JPS6312935B2 - - Google Patents
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- JPS6312935B2 JPS6312935B2 JP54098057A JP9805779A JPS6312935B2 JP S6312935 B2 JPS6312935 B2 JP S6312935B2 JP 54098057 A JP54098057 A JP 54098057A JP 9805779 A JP9805779 A JP 9805779A JP S6312935 B2 JPS6312935 B2 JP S6312935B2
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Description
この発明は、中・高温圧力容器用Cr−Mo鋼に
関し、なかでも溶接後、とくに高温、長時間の応
力除去焼鈍を行なつても強度、靭性の劣化がな
い、耐SR脆化特性のすぐれ、引張強さ53Kg／mm2
以上の中・高温圧力容器用Cr−Mo鋼を提案する
ものである。 この発明は、たとえばASTM A387−11（１
１／４Cr−1/2Mo鋼）、同A387−12（1Cr−1/2Mo
鋼）などで代表される系統のCr−Mo鋼、すなわ
ち石油精製用反応容器をはじめとする化学工業用
の中・高温圧力容器などを製作するのに、従来か
ら一般に広く使用されている鋼材を対象として上
掲の改良を施したものである。 ここで中・高温圧力容器とは操業温度300〜600
℃、操業圧力10〜300Kgｆ／cm2のものを意味する。 最近この種圧力容器の操業条件は、操業の高能
率化を目的に高温化およびまたは高圧化される傾
向にあり、これに対して構造設計面で対処すべく
検討されてはいるが、材料面でもとくに各部材の
肉厚の増加、さもなくば使用材料の高級化などが
指向されている。 このような操業条件の変化に対応した上記二つ
の材料面での対策は、それぞれつぎの問題をもつ
ている。 まず材料の厚肉化は、それに伴つて溶接継手部
における残留応力を著しく上昇させるため、とく
に高温、長時間にわたるような応力除去焼鈍（以
下SR処理と略す）を余儀なくすることであり、
高温長時間にわたるSR処理の焼鈍条件は、たと
えばASTM A387−11および同A387−12または
これらに類似の鋼材として、一般に材質特性上不
適切なところとなり、それというのはこの焼鈍に
より材質、すなわち強度および靭性が著しく劣化
するからである。 ここでいう高温、長時間にわたるSR処理とは、
具体的にはＴ（log ｔ＋20）×10-3、（Ｔ：Ｋ、
ｈ：hr）で示されるテンパーリング・パラメータ
が20〜21となるような温度−時間条件における処
理を意味し、この種鋼材がなお適切な品質を保ち
得るような、上記のテンパーリング・パラメータ
が19.5程度までの焼鈍と比べてA387−11および
A387−12としての所定の品質、すなわち引張強
さ53Kg／mm2以上、２mmＶシヤルビー試験における
０℃の吸収エネルギー10Kg・ｍ以上を保持すべき
要請に関してきわめて過酷な焼鈍といえる。 また一方では、操業中の材質変化感受性は、一
般にその鋼を操業温度より高い温度で前処理する
ことにより低下でき、この前処理温度が操業温度
より高ければ高いほどその効果は大きいと考えら
れていることから、圧力容器などの設計技術の面
では、操業の高温化に伴いますます高温、長時間
にわたるようなSR処理が好んで適用され勝ちで
ある。 さらに加えてこの種圧力容器には、後述の事情
により、ASTMA 387−11、12などと、これら
