P+1.98iく1.0係 本発明におけるすぐれた耐焼戻脆性とは、第1図に示す
ステップクーリング熱処理により加速脆化させ、脆化処
理前後の2imVノツチシャルピー破面遷移温度(vT
rs)の上昇量(△v’l” r s )が10℃以下
であることであり、10℃以下であればほぼ脆化してい
ないと見做すことができる。
又本発明におけるすぐれた短時間高温強度とは、T (
20+logt )なる焼戻パラメーター(T;絶対温
度’に、t;保持時間Hr)で20.4X10”に相当
する焼戻および溶接後応力除去焼鈍を与えた後、850
°F(454°C)にて引張強さ46.IIg/mi以
上を満足することであり、この値はASME code
Sec■Divlの最大許容応力値を参考としたもの
である。
20+logt )なる焼戻パラメーター(T;絶対温
度’に、t;保持時間Hr)で20.4X10”に相当
する焼戻および溶接後応力除去焼鈍を与えた後、850
°F(454°C)にて引張強さ46.IIg/mi以
上を満足することであり、この値はASME code
Sec■Divlの最大許容応力値を参考としたもの
である。
本発明の基本的な考え方は、従来焼戻脆化を促進させる
として敬遠されていたSiをP含有量o、oos%以下
の状態で使用すれば、焼戻脆化に対する悪影響は回避さ
れ、このSiによる固溶硬化を最大限に利用して耐焼戻
脆性および高温強度共にすぐれたC r−Mo鋼を製造
できるとの知見に基いたものである。
として敬遠されていたSiをP含有量o、oos%以下
の状態で使用すれば、焼戻脆化に対する悪影響は回避さ
れ、このSiによる固溶硬化を最大限に利用して耐焼戻
脆性および高温強度共にすぐれたC r−Mo鋼を製造
できるとの知見に基いたものである。
また高温強度を考慮する場合は、均一なベーナイト組織
とする必要があり、初析フェライトの析出は絶対避けな
ければならない。
とする必要があり、初析フェライトの析出は絶対避けな
ければならない。
この手段として焼ならし後冷却速度の遅い場合は、オー
ステナイト粒の粗粒化が有効な手段であるが、これも従
来は焼戻脆化を助長するとして避けられていたが、上記
と同様にP含有量0.008%以下であれば全く問題な
く採用できることを見出したものである。
ステナイト粒の粗粒化が有効な手段であるが、これも従
来は焼戻脆化を助長するとして避けられていたが、上記
と同様にP含有量0.008%以下であれば全く問題な
く採用できることを見出したものである。
本発明におけるCrMo鋼の成分限定理由について説明
する。
する。
C:
Cは焼ならし又は焼入後に均一なベーナイト組織を得る
ため最低o、1o%は必要で、上限は溶接性、靭性の面
からo、17%とした。
ため最低o、1o%は必要で、上限は溶接性、靭性の面
からo、17%とした。
Si :
Siは本発明の重要な元素である。
Siによる固溶強化を最大限に生かすため少くともo、
3o%を必要とし、上限は溶接性、靭性、焼戻脆性対策
のため0.50係とした。
3o%を必要とし、上限は溶接性、靭性、焼戻脆性対策
のため0.50係とした。
Mn p
Mnは焼入性を増加する元素であり、均一なベーナイト
組織を得るため最低0.30%は必要であるが、過多に
なると焼戻脆化が犬となるので上限を0.60係とした
。
組織を得るため最低0.30%は必要であるが、過多に
なると焼戻脆化が犬となるので上限を0.60係とした
。
P;
Pも本発明の重要な元素である。
Siを0.30〜o、so%の範囲で添加しても、又オ
ーステナイト粒が粗粒の場合でも焼戻脆化を完全に抑制
できる条件として0.008qb以下とした。
ーステナイト粒が粗粒の場合でも焼戻脆化を完全に抑制
できる条件として0.008qb以下とした。
S;
Sは溶接性、靭性から0.015%以下とした。
CrtMo;
Cr、Moは脱硫反応によって生ずる水素雰囲気に耐え
るため、および強度の点からそれぞれ少くとも2.00
%、o、9o(lbを必要とするが過多となると溶接性
の劣化やコストの上昇を招くのでCrは2.00〜3.
