JPS5980755A - 溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼 - Google Patents
溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼Info
- Publication number
- JPS5980755A JPS5980755A JP18877382A JP18877382A JPS5980755A JP S5980755 A JPS5980755 A JP S5980755A JP 18877382 A JP18877382 A JP 18877382A JP 18877382 A JP18877382 A JP 18877382A JP S5980755 A JPS5980755 A JP S5980755A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- molybdenum steel
- chrome
- tempering
- affected zone
- 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.)
- Pending
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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、溶接熱影響部(以下HAZと記す)の耐焼
もどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼に関し、と
くに、化学プラント用圧力容器の使途における要請を満
たすことについての開発成果を開示するものである。
もどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼に関し、と
くに、化学プラント用圧力容器の使途における要請を満
たすことについての開発成果を開示するものである。
高温高圧下で操業される化学プラント用圧力芥器に使用
されるクロム・モリブデン鋼には種々の特性が要求され
る。
されるクロム・モリブデン鋼には種々の特性が要求され
る。
特に化学プラント用圧力容器の操業温度は、クロムφモ
リブデン鋼が焼もどしぜい化を起こす温度域(370〜
550℃)に相当する場合が多いため耐焼もどじぜい性
に優れていることが必要である。
リブデン鋼が焼もどしぜい化を起こす温度域(370〜
550℃)に相当する場合が多いため耐焼もどじぜい性
に優れていることが必要である。
このため種々の焼もどしぜい化対策を講じたクロム・モ
リブデン鋼が開発されている。しかしながらこれらの従
来対策は主として母材に対するものである。
リブデン鋼が開発されている。しかしながらこれらの従
来対策は主として母材に対するものである。
化学プラント用圧力芥器の焼もどしぜい化による損傷は
実際にはほとんどがHAZに発生し、耐焼もどじぜい化
対策を十分なものにするにはHAZの耐焼きもどしぜい
性を向上させることが不可欠である。
実際にはほとんどがHAZに発生し、耐焼もどじぜい化
対策を十分なものにするにはHAZの耐焼きもどしぜい
性を向上させることが不可欠である。
この観点からHAZの耐焼もどしぜい性の優れたクロム
・モリブデン鋼を提供することが、この発明の目的とす
るところでおる。
・モリブデン鋼を提供することが、この発明の目的とす
るところでおる。
この発明は、種々の成分系のクロム−モリブデン鋼の溶
接継手部の焼もどしぜい化試験を行った結果として解明
された新規事実に由来するものである。
接継手部の焼もどしぜい化試験を行った結果として解明
された新規事実に由来するものである。
結論的にこの発明のクロム拳モリブデン鋼の特徴とする
ところは、成分系が低C−低Si−低P−V −AJ系
で構成されていることである。
ところは、成分系が低C−低Si−低P−V −AJ系
で構成されていることである。
一般に、鋼の組織がマルテンサイトからペイナ・イトさ
らにフェライトに変化するにつれ焼もどしぜい性は減少
することが知られている。
らにフェライトに変化するにつれ焼もどしぜい性は減少
することが知られている。
この点からます低C化はHAZの焼もどしぜい性を小さ
くするために望ましいことになる。
くするために望ましいことになる。
またSi 、 Mnの低減と、PときにはさらにSb。
As 、 Snなどの不純物元素の低減は母材における
と同様にHAZの焼もどしぜい性を小さくするのに役立
つので有用である。
と同様にHAZの焼もどしぜい性を小さくするのに役立
つので有用である。
こ\に発明者らは進んで適量のVとAJ ?同時添加す
