JPS60162758A - 極厚溶接構造用高靭性鋼 - Google Patents
極厚溶接構造用高靭性鋼Info
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- JPS60162758A JPS60162758A JP1629684A JP1629684A JPS60162758A JP S60162758 A JPS60162758 A JP S60162758A JP 1629684 A JP1629684 A JP 1629684A JP 1629684 A JP1629684 A JP 1629684A JP S60162758 A JPS60162758 A JP S60162758A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、原子カプラントや化学プラントなどの圧力
容器や反応容器に使用される板厚７５−程度以上の極厚
溶接構造用Ｍｎ −Ｎｉ −Ｍｏ鋼に関し、特に電子ビ
ーム溶接を行なうに適ししかも高靭性を有する極厚Ｍｎ
−Ｎｉ −Ｍｏ鋼に関するものである。
容器や反応容器に使用される板厚７５−程度以上の極厚
溶接構造用Ｍｎ −Ｎｉ −Ｍｏ鋼に関し、特に電子ビ
ーム溶接を行なうに適ししかも高靭性を有する極厚Ｍｎ
−Ｎｉ −Ｍｏ鋼に関するものである。
一般に原子カプラントや化学プラントなどの圧力容器や
反応容器に使用される鋼材には、優れた溶接性と、高い
機械的強度および高靭性を有することが要求される。そ
して特に原子炉容器材料としては板厚が通常７５１１１
１程度以上の極厚材が使用されることが多く、最近では
原子炉の高出力化等から、板厚が２００Ｗ以上にも及ぶ
超極厚材も使用されるようになシ、そのため肉厚方向の
全断面にわたって上記各特性が保証されることが必要と
されている。
反応容器に使用される鋼材には、優れた溶接性と、高い
機械的強度および高靭性を有することが要求される。そ
して特に原子炉容器材料としては板厚が通常７５１１１
１程度以上の極厚材が使用されることが多く、最近では
原子炉の高出力化等から、板厚が２００Ｗ以上にも及ぶ
超極厚材も使用されるようになシ、そのため肉厚方向の
全断面にわたって上記各特性が保証されることが必要と
されている。
従来、この種の用途に適した鋼材としては、Ｍｎ −Ｎ
ｉ −Ｍｏを主成分系とし、焼入れ焼もどしを施したた
とえばＡＳＴＭ規格でＡ３３３系の鋼（ＪＩＳＳＱＶ系
に相当）やＡ３０８系の鋼（ＪＩＳ ５ＦＶＱ系に相当
）が知られている。この系の鋼は、Ｍｎ 。
ｉ −Ｍｏを主成分系とし、焼入れ焼もどしを施したた
とえばＡＳＴＭ規格でＡ３３３系の鋼（ＪＩＳＳＱＶ系
に相当）やＡ３０８系の鋼（ＪＩＳ ５ＦＶＱ系に相当
）が知られている。この系の鋼は、Ｍｎ 。
Ｎｉ 、 Ｍｏを主合金成分として含有するものでｓｂ
、前述のような要求に対しである程度は応えることがで
きる。しかしながら板厚７５−程度以上の極厚材、と９
わけ２００Ｗ程度以上の超極厚材の場合には肉厚中心部
まで充分に焼入れることか不可能であるから、内部まで
均一な強度、靭性を確保することが困難であフ、シたが
って安全性が重視される原子カプラント等の材料として
は未だ満足できるものではなかった。そこでこの種の極
厚鋼材の不完全焼入組織の靭性向上の方策について種１
■検討がなされ、最近では例えば特開昭５３−１１９７
１７号公報に示されるように、オーステナイト粒を薇細
化した後に焼入れ一焼もどしを行ない、微細なベイナイ
ト組織を得て高靭性を確保し得るようにＡＪ 、 Ｎ等
の成分を設定する方法が提案されている。
、前述のような要求に対しである程度は応えることがで
きる。しかしながら板厚７５−程度以上の極厚材、と９
わけ２００Ｗ程度以上の超極厚材の場合には肉厚中心部
まで充分に焼入れることか不可能であるから、内部まで
均一な強度、靭性を確保することが困難であフ、シたが
って安全性が重視される原子カプラント等の材料として
は未だ満足できるものではなかった。そこでこの種の極
厚鋼材の不完全焼入組織の靭性向上の方策について種１
■検討がなされ、最近では例えば特開昭５３−１１９７
１７号公報に示されるように、オーステナイト粒を薇細
化した後に焼入れ一焼もどしを行ない、微細なベイナイ
ト組織を得て高靭性を確保し得るようにＡＪ 、 Ｎ等