25%、Moは0.90〜1.10係に限定した。
るため、および強度の点からそれぞれ少くとも2.00
%、o、9o(lbを必要とするが過多となると溶接性
の劣化やコストの上昇を招くのでCrは2.00〜3.
25%、Moは0.90〜1.10係に限定した。
N:
Nは通常の塩基性転炉、電気炉およびASEA−8KF
プロセスによる溶製の標準である0、003〜0.01
4係に限定した。
プロセスによる溶製の標準である0、003〜0.01
4係に限定した。
5olAA’ ;
5olA lは本発明の重要な要素である。
第2図は2”/4Cr−Mo鋼のオーステナイト粒度お
よび焼入、焼ならし冷却速度の強度に及ぼす影響を示し
たが、Cr−Mo鋼の常温強度、高温強度はオーステナ
イト粒度と焼入又は焼ならしの冷却速度に大きく左右さ
れる。
よび焼入、焼ならし冷却速度の強度に及ぼす影響を示し
たが、Cr−Mo鋼の常温強度、高温強度はオーステナ
イト粒度と焼入又は焼ならしの冷却速度に大きく左右さ
れる。
初析フェライトの析出範囲では強度が大きく低下するの
で、5olAAの添加量でオーステナイト粒を調整する
必要がある。
で、5olAAの添加量でオーステナイト粒を調整する
必要がある。
すなわち、冷却速度範囲4〜10℃/minの遅い領域
では、オーステナイトが細粒であれば、初析フェライト
が析出する。
では、オーステナイトが細粒であれば、初析フェライト
が析出する。
したがって5olAlO,005係以下として、粒度5
以下の粗粒としベーナイト組織を確保する。
以下の粗粒としベーナイト組織を確保する。
冷却速度10℃/minを超す場合は、オーステナイト
粒度に関係なくベーナイト組織が得られるので、o、o
o5%以下でもo、oo5%を越えてもよい。
粒度に関係なくベーナイト組織が得られるので、o、o
o5%以下でもo、oo5%を越えてもよい。
しかし0.03%を越すと鋼中のAl2O3系非金属介
在物が増加するので、その上限を0.03%とした。
在物が増加するので、その上限を0.03%とした。
55 P+ 1.9 Si <0.9%: (5olA
l:0.005係以下即ち粗粒の場合) 55P+1.9Si<1.0% : (5oAAl:0
.005係超 即ち細粒の場合) この2つの成分の制限式は、SiおよびP含有量とステ
ップクーリングによる焼戻脆化量との関係を示した第3
図の実験事実から導入されたものである。
l:0.005係以下即ち粗粒の場合) 55P+1.9Si<1.0% : (5oAAl:0
.005係超 即ち細粒の場合) この2つの成分の制限式は、SiおよびP含有量とステ
ップクーリングによる焼戻脆化量との関係を示した第3
図の実験事実から導入されたものである。
焼戻脆化を抑制しステップクーリングによるシャルピー
遷移温度vTrsの上昇量△vTrsが10℃以下にす
ればほぼ脆化しないのでこのためには、上記の化学成分
範囲に収めると同時に上記2式をも満足する必要がある
。
遷移温度vTrsの上昇量△vTrsが10℃以下にす
ればほぼ脆化しないのでこのためには、上記の化学成分
範囲に収めると同時に上記2式をも満足する必要がある
。
かかる粗粒鋼は、脆化感受性が高いのでさらにP、Si
を低くする必要があり、0.9%以下としたものである
。
を低くする必要があり、0.9%以下としたものである
。
またP。Si以外にMnも影響を及ぼす元素であるが、
工業的に生産する場合は強度確保王宮にほぼ0.30〜
o、6o%の範囲で作られるので、上式はMn0.30
〜0.60係が前提である。
工業的に生産する場合は強度確保王宮にほぼ0.30〜
o、6o%の範囲で作られるので、上式はMn0.30
〜0.60係が前提である。
上記、C、Si 、Mn 、P、 S、Cr 、Mo
、N、 5olAlの各限定量をもって本発明による圧