ることにより焼もどしぜい性を大幅に改善できることを
発見した。
ることにより焼もどしぜい性を大幅に改善できることを
発見した。
■の効果は最高加熱温度が1250℃にも至るHAZの
組織を微細化する作用によるものであり、そしてAIの
効果はHAZ全域における微細化作用によるものである
。
組織を微細化する作用によるものであり、そしてAIの
効果はHAZ全域における微細化作用によるものである
。
この発明は、O: 0.05〜0.15%、 si−:
0.1%以下、 Mn : 0.20〜0.90%、
Or : 1.00〜3.50 % 、 Mo :
0.40〜1.50 % テあッテ、V二0.02〜0
.15%とAJ : 0.01〜0.1θ%およびN:
o、ooa〜0.012%を含み、P : 0.010
%以下。
0.1%以下、 Mn : 0.20〜0.90%、
Or : 1.00〜3.50 % 、 Mo :
0.40〜1.50 % テあッテ、V二0.02〜0
.15%とAJ : 0.01〜0.1θ%およびN:
o、ooa〜0.012%を含み、P : 0.010
%以下。
S: 0.015%以下に規制し、残部は実質的にFe
の組成またはさらに0.30%以下のQuまたはこれに
加えて0.30%以下のHlと、0.04%以下のHb
とのうち、少くとも1種の含有を、上記した課題の解決
手段とするものである。
の組成またはさらに0.30%以下のQuまたはこれに
加えて0.30%以下のHlと、0.04%以下のHb
とのうち、少くとも1種の含有を、上記した課題の解決
手段とするものである。
この発明によれば、上記の対策の適切な活用で溶接入熱
量15〜55 KJ/、の場合に、第1図に示し後述す
る。HAZのGEタイプのステラフリーリング処理によ
る、焼もどしぜい化量、Δv’rrs金、40°0以下
に抑えることが可能であり、ぜい化量のv’rrsは低
温となる。
量15〜55 KJ/、の場合に、第1図に示し後述す
る。HAZのGEタイプのステラフリーリング処理によ
る、焼もどしぜい化量、Δv’rrs金、40°0以下
に抑えることが可能であり、ぜい化量のv’rrsは低
温となる。
次に各成分の限定理由を述べる。
0 : 0.05〜0.15%
atユHAZの組織をマルテンサイト主体の組織からベ
イナイト主体の組織に変えて耐焼もどしぜい性を向上さ
せるために上限を0.15%とした。
イナイト主体の組織に変えて耐焼もどしぜい性を向上さ
せるために上限を0.15%とした。
また強度確保の点から下限−i 0.05%とした。
5i(0,1%
Siは焼もどしぜい性を促進する元素であり、低いほど
望ましいが製鋼上幾分かは必要なので0.1%以下とし
念。
望ましいが製鋼上幾分かは必要なので0.1%以下とし
念。
In : 0.20〜0.90%
Mnは強度、じん性上不可欠の元素であり、0.20%
未満ではその効果があがらないので下限を0.20%と
した。一方0.90%を超すと耐焼もどしぜい性に悪影
響を与えるので上限を0.90%とした。
未満ではその効果があがらないので下限を0.20%と
した。一方0.90%を超すと耐焼もどしぜい性に悪影
響を与えるので上限を0.90%とした。
cr : 1.00〜3.50 %Qrは高温高圧
下での耐食性、耐水素侵食性および耐酸化性を増加する
ために少くとも1.00%は必要であるが、通常化学プ
ラント用圧力谷器は内面にステンレス鋼のオーバーレイ
を施して使用するので3.50%以上はほとんど必要な
い。したがって下限’t 1.00%とし、上限を8.
50%とした。
下での耐食性、耐水素侵食性および耐酸化性を増加する
ために少くとも1.00%は必要であるが、通常化学プ
ラント用圧力谷器は内面にステンレス鋼のオーバーレイ
を施して使用するので3.50%以上はほとんど必要な
い。したがって下限’t 1.00%とし、上限を8.
50%とした。
No : 0.40〜1.50%
Noは耐水素侵食性や高温強度を高めるとともに耐焼t
どじぜい性を改善するために少くとも0.40%以上は
必要であるが、1.50%を超すと溶接性が悪化するの
で0.40〜1.50%の範囲に限定した。
どじぜい性を改善するために少くとも0.40%以上は
必要であるが、1.50%を超すと溶接性が悪化するの
で0.40〜1.50%の範囲に限定した。
V : 0.02〜0.15%
■は最高加熱温度1250 ℃以下でHAZの組織を顕
著に微細化し、焼もどしぜい化量の減少およびぜい化処
理前の遷移温度を低下させる効果によp添加するが0.
02株満ではその効果が顕著でないので、下限fc0.
02%とした。捷た一方o、15%を超えるとSR割れ
感受性を著しく大きくするので上限全0.15%とした
。
著に微細化し、焼もどしぜい化量の減少およびぜい化処
理前の遷移温度を低下させる効果によp添加するが0.