の成分を設定する方法が提案されている。
ところで最近では原子カプラントあるいは化学プラント
の圧力容器や反応容器を組立てる際に電子ビーム溶接法
を適用することが考えられている。
の圧力容器や反応容器を組立てる際に電子ビーム溶接法
を適用することが考えられている。
電子ビーム溶接は高真空中で行なう関係上、Ｎや０など
のガス成分が多い鋼の場合、溶接部にブローホールが発
生し易く、シたがって電子ビーム溶接を適用する鋼材は
低窒素、低酸素鋼でなければならないことがこれまでの
研究で明らかにされている。そしてまた鋼の低窒素化は
、造船用大入熱鋼板などで種々調査されているように、
大入熱時の溶接熱影響部（以下）ＩＡＺと記す）の靭性
を改善する効果をもたらすことが判明している。しかし
ながら母材部分については、低窒素化は熱処理時のオー
ステナイト粒を粗大化して靭性を劣化させる不利益をも
たらすから、前記用途の如く母材、ＨＡＺの両者にとも
に高靭性が要求される鋼材については、低窒素化するこ
とは問題があるとされていた。
のガス成分が多い鋼の場合、溶接部にブローホールが発
生し易く、シたがって電子ビーム溶接を適用する鋼材は
低窒素、低酸素鋼でなければならないことがこれまでの
研究で明らかにされている。そしてまた鋼の低窒素化は
、造船用大入熱鋼板などで種々調査されているように、
大入熱時の溶接熱影響部（以下）ＩＡＺと記す）の靭性
を改善する効果をもたらすことが判明している。しかし
ながら母材部分については、低窒素化は熱処理時のオー
ステナイト粒を粗大化して靭性を劣化させる不利益をも
たらすから、前記用途の如く母材、ＨＡＺの両者にとも
に高靭性が要求される鋼材については、低窒素化するこ
とは問題があるとされていた。
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、電
子ビーム溶接施工に適したものとするべく低窒素化する
と同時に、充分な靭性をも確保しだ極厚Ｍｎ −Ｎｉ
−Ｍｏ鋼を提供することを目的とするものである。
子ビーム溶接施工に適したものとするべく低窒素化する
と同時に、充分な靭性をも確保しだ極厚Ｍｎ −Ｎｉ
−Ｍｏ鋼を提供することを目的とするものである。
本発明者等は、上述の目的を達成するべく、低窒素化し
た極厚のＭｎ −Ｎｉ −Ｍｏ鋼におして靭性を向上さ
せるための実験を鋭意性なった結果、Ｔｉの添加が顕著
な効果をもたらすことを見出し、この発明をなすに至っ
たのである。
た極厚のＭｎ −Ｎｉ −Ｍｏ鋼におして靭性を向上さ
せるための実験を鋭意性なった結果、Ｔｉの添加が顕著
な効果をもたらすことを見出し、この発明をなすに至っ
たのである。
すなわちこの発明の極厚溶接構造用高靭性鋼は、ＣＯ，
１５〜０．２５チ、８ｉ０．０１〜０．５０チ、Ｍｎ
Ｏ，５０〜１．８０ ％、Ｎｉ ０．３０〜１．１ Ｏ
Ｓ、Ｃｒ ０．０５〜０．２５ ％ ｓ Ｍｅ Ｏ，３
５〜０．８０４１ＡＡ’０．０３％以下、ＮＯ，００５
０俤未満、およびＴｉ Ｏ，００５〜０．０３０ ％を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よシなること
を特徴とするものである。
１５〜０．２５チ、８ｉ０．０１〜０．５０チ、Ｍｎ
Ｏ，５０〜１．８０ ％、Ｎｉ ０．３０〜１．１ Ｏ
Ｓ、Ｃｒ ０．０５〜０．２５ ％ ｓ Ｍｅ Ｏ，３
５〜０．８０４１ＡＡ’０．０３％以下、ＮＯ，００５
０俤未満、およびＴｉ Ｏ，００５〜０．０３０ ％を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よシなること
を特徴とするものである。
以下この発明についてさらに詳細に説明する。
先ずこの発明をなすに至った基礎実験について説明する
と、本発明者等は、Ｃ０，２０チ、ＳｉＯ，２５％ 、
Ｍｎ １．４５ ｆｂ １Ｎｒ ０．７５ ％、ＣｒＯ
，１５チ、Ｍｏ Ｏ，５５チ、ＡｌＯ，’Ｏｌ Ｓチ、
ＮＯ，００４０俤をペースとし、ＴＩ含有量を種々変化
させた鋼について、９００℃に４時間保持後空冷し、さ
らに８８０℃に４時間保持後、２００Ｉａｍ厚での水冷
に相当する冷却による焼入れを行ない、次いで６６０℃
において８時間加熱後空冷した後６２０℃で５０時間加
熱後炉冷する焼もどし処理を行なって、破面遷移温度を
調べた。その結果をＴｉ含有量に対応して第１図に示す