に対し一段ハイグレードの同A387−22（２ 1/4Cr
−1Mo鋼）などとの溶接継手の混用がしばしば
みられ、これらの継手はより完全な応力除去を狙
つてグレードの高い方の２ 1/4Cr−1Mo鋼に適
する条件でのSR処理が推奨されるところ、この
条件は、もう一方の１ 1/4Cr−1/2Mo鋼にとつ
ては上記のように不適切な高温、長時間のSR処
理に該当することから材質の劣化が懸念されるの
である。 ところで圧力容器の高温高圧操業に伴う材料面
のもう一つの対策は、材料の高級化であり、これ
は例えば１ 1/4Cr−1/2Mo鋼を使用していた部
材を、グレードの高い２ 1/4Cr−1Mo鋼で製作
することである。しかしかような材料変更の場合
は、前述の肉厚の増加という対策の場合以上に材
料費の上昇が大きく、その上２ 1/4Cr−1Mo鋼
は１ 1/4Cr−1/2Mo鋼と比べて操業中の脆化す
なわち焼戻し脆化の感受性がより大きいという不
利な点もある。 従つて操業の高温、高圧化に伴いかような材料
変更のごときが大幅に取り入れられることはない
と考えられるにしても、部分的な材料変更は不可
避でありその結果１ 1/4Cr−1/2Mo鋼と２ 1/4
Cr−1Mo鋼との組み合わせ部材、すなわち異材
溶接継手の如きも次第に増加すると思われる。 かような場合上述のSR処理に伴う問題がます
ます顕在化するのは巳む得ないところとなる。 結局、化学工業用圧力容器につき、操業の高
温、高圧化に対しては、材料面ではむしろ従来ど
おりのグレード材料のたとえばA387−11、12鋼
を使用し、単純に肉厚増加で対処することが最も
好ましいところといえるが、この場合溶接後にこ
の鋼種では従来適用されたことはなく、また適用
すべきものでもなかつたような高温、長時間の
SR処理が肉厚増加の故に不可欠となり、このよ
うなつまり上記のテンパリング・パラメータが20
〜21となる高温、長時間のSR処理を行つても強
度、靭性のすぐれた焼ならし鋼ないしはこれに適
宜焼もどしを付加した焼ならし焼もどし鋼の開発
は、ここに重要である。 しかしながらこの種圧力容器に使用される鋼材
がASTM規格製品であるため、規格を外れた大
幅な成分調整の如きは不可能なことも相まつて、
上記の要請を満たすために克服をすべき問題はき
わめて困難なことであるとされていたのである。 発明者らはこのような難題につき、この鋼種に
対する微量元素と光学顕微鏡組織ならびに機械的
性質の関係を系統的、基礎的に鋭意研究を進めた
結果、上記規格の範囲内においてごく微量のAl
とＢの両者を同時に含有させることにより、厚肉
のＡ−387系Cr−Mo鋼に高温、長時間のSR処理
を施してもきわめてすぐれた強度、靭性が維持さ
れることを見出した。 このAlとＢの共存効果は、とくにこの発明に
従う組成において焼ならし（その後に焼もどしを
付加する場合を含む。以下同じ）を施された鋼が
微細なフエライト＋ベイナイトを主とする組織を
有することと密接不可分な関係がある。 つまり、この発明の組成鋼に焼ならし処理、さ
らに必要に応じ焼もどし処理を行なうことに加え
てこれにテンパーリング・パラメーターが20〜21
のSR処理（応力除去焼なまし）を付与すること
により、100μｍ以下の微細なフエライト＋ベイ
ナイトを90％以上占める組織が得られる。この場
合のフエライトの占積率は多くの場合10〜70％で
ある。 すなわち鋼中、CrおよびまたはMoが下限とす
るところを下まわる鋼、例えばASTM A516−
70鋼のような、フエライト・パーライト鋼や、逆
にそれらが上限を上まわる鋼、例えば上記
ASTM A387−22鋼のような全面ベイナイト組
織をもつ鋼では、上記知見を由来したようなAl