02株満ではその効果が顕著でないので、下限fc0.
02%とした。捷た一方o、15%を超えるとSR割れ
感受性を著しく大きくするので上限全0.15%とした
。
Al : 0.01〜0.10 %
AAはHAZ全域の組織を微細化し、焼もどしぜい化i
t低減させるために添加する。この効果はAIがVと共
存することにより、よV顕著となる。しかし一方AIが
0.01%未満ではその効果が小さく、0.10%を超
えて添加してもその効果は飽和し、逆に鋼の清浄度を害
するので下限を0.01%とし、上限を0.10%とし
た。
t低減させるために添加する。この効果はAIがVと共
存することにより、よV顕著となる。しかし一方AIが
0.01%未満ではその効果が小さく、0.10%を超
えて添加してもその効果は飽和し、逆に鋼の清浄度を害
するので下限を0.01%とし、上限を0.10%とし
た。
N : 0.003〜0.012%
Nは■やAlと反応してそれらの窒化物を形成し、前述
のV −t’ AIの効果を有効に発揮させるために必
要である。一方o、ooa%未満ではその効果が小さく
0.012%を超えると靭性を悪くするので下限をo
、ooa%とし、上限を0.012%とした。
のV −t’ AIの効果を有効に発揮させるために必
要である。一方o、ooa%未満ではその効果が小さく
0.012%を超えると靭性を悪くするので下限をo
、ooa%とし、上限を0.012%とした。
P≦0.010%、 S (0,015%Pは焼もどし
ぜい性の主因となる元素であるので上限’i 0.01
0%とした。Sは多すぎるとじん性を劣化するので上限
@ 0.015%とした。
ぜい性の主因となる元素であるので上限’i 0.01
0%とした。Sは多すぎるとじん性を劣化するので上限
@ 0.015%とした。
なi−p、s以外の不可避混入不純物としてのSn 、
S’oおよびAsなども極力低減することかのぞ−ま
しい。
S’oおよびAsなども極力低減することかのぞ−ま
しい。
以上の成分の他に鋼の強度を上げるためにはaulたは
これとNiあるいはNbを添加することができる。こ\
にOu 、 Gu + NiおよびNbは以下のべる作
用効果に関し同効である。
これとNiあるいはNbを添加することができる。こ\
にOu 、 Gu + NiおよびNbは以下のべる作
用効果に関し同効である。
Quは強度上昇に有効でらるが熱間ぜい性を起す元素で
あるのでその含有量’6 o、ao%以下としたが、C
Uの熱間ぜい性を防止するためNi f添加するを可と
する。しかし0.30%を超える必要はないのでNiは
0.30%以下とした。
あるのでその含有量’6 o、ao%以下としたが、C
Uの熱間ぜい性を防止するためNi f添加するを可と
する。しかし0.30%を超える必要はないのでNiは
0.30%以下とした。
Nbはやはり強度上昇のためとくに0.005%以上で
効果があられれるが、0.04%金超えて添加すると焼
もどしぜい化量が大きくなるので上限を0.04%とし
た。
効果があられれるが、0.04%金超えて添加すると焼
もどしぜい化量が大きくなるので上限を0.04%とし
た。
表1にこの発明に従う鋼(A)〜(1)と比較のための
鋼(J)〜(社)の化学成分を示す。
鋼(J)〜(社)の化学成分を示す。
これらの供試@は、950℃X10h−+Wqの焼入れ
後、680°0X5h→AOの焼もどしした母材を用い
て20 KJ/、、nの浴接入熱量で抜機アーク溶接継
手を、また4+ OKJ/crILの溶接入熱量でサブ
マージアーク溶接継手を作成した。各溶接後、それぞれ
の溶接継手に690℃×20hのSR処理を行ったもの
と、その上にさらに加速脆化処理を行うために第1図に
示すGEタイプのステップクーリング処理を行ったもの
のHAZから採取した試験片につきシャルピー衝撃試験
を次行った。
後、680°0X5h→AOの焼もどしした母材を用い
て20 KJ/、、nの浴接入熱量で抜機アーク溶接継
手を、また4+ OKJ/crILの溶接入熱量でサブ
マージアーク溶接継手を作成した。各溶接後、それぞれ
の溶接継手に690℃×20hのSR処理を行ったもの
と、その上にさらに加速脆化処理を行うために第1図に
示すGEタイプのステップクーリング処理を行ったもの
のHAZから採取した試験片につきシャルピー衝撃試験
を次行った。
試験結果を第2図に示す。
図から明らかなようにこの発明に従いI(AZは脆化処
理前のN移温度が低温であることに加え、脆化処理によ
る遷移温度の上昇量も極めて少ないことが明白である。
理前のN移温度が低温であることに加え、脆化処理によ
る遷移温度の上昇量も極めて少ないことが明白である。
この発明によれば圧力容器のQr −No鋼の溶接継手
部のHA Zにおける耐焼もどしぜい性を大幅に向上さ
せ、脆化処理後の遷移温度も低温に維持し、高温高圧下
で操業される、とくにプラント用圧力容器の使途にすぐ
れた耐焼もどじぜい性を呈する。
部のHA Zにおける耐焼もどしぜい性を大幅に向上さ
せ、脆化処理後の遷移温度も低温に維持し、高温高圧下
で操業される、とくにプラント用圧力容器の使途にすぐ
れた耐焼もどじぜい性を呈する。
第1図はGEタイプのステップクーリング条件の熱サイ
クル図、 第2図はHAZのぜい化処理前後の衝撃試験結果を示す
グラフである。 /#許出出願人川崎製鉄株式会社
クル図、 第2図はHAZのぜい化処理前後の衝撃試験結果を示す
グラフである。 /#許出出願人川崎製鉄株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量百分率で示す成分含有量がO: 0.05〜0
.15%、 si : o、i%以下、 In : 0
.20〜0.90%、 (3r : 1.00〜8.5
0%、 No : 0.40〜1.50%であって、V
: 0.02〜0.15%とAl : 0.01〜0