。この実験は上記の如くＮ含有量が低め鋼について行な
ったものであるが、このように低窒素鋼の場合でも第１
図から明らかなようにｏ、 ｏ ｏ ｓ １以上のＴｉ
を加えることによって靭性を改善し得ることが判明した
。したがってこの発明においては低窒素のＭｎ −Ｎｉ
−Ｍ。
と、本発明者等は、Ｃ０，２０チ、ＳｉＯ，２５％ 、
Ｍｎ １．４５ ｆｂ １Ｎｒ ０．７５ ％、ＣｒＯ
，１５チ、Ｍｏ Ｏ，５５チ、ＡｌＯ，’Ｏｌ Ｓチ、
ＮＯ，００４０俤をペースとし、ＴＩ含有量を種々変化
させた鋼について、９００℃に４時間保持後空冷し、さ
らに８８０℃に４時間保持後、２００Ｉａｍ厚での水冷
に相当する冷却による焼入れを行ない、次いで６６０℃
において８時間加熱後空冷した後６２０℃で５０時間加
熱後炉冷する焼もどし処理を行なって、破面遷移温度を
調べた。その結果をＴｉ含有量に対応して第１図に示す
。この実験は上記の如くＮ含有量が低め鋼について行な
ったものであるが、このように低窒素鋼の場合でも第１
図から明らかなようにｏ、 ｏ ｏ ｓ １以上のＴｉ
を加えることによって靭性を改善し得ることが判明した
。したがってこの発明においては低窒素のＭｎ −Ｎｉ
−Ｍ。
鋼に０．００５１以上のＴｉを添加することとしたので
ある。
ある。
次にこの発明の鋼における各成分の限定理由を説明する
。
。
Ｃ： Ｃは強度を確保するために少なくとも０、１５
％を必要とするが、０．２５％を越えれば低温靭性や溶
接性を劣化させるから、０．１５〜０．２５俤の範囲内
とした。
％を必要とするが、０．２５％を越えれば低温靭性や溶
接性を劣化させるから、０．１５〜０．２５俤の範囲内
とした。
Ｓｉ：Ｓｉは通常の製鋼過程において脱酸に有効な元素
′であり、また強度向上にも有効な元素であって、少な
くとも０．０１％は含有されるが、０．５０−を越えれ
ば低温靭性を劣化させるから、０．０１〜０．５０チの
範囲内とした。
′であり、また強度向上にも有効な元素であって、少な
くとも０．０１％は含有されるが、０．５０−を越えれ
ば低温靭性を劣化させるから、０．０１〜０．５０チの
範囲内とした。
Ｍｎ： 強度確保のため少なくとも０，５０チを必要と
するが、１．８０％を越えれば低温靭性や溶接性を劣化
させるから、０．５０〜１．８０ ％の範囲内とした。
するが、１．８０％を越えれば低温靭性や溶接性を劣化
させるから、０．５０〜１．８０ ％の範囲内とした。
Ｎｉ： 強度と低温靭性の改善のために少なくとも０、
３０ ％を必要とするが、１．１０％を越えれば低温靭
性改善の効果が小さくなシ、また高価な元素であるとこ
ろから、０．３０〜１．１ ＯＳの範囲内とした。
３０ ％を必要とするが、１．１０％を越えれば低温靭
性改善の効果が小さくなシ、また高価な元素であるとこ
ろから、０．３０〜１．１ ＯＳの範囲内とした。
Ｃ「： 強度と低温靭性の改善のために少なくとも００
５チを必要とするが、０．２５％を越えればＳＲ割れ感
受性が高くなるから、０．０５〜０゜２５チの範囲内に
限定した。
５チを必要とするが、０．２５％を越えればＳＲ割れ感
受性が高くなるから、０．０５〜０゜２５チの範囲内に
限定した。
Ｍｏ二 強度と靭性改善のために少なくとも０．３５チ
を必要とするが、ｏ、ｓｏｓを越えれば溶接性が劣化す
るから、０．３５〜０．８０ ％の範囲内に限定した。
を必要とするが、ｏ、ｓｏｓを越えれば溶接性が劣化す
るから、０．３５〜０．８０ ％の範囲内に限定した。
Ｔｉ： この発明で対象とする鋼のようにＮを減少させ
ればオーステナイト粒が粗大化して母材の低温靭性が低
下するが、前述の実験結果で示したようにこの問題に対
してはＴｉの添加が有効である。
ればオーステナイト粒が粗大化して母材の低温靭性が低
下するが、前述の実験結果で示したようにこの問題に対
してはＴｉの添加が有効である。
すなわちＴｉを０．００５ ％以上添加することによっ
てＴｉ添加による細粒化効果が発揮され、低窒素鋼でも
靭性の劣化を抑制することができる。しかしながらＴｉ
が過剰に添加されれば溶接性を劣化させたシ、造塊時に
粗大なＴｉＮが生成されて靭性を劣化させるから、上限
を０．０３０ ｑ６とした。
てＴｉ添加による細粒化効果が発揮され、低窒素鋼でも
靭性の劣化を抑制することができる。しかしながらＴｉ
が過剰に添加されれば溶接性を劣化させたシ、造塊時に