とＢとの共存下で、SRによる強度低下や脆化に
対する抑制効果は全く発揮されない。 ここにAlとＢとの共存は、Al：0.015〜0.12％、
Ｂ：0.0003〜0.0025％においてこの発明の目的に
適合する。 加えてこの発明に用いられる鋼は、よしんば高
温、長時間SRが不要な場合、例えばA387−11と
して適切な条件でSRが施される構造物にあつて
も、AlとＢによる強度ならびに靭性の上昇効果
が有利に寄与し、Ｃ、Mn、Cr、Moなどの溶接
硬化性元素、就中Ｃの含有量をAlおよびＢ無添
加鋼に比べて低減させることが可能である。 それ故この発明に用いられる鋼は、A387−11、
12系統のCr−Mo鋼につき、溶接硬化性および溶
接割れ感受性低下の面でも有用である。 この発明で鋼中成分の範囲を限定する理由は次
のとおりである。 まず鋼の成分範囲についてＣ含有量は化学プラ
ントなどの圧力容器用鋼材として要請される常温
ならびに中・高温域における強度を得るためには
0.03重量％（％表示について以下同じ）を最低限
必要とし、一方溶接硬化性、溶接割れ感受性を考
慮してその弊害を生じない0.20％を上限とする。 次にSiは耐焼もどし脆性や溶接熱影響部の靭性
の点では一般に少ない方が好ましいが、適当な強
度の付与ならびに化学プラントなどでは耐酸化性
の向上のために靭性を損わない量すなわち0.03〜
1.00％を含有することが必要である。 Mnは母材に延性と強度を与えるために0.30％
以上を必要とする反面、強度確保に対してむしろ
CrおよびMoが大きく寄与するため、強度の点で
Mnを大量に使用する必要がない上に、0.70％を
越えると逆に溶接硬化性が上昇し問題が生じるの
で0.70％以下に限定する。 Crは常温ならびに中・高温域における強度、
靭性および耐酸化性を付与するため0.70％以上必
要であり、添加量が増すほどそれらは向上する
が、加工性および溶接性の低下が懸念されるとこ
ろから上限を1.6％とした。 Moは高温短時間強度およびクリープ強度を著
しく高める元素であり、良好な高温特性を付与す
るため少なくとも0.40％必要であり、多ければ多
いほどその効果は大きいが、高価な上多すぎると
溶接性を低下させるので上限を0.70％とした。 Alとくに酸可溶Alは、脱酸および結晶粒微細
化による強度および靭性の向上に大きく寄与する
という従来から熟知される効果のほか、この発明
に従う組成範囲内でＢとの共存がとくに溶接後の
高温、長時間焼鈍すなわちＴ（log ｔ＋20）（Ｔ：
Ｋ、ｔ：hr）で表わしたテンパーリング・パラメ
ータの値20〜21におけるSR処理を受けても高強
度、高靭性を維持させるという、SRによる強度
低下および脆化を抑制する効果をとくに0.015〜
0.12％好ましくは0.05〜0.12％の範囲で発揮する
のでこの範囲に限定した。 Ｂは上記Alとの共存で、前述SR処理による強
度低下および脆化を抑制させる効果が0.0003％未
満では十分にあらわれず、一方0.0025％を超える
と溶接性を阻害する弊害をもたらすので0.0003〜
0.0025％に限定した。 第２の発明においてCu：0.5％以下、Ni：0.5％
以下およびNb：0.05％以下の一種または二種以
上を含有させる理由は、これらがいずれも靭性を
大きく損うことなく強度を上昇させるのに均しく
役立つところにある。これらの元素のそれぞれの
上限値は、これらを超えるとこの種鋼材として必
要な溶接性が失われると同時に経済性の点でも好
ましくないことによる。 またＶ、TiおよびZrのように溶接性などの改
良に寄与する元素も0.05％を限度としてさらに含
有させてもよい。 なおこの発明において、通常の製鋼工程で含有
される程度の不可避的な混入不純物は許容でき