力容器用Cr−Mo@の基本成分とするが、更に、Cu
I N t tNb、V、Ti、Bを下記限定量以下
の範囲で1種以上を含有するC r−Mo鋼もまた本発
明の目的をより有効に達成することができる。
、N、 5olAlの各限定量をもって本発明による圧
力容器用Cr−Mo@の基本成分とするが、更に、Cu
I N t tNb、V、Ti、Bを下記限定量以下
の範囲で1種以上を含有するC r−Mo鋼もまた本発
明の目的をより有効に達成することができる。
これらの限定理由は次の如くである。
Cu、Ni :
Cu、Niは共存して高温強度を高める効果があるが、
Cuは加工性からNiは経済性から共に上限を0.25
係に抑えた。
Cuは加工性からNiは経済性から共に上限を0.25
係に抑えた。
Nb、V、TttB :
Nb、V、Ti、Bは強度の上昇のため小量添加しても
よいが、溶接性を阻害するので、Nb、V、Tiは上限
をo、o1%、Bは上限を0.005%に押えた。
よいが、溶接性を阻害するので、Nb、V、Tiは上限
をo、o1%、Bは上限を0.005%に押えた。
上記成分の圧力容器用Cr−Mo鋼を、800〜400
℃の冷却平均速度が4℃/min未満の冷却速度で焼な
らし又は焼入を行なうと、均一ベーナイト組織とならず
、高い高温強度が得られないので、冷却速度は4°C/
min以上に限定した。
℃の冷却平均速度が4℃/min未満の冷却速度で焼な
らし又は焼入を行なうと、均一ベーナイト組織とならず
、高い高温強度が得られないので、冷却速度は4°C/
min以上に限定した。
本発明において、焼戻および応力除去焼鈍の条件として
、焼戻しパラメーターの下限は焼入又は焼ならし後の母
材靭性確保および溶接部の軟化のための必要条件であり
、上限は強度確保上の制約である。
、焼戻しパラメーターの下限は焼入又は焼ならし後の母
材靭性確保および溶接部の軟化のための必要条件であり
、上限は強度確保上の制約である。
すなわち本製造法によるC r−Mo鋼の焼ならし又は
焼入後の組織はベーナイトであり、このベーナイト組織
のCr−Mo鋼の場合圧力容器用鋼材として必要な靭性
を得るためには、T(20+A’ogt)なる焼戻パラ
メーター(T:絶対温度’に、t;保持時間Hr)が1
9.5X10”以上の焼戻が必要である。
焼入後の組織はベーナイトであり、このベーナイト組織
のCr−Mo鋼の場合圧力容器用鋼材として必要な靭性
を得るためには、T(20+A’ogt)なる焼戻パラ
メーター(T:絶対温度’に、t;保持時間Hr)が1
9.5X10”以上の焼戻が必要である。
但し焼戻および溶接後応力除去焼鈍が過度に高温長時間
にわたると、常温強度および高温強度の低下と靭性の劣
化を招くので上限を21.5X103とした。
にわたると、常温強度および高温強度の低下と靭性の劣
化を招くので上限を21.5X103とした。
実施例
本発明の実施例について説明する。
第1表に本発明鋼4種類と従来鋼5種類の化学成分を示
した。
した。
第2表にその実施例の製造条件、引張強さおよび焼戻脆
化特性、第3表にその実施例の高温強度および焼戻脆化
抵抗性の優劣の比較を示した。
化特性、第3表にその実施例の高温強度および焼戻脆化
抵抗性の優劣の比較を示した。
本発明鋼はすべて高い高温強度およびすぐれた焼戻抵抗
性を示しているのrt’c対し、従来鋼では高い高温強
度およびすぐれた焼戻抵抗性の両特性を兼備したものは
ない。
性を示しているのrt’c対し、従来鋼では高い高温強
度およびすぐれた焼戻抵抗性の両特性を兼備したものは
ない。
たとえば従来鋼のH鋼およびH鋼は脆化量が10℃以下
と耐焼戻脆化にはすぐれているが高温強度が低いという
難点がある。
と耐焼戻脆化にはすぐれているが高温強度が低いという
難点がある。
又逆に従来鋼G鋼は850°F(454°C)で47.