粗大なＴｉＮが生成されて靭性を劣化させるから、上限
を０．０３０ ｑ６とした。
Ａｌ二 通常の製鋼過程において脱酸に使用されるが、
過剰に含有されれば靭性を劣化させるから、０．０３０
−以下に規制した。
過剰に含有されれば靭性を劣化させるから、０．０３０
−以下に規制した。
Ｎ： Ｎはオーステナイト粒を微細化し低温靭性を改善
する作用を有するが、ＨＡＺの低温靭性を劣化させ、ま
た電子ビーム溶接においてプローホールを発生させ易く
して電子ビーム溶接施工性を劣化させるから、この発明
の鋼ではｏ、 ｏ ｏ ｓ Ｏ１未満とした。
する作用を有するが、ＨＡＺの低温靭性を劣化させ、ま
た電子ビーム溶接においてプローホールを発生させ易く
して電子ビーム溶接施工性を劣化させるから、この発明
の鋼ではｏ、 ｏ ｏ ｓ Ｏ１未満とした。
以下にこの発明の実施例を比較例とともに示す。
第１表の試料番号Ａ−ＥＫ示す組成の鋼について、９０
０℃で４時間加熱後空冷し、さらに８８０℃で４時間加
熱後、２００１ａＩ厚の水冷に相当する冷却条件で焼入
れし、その後６６０℃で８時間加熱して空冷した。得ら
れた各鋼材について一部は電子ビーム溶接を行なってＸ
線透過試験に供し、溶接欠陥の有無を調べた。また残シ
の部分については、さらに６２０°で５０時間加熱後炉
冷し、引張試験および衝撃試験を行なった。これらの試
験結果を第２表に示す。
０℃で４時間加熱後空冷し、さらに８８０℃で４時間加
熱後、２００１ａＩ厚の水冷に相当する冷却条件で焼入
れし、その後６６０℃で８時間加熱して空冷した。得ら
れた各鋼材について一部は電子ビーム溶接を行なってＸ
線透過試験に供し、溶接欠陥の有無を調べた。また残シ
の部分については、さらに６２０°で５０時間加熱後炉
冷し、引張試験および衝撃試験を行なった。これらの試
験結果を第２表に示す。
第２表：試験結果
第１表、第２表に示されるように、比較例の鋼ＡはＮ含
有量が０．００９５ ％と高いものであるが、この場合
には電子ビーム溶接時に欠陥が発生した。
有量が０．００９５ ％と高いものであるが、この場合
には電子ビーム溶接時に欠陥が発生した。
また比較例の鋼ＢはＮ含有量が０．００４１％と低いが
Ｔｉを添加しなかったものであシ、この場合には一１２
℃における衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１２）および破
面遷移温度（ｖＴｒｓ）の値から靭性が劣ることが明ら
かである。一方この発明の実施例の鋼Ｃ，Ｄ、Ｅはいず
れも母材の靭性が高くしかも電子ビーム溶接による欠陥
が生じないことが確認された。
Ｔｉを添加しなかったものであシ、この場合には一１２
℃における衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１２）および破
面遷移温度（ｖＴｒｓ）の値から靭性が劣ることが明ら
かである。一方この発明の実施例の鋼Ｃ，Ｄ、Ｅはいず
れも母材の靭性が高くしかも電子ビーム溶接による欠陥
が生じないことが確認された。
以上の説明で明らかなようにこの発明のＭｎ −Ｎｉ
−Ｍｏ鋼は、原子カプラントや化学プラントの圧力容器
や反応容器に使用される極厚溶接構造用鋼として充分な
靭性を有するとともに、電子ビーム溶接を適用する場合
にもブローホールによる欠陥が生じ難く、シたがって電
子ビーム溶接にょシこの種の容器を組立てるに用いて高
い信頼性を得ることができる。
−Ｍｏ鋼は、原子カプラントや化学プラントの圧力容器
や反応容器に使用される極厚溶接構造用鋼として充分な
靭性を有するとともに、電子ビーム溶接を適用する場合
にもブローホールによる欠陥が生じ難く、シたがって電
子ビーム溶接にょシこの種の容器を組立てるに用いて高
い信頼性を得ることができる。
ｉｆ図はＴｉ以外の成分含有量がこの発明の範囲内の鋼
について、Ｔｉ含有量を変化させた場合の破面遷移温度
の変化を示す相関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 （ほか１名）
について、Ｔｉ含有量を変化させた場合の破面遷移温度
の変化を示す相関図である。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 （ほか１名）
Claims (1)
- ＣＯ，１５〜０．２５チ（重量％、以下同じ）、Ｓｉ