る。すなわちその一般的な限度は、ＰおよびＳに
ついてはいずれも溶接部の高温割れ感受性を高く
するため、それぞれ0.030％以下にすることが好
ましく、一方Ｎは、AlやＶとの共存で結晶粒を
微細化し靭性の向上に役立つので、通常の製鋼工
程で含有される0.0020〜0.0150％は有効である
が、0.0150％を超えるとブローホールなどの発生
により鋼塊性状がわるくなるとともに溶接性も劣
化するので上記の範囲であることが好ましい。 以上この発明の鋼組成の限定理由を説明した
が、かような成分調整の下に溶製したのち常法に
よる圧延又鍛造工程を経てから焼ならし、またさ
らに引続く焼もどしを施して所定の製品とする。 すなわちASTM A387−11、A387−12などで
代表される中・高温圧力容器用Cr−Mo鋼のとく
にSR後の強度および靭性の改善効果は、焼なら
し焼もどし鋼および単に焼ならしのみが施された
鋼において溶接後高温、長時間SRを受けたとき
に現われ、焼入れ焼もどし鋼のごときにあつては
この発明の効果は発揮されない。 従つてこの発明では、一般的な鋼の製造工程、
つまり通常の溶製→圧延または鍛造工程を経てか
らとくに加熱温度900〜950℃の焼きならしの工程
またはその後適宜加熱温度650〜700℃で数時間す
なわちT.P.20.0未満となる時間の焼もどしを施す
工程を経て製品とする。ちなみにこの種Cr−Mo
鋼は焼きならしのままでは靭性は低いが、焼もど
しにより高靭性が付与され、一方焼入れ焼もどし
鋼では、焼入れの急冷処理により全面マルテンサ
イト組識となるのでAlとＢによるこの発明の効
果は発揮され得ない。 この発明に基づく実施例について以下説明す
る。 表１に示す化学組成の鋼のうち記号Ａ、Ｂおよ
びＣはこの発明の鋼成分範囲に属し、また記号Ｄ
は発明の効果を得るにはＢが必須であることを示
す比較鋼さらにＥは従来から市販されている鋼で
ある。 なおこれらの鋼は、いずれも小型高周波誘導加
熱式真空解炉を用いて溶製した100Kg鋼塊を小型
圧延機により板厚20mm、幅230mmに熱間圧延した
ものであり、さらに焼ならし−焼鈍の熱処理を施
した。この焼ならし処理は930℃の加熱炉に装入、
２時間保持後抽出し、とくに12.5mm厚のセラミツ
クス・フアイバー２枚重ねの保温を行なうことに
より板厚中心部の冷却速度を板厚150mm材のそれ
に相当するところの800〜400℃間で４℃／minに
調整したものである。 従つてこれらの各供試鋼は板厚150mm相当の焼
ならし処理を行つた後、670℃×15h｛Ｔ（log ｔ＋
20）×10-3：20.0｝および720℃×14h｛Ｔ（log ｔ
＋20）×10-3：21.0｝の焼なましを行ない、耐SR
脆化特性を比較した。 この発明における要請は、高温高圧操業される
化学プラント用圧力容器に使用される極厚鋼板で
あり、厚板としてもつとも厚い部類に属する板厚
150mmの鋼板の品質が重視されるので、かような
板厚における鋼板に相当する試験材の機械的性質
を上記のようにして調べたわけである。 引張り試験には直径６mm、平行部30mmの丸棒試
片をまた衝撃試験には２mmＶノツチシヤルビー試
片を用いた。引張りおよび衝撃試験結果を表２お
よび第１図に示す。
関し、なかでも溶接後、とくに高温、長時間の応
力除去焼鈍を行なつても強度、靭性の劣化がな
い、耐SR脆化特性のすぐれ、引張強さ53Kg／mm2
以上の中・高温圧力容器用Cr−Mo鋼を提案する
ものである。 この発明は、たとえばASTM A387−11（１
１／４Cr−1/2Mo鋼）、同A387−12（1Cr−1/2Mo
鋼）などで代表される系統のCr−Mo鋼、すなわ