.10%およびN : 0.008〜0.012%を含
み、P : 0.010%以下、S二0.015%以下
に規制し、残部は実質的にFeの組成に成る溶接熱影響
部の耐焼もどじぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼。 九 重量百分率で示す成分含有量がO二0.05〜0.
15%、 Si : 0.1%以下、 Mn : 0.
20〜0.90%、 (3r : 1.00〜8.50
%、 MO: 0.40〜1.50%であってv :
o、og〜0.15%とAl: 0.01〜0.10%
、およびN O,008〜0.012%を含み、さらに
0.30%以下のCutたけこれに加えて0.80%以
下のNiと、0.04%以下のNbとのうち、少くとも
1種を含有し、P : 0.010%以下、 S :
0.015%以下に規制し、残部は実質的にFeの組成
に成る溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロ
ム・モリブデン鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18877382A JPS5980755A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18877382A JPS5980755A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5980755A true JPS5980755A (ja) | 1984-05-10 |
Family
ID=16229523
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18877382A Pending JPS5980755A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 溶接熱影響部の耐焼きもどしぜい性の優れたクロム・モリブデン鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5980755A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6148559A (ja) * | 1984-08-15 | 1986-03-10 | Nippon Steel Corp | 高温強度、耐水素侵食性を向上した低合金耐熱鋼帯 |
JPS6362848A (ja) * | 1986-09-04 | 1988-03-19 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度低合金耐熱鋼 |
US6379611B1 (en) | 1999-08-18 | 2002-04-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High strength, low alloy, heat resistant steel |
JP2016079427A (ja) * | 2014-10-10 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 高温強度および靭性に優れた鋼板およびその製造方法 |
WO2022131570A1 (ko) * | 2020-12-16 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 고온 pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 |
-
1982
- 1982-10-27 JP JP18877382A patent/JPS5980755A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6148559A (ja) * | 1984-08-15 | 1986-03-10 | Nippon Steel Corp | 高温強度、耐水素侵食性を向上した低合金耐熱鋼帯 |
JPS634900B2 (ja) * | 1984-08-15 | 1988-02-01 | Shinnippon Seitetsu Kk | |
JPS6362848A (ja) * | 1986-09-04 | 1988-03-19 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度低合金耐熱鋼 |
US6379611B1 (en) | 1999-08-18 | 2002-04-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High strength, low alloy, heat resistant steel |
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WO2022131570A1 (ko) * | 2020-12-16 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 고온 pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 |
KR20220085993A (ko) * | 2020-12-16 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 고온 pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 |
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