Ｏ，０１〜０．５０ ％、Ｍｎ ０．５０〜１．８０
Ｔｏ、Ｎｉ ０．３０〜１．１ ＯＳ、Ｃｒ ０．０５
〜０．２５ ％、Ｍｏ Ｏ−３５〜０−８０ ％ 、Ａ
Ｊ Ｏ，０３％以下、Ｎｏ、 ００５０１未満、オヨび
Ｔｉ Ｏ，００５〜０．０３０チを含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物よりなることを特徴とする極厚溶
接構造用高靭性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1629684A JPS60162758A (ja) | 1984-02-01 | 1984-02-01 | 極厚溶接構造用高靭性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1629684A JPS60162758A (ja) | 1984-02-01 | 1984-02-01 | 極厚溶接構造用高靭性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60162758A true JPS60162758A (ja) | 1985-08-24 |
Family
ID=11912579
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1629684A Pending JPS60162758A (ja) | 1984-02-01 | 1984-02-01 | 極厚溶接構造用高靭性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60162758A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6434598A (en) * | 1987-07-31 | 1989-02-06 | Nippon Steel Corp | Steel for marine structure with 40-60kg class tensile strength |
| JPS6434599A (en) * | 1987-07-31 | 1989-02-06 | Nippon Steel Corp | Steel for pressure vessel with 40-60kg class tensile strength |
| KR100482217B1 (ko) * | 2000-08-24 | 2005-04-13 | 주식회사 포스코 | 인성이 우수한 Ｍｎ-Ｍｏ-Ｎｉ계 압력용기용 강 |
| JP2013249497A (ja) * | 2012-05-30 | 2013-12-12 | Kobe Steel Ltd | 耐水素割れ性に優れた鍛鋼材 |
| CN110273110A (zh) * | 2018-03-13 | 2019-09-24 | 吉林化工学院 | 一种抗氧化钢的制备方法 |
| JP2021008653A (ja) * | 2019-07-02 | 2021-01-28 | 日本製鉄株式会社 | 低温靱性に優れる圧力容器用鋼板 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5123423A (en) * | 1974-08-22 | 1976-02-25 | Kawasaki Steel Co | Jinseinoryokona hichoshitsukochoryokuko |
| JPS5128518A (ja) * | 1974-09-04 | 1976-03-10 | Nippon Kokan Kk | Atsuenchotsukakuhokonoteionjinseinisugureta teionyokochoryokuko |
-
1984
- 1984-02-01 JP JP1629684A patent/JPS60162758A/ja active Pending
Patent Citations (2)
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|---|---|---|---|---|
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