ち石油精製用反応容器をはじめとする化学工業用
の中・高温圧力容器などを製作するのに、従来か
ら一般に広く使用されている鋼材を対象として上
掲の改良を施したものである。 ここで中・高温圧力容器とは操業温度300〜600
℃、操業圧力10〜300Kgｆ／cm2のものを意味する。 最近この種圧力容器の操業条件は、操業の高能
率化を目的に高温化およびまたは高圧化される傾
向にあり、これに対して構造設計面で対処すべく
検討されてはいるが、材料面でもとくに各部材の
肉厚の増加、さもなくば使用材料の高級化などが
指向されている。 このような操業条件の変化に対応した上記二つ
の材料面での対策は、それぞれつぎの問題をもつ
ている。 まず材料の厚肉化は、それに伴つて溶接継手部
における残留応力を著しく上昇させるため、とく
に高温、長時間にわたるような応力除去焼鈍（以
下SR処理と略す）を余儀なくすることであり、
高温長時間にわたるSR処理の焼鈍条件は、たと
えばASTM A387−11および同A387−12または
これらに類似の鋼材として、一般に材質特性上不
適切なところとなり、それというのはこの焼鈍に
より材質、すなわち強度および靭性が著しく劣化
するからである。 ここでいう高温、長時間にわたるSR処理とは、
具体的にはＴ（log ｔ＋20）×10-3、（Ｔ：Ｋ、
ｈ：hr）で示されるテンパーリング・パラメータ
が20〜21となるような温度−時間条件における処
理を意味し、この種鋼材がなお適切な品質を保ち
得るような、上記のテンパーリング・パラメータ
が19.5程度までの焼鈍と比べてA387−11および
A387−12としての所定の品質、すなわち引張強
さ53Kg／mm2以上、２mmＶシヤルビー試験における
０℃の吸収エネルギー10Kg・ｍ以上を保持すべき
要請に関してきわめて過酷な焼鈍といえる。 また一方では、操業中の材質変化感受性は、一
般にその鋼を操業温度より高い温度で前処理する
ことにより低下でき、この前処理温度が操業温度
より高ければ高いほどその効果は大きいと考えら
れていることから、圧力容器などの設計技術の面
では、操業の高温化に伴いますます高温、長時間
にわたるようなSR処理が好んで適用され勝ちで
ある。 さらに加えてこの種圧力容器には、後述の事情
により、ASTMA 387−11、12などと、これら
に対し一段ハイグレードの同A387−22（２ 1/4Cr
−1Mo鋼）などとの溶接継手の混用がしばしば
みられ、これらの継手はより完全な応力除去を狙
つてグレードの高い方の２ 1/4Cr−1Mo鋼に適
する条件でのSR処理が推奨されるところ、この
条件は、もう一方の１ 1/4Cr−1/2Mo鋼にとつ
ては上記のように不適切な高温、長時間のSR処
理に該当することから材質の劣化が懸念されるの
である。 ところで圧力容器の高温高圧操業に伴う材料面
のもう一つの対策は、材料の高級化であり、これ
は例えば１ 1/4Cr−1/2Mo鋼を使用していた部
材を、グレードの高い２ 1/4Cr−1Mo鋼で製作
することである。しかしかような材料変更の場合
は、前述の肉厚の増加という対策の場合以上に材
料費の上昇が大きく、その上２ 1/4Cr−1Mo鋼
は１ 1/4Cr−1/2Mo鋼と比べて操業中の脆化す
なわち焼戻し脆化の感受性がより大きいという不
利な点もある。 従つて操業の高温、高圧化に伴いかような材料
変更のごときが大幅に取り入れられることはない
と考えられるにしても、部分的な材料変更は不可
避でありその結果１ 1/4Cr−1/2Mo鋼と２ 1/4
Cr−1Mo鋼との組み合わせ部材、すなわち異材
溶接継手の如きも次第に増加すると思われる。 かような場合上述のSR処理に伴う問題がます