4ゆ/1ractと高い高温強度を有しているが脆化量
が42℃と焼戻脆化抵抗性が全く無い。
4ゆ/1ractと高い高温強度を有しているが脆化量
が42℃と焼戻脆化抵抗性が全く無い。
本発明によって短時間強度および耐焼戻脆性のすぐれた
圧力容器用Cr−Mo鋼が製造できるようになったので
板厚の減少や、一部には水冷にかえて空冷の採用も可能
となり、これらによって大巾なコスト低減が達成できる
。
圧力容器用Cr−Mo鋼が製造できるようになったので
板厚の減少や、一部には水冷にかえて空冷の採用も可能
となり、これらによって大巾なコスト低減が達成できる
。
第1図ステップクーリングの条件を示す線図、第2図A
、Bは2’/4Cr1Mo鋼のオーステナイト粒度およ
び焼入、焼ならし後冷却速度の強度に及ぼす影響を示す
関係図、第3図はSiおよびP含有量とステップクーリ
ングによる焼戻脆化量との関係図である。
、Bは2’/4Cr1Mo鋼のオーステナイト粒度およ
び焼入、焼ならし後冷却速度の強度に及ぼす影響を示す
関係図、第3図はSiおよびP含有量とステップクーリ
ングによる焼戻脆化量との関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比にてC:0.10〜0.17係、Si:0.
30〜0.5 os、Mn : 0.30〜0.60%
、Cr:2.00〜3.25%、Mo : 0.90〜
1.104、P:o、oos%以下、S:0.015以
下、sol、Al二0.030係以下、N:0.003
〜0.014係を含有し、更に必要に応じてCu:0.
25%以下、Nl:0.25係以下、Nb:0.01係
以下、V:0.01係以下、Ti:0.01係以下、B
:0.0005係以下のうちから選ばれる1種以上を含
有し、残部が実質的にFeより成る鋼であって、前記P
、Si。 AI含有量を焼ならし又は焼入時の冷却速度に応じて下
記(イ)、(ロ)の各式を満足するように成分調整をし
た鋼を800〜400℃の平均冷却速度が4’C/ m
i n以上の冷却速度で焼ならし又は焼入を行ない、
その後T(20+logt)が19.5X103〜21
.5X10”の範囲となるような条件で焼戻および応力
除去焼鈍を行なうことを特徴とする短時間高温強度およ
び耐焼戻脆性にすぐれた圧力容器用Cr−Mo鋼の製造
方法。 ただし、T:絶対温度’に、t:保持時間Hr記 (イ)冷却速度4〜10℃/minの場合5olAA!
<0.005% 55 P + 1.98i <0.9係 (0)冷却速度10℃/minを越す場合5olAlく
0.005係の場合 55P+1.98iく0.9係 0、005 %< 5olAA < 0.034の場合
55P+ 1.9 Si<1.0%
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11892379A JPS5931568B2 (ja) | 1979-09-14 | 1979-09-14 | 圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11892379A JPS5931568B2 (ja) | 1979-09-14 | 1979-09-14 | 圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5644717A JPS5644717A (en) | 1981-04-24 |
JPS5931568B2 true JPS5931568B2 (ja) | 1984-08-02 |
Family
ID=14748528
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11892379A Expired JPS5931568B2 (ja) | 1979-09-14 | 1979-09-14 | 圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5931568B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0514894Y2 (ja) * | 1986-06-13 | 1993-04-20 |
-
1979
- 1979-09-14 JP JP11892379A patent/JPS5931568B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0514894Y2 (ja) * | 1986-06-13 | 1993-04-20 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5644717A (en) | 1981-04-24 |
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