ます顕在化するのは巳む得ないところとなる。 結局、化学工業用圧力容器につき、操業の高
温、高圧化に対しては、材料面ではむしろ従来ど
おりのグレード材料のたとえばA387−11、12鋼
を使用し、単純に肉厚増加で対処することが最も
好ましいところといえるが、この場合溶接後にこ
の鋼種では従来適用されたことはなく、また適用
すべきものでもなかつたような高温、長時間の
SR処理が肉厚増加の故に不可欠となり、このよ
うなつまり上記のテンパリング・パラメータが20
〜21となる高温、長時間のSR処理を行つても強
度、靭性のすぐれた焼ならし鋼ないしはこれに適
宜焼もどしを付加した焼ならし焼もどし鋼の開発
は、ここに重要である。 しかしながらこの種圧力容器に使用される鋼材
がASTM規格製品であるため、規格を外れた大
幅な成分調整の如きは不可能なことも相まつて、
上記の要請を満たすために克服をすべき問題はき
わめて困難なことであるとされていたのである。 発明者らはこのような難題につき、この鋼種に
対する微量元素と光学顕微鏡組織ならびに機械的
性質の関係を系統的、基礎的に鋭意研究を進めた
結果、上記規格の範囲内においてごく微量のAl
とＢの両者を同時に含有させることにより、厚肉
のＡ−387系Cr−Mo鋼に高温、長時間のSR処理
を施してもきわめてすぐれた強度、靭性が維持さ
れることを見出した。 このAlとＢの共存効果は、とくにこの発明に
従う組成において焼ならし（その後に焼もどしを
付加する場合を含む。以下同じ）を施された鋼が
微細なフエライト＋ベイナイトを主とする組織を
有することと密接不可分な関係がある。 つまり、この発明の組成鋼に焼ならし処理、さ
らに必要に応じ焼もどし処理を行なうことに加え
てこれにテンパーリング・パラメーターが20〜21
のSR処理（応力除去焼なまし）を付与すること
により、100μｍ以下の微細なフエライト＋ベイ
ナイトを90％以上占める組織が得られる。この場
合のフエライトの占積率は多くの場合10〜70％で
ある。 すなわち鋼中、CrおよびまたはMoが下限とす
るところを下まわる鋼、例えばASTM A516−
70鋼のような、フエライト・パーライト鋼や、逆
にそれらが上限を上まわる鋼、例えば上記
ASTM A387−22鋼のような全面ベイナイト組
織をもつ鋼では、上記知見を由来したようなAl
とＢとの共存下で、SRによる強度低下や脆化に
対する抑制効果は全く発揮されない。 ここにAlとＢとの共存は、Al：0.015〜0.12％、
Ｂ：0.0003〜0.0025％においてこの発明の目的に
適合する。 加えてこの発明に用いられる鋼は、よしんば高
温、長時間SRが不要な場合、例えばA387−11と
して適切な条件でSRが施される構造物にあつて
も、AlとＢによる強度ならびに靭性の上昇効果
が有利に寄与し、Ｃ、Mn、Cr、Moなどの溶接
硬化性元素、就中Ｃの含有量をAlおよびＢ無添
加鋼に比べて低減させることが可能である。 それ故この発明に用いられる鋼は、A387−11、
12系統のCr−Mo鋼につき、溶接硬化性および溶
接割れ感受性低下の面でも有用である。 この発明で鋼中成分の範囲を限定する理由は次
のとおりである。 まず鋼の成分範囲についてＣ含有量は化学プラ
ントなどの圧力容器用鋼材として要請される常温
ならびに中・高温域における強度を得るためには
0.03重量％（％表示について以下同じ）を最低限
必要とし、一方溶接硬化性、溶接割れ感受性を考
慮してその弊害を生じない0.20％を上限とする。 次にSiは耐焼もどし脆性や溶接熱影響部の靭性
の点では一般に少ない方が好ましいが、適当な強
度の付与ならびに化学プラントなどでは耐酸化性
の向上のために靭性を損わない量すなわち0.03〜
1.00％を含有することが必要である。 Mnは母材に延性と強度を与えるために0.30％
以上を必要とする反面、強度確保に対してむしろ
CrおよびMoが大きく寄与するため、強度の点で
Mnを大量に使用する必要がない上に、0.70％を
越えると逆に溶接硬化性が上昇し問題が生じるの
で0.70％以下に限定する。 Crは常温ならびに中・高温域における強度、
靭性および耐酸化性を付与するため0.70％以上必
要であり、添加量が増すほどそれらは向上する
が、加工性および溶接性の低下が懸念されるとこ
ろから上限を1.6％とした。 Moは高温短時間強度およびクリープ強度を著
しく高める元素であり、良好な高温特性を付与す
るため少なくとも0.40％必要であり、多ければ多
いほどその効果は大きいが、高価な上多すぎると
溶接性を低下させるので上限を0.70％とした。 Alとくに酸可溶Alは、脱酸および結晶粒微細
化による強度および靭性の向上に大きく寄与する
という従来から熟知される効果のほか、この発明
に従う組成範囲内でＢとの共存がとくに溶接後の
高温、長時間焼鈍すなわちＴ（log ｔ＋20）（Ｔ：
Ｋ、ｔ：hr）で表わしたテンパーリング・パラメ
ータの値20〜21におけるSR処理を受けても高強
度、高靭性を維持させるという、SRによる強度
低下および脆化を抑制する効果をとくに0.015〜
0.12％好ましくは0.05〜0.12％の範囲で発揮する
のでこの範囲に限定した。 Ｂは上記Alとの共存で、前述SR処理による強
度低下および脆化を抑制させる効果が0.0003％未
満では十分にあらわれず、一方0.0025％を超える
と溶接性を阻害する弊害をもたらすので0.0003〜
0.0025％に限定した。 第２の発明においてCu：0.5％以下、Ni：0.5％
以下およびNb：0.05％以下の一種または二種以
上を含有させる理由は、これらがいずれも靭性を
大きく損うことなく強度を上昇させるのに均しく
役立つところにある。これらの元素のそれぞれの
上限値は、これらを超えるとこの種鋼材として必
要な溶接性が失われると同時に経済性の点でも好
ましくないことによる。 またＶ、TiおよびZrのように溶接性などの改
良に寄与する元素も0.05％を限度としてさらに含
有させてもよい。 なおこの発明において、通常の製鋼工程で含有
される程度の不可避的な混入不純物は許容でき
る。すなわちその一般的な限度は、ＰおよびＳに
ついてはいずれも溶接部の高温割れ感受性を高く
するため、それぞれ0.030％以下にすることが好
ましく、一方Ｎは、AlやＶとの共存で結晶粒を
微細化し靭性の向上に役立つので、通常の製鋼工
程で含有される0.0020〜0.0150％は有効である
が、0.0150％を超えるとブローホールなどの発生
により鋼塊性状がわるくなるとともに溶接性も劣
化するので上記の範囲であることが好ましい。 以上この発明の鋼組成の限定理由を説明した
が、かような成分調整の下に溶製したのち常法に
よる圧延又鍛造工程を経てから焼ならし、またさ
らに引続く焼もどしを施して所定の製品とする。 すなわちASTM A387−11、A387−12などで
代表される中・高温圧力容器用Cr−Mo鋼のとく
にSR後の強度および靭性の改善効果は、焼なら
し焼もどし鋼および単に焼ならしのみが施された
鋼において溶接後高温、長時間SRを受けたとき
に現われ、焼入れ焼もどし鋼のごときにあつては
この発明の効果は発揮されない。 従つてこの発明では、一般的な鋼の製造工程、
つまり通常の溶製→圧延または鍛造工程を経てか
らとくに加熱温度900〜950℃の焼きならしの工程
またはその後適宜加熱温度650〜700℃で数時間す
なわちT.P.20.0未満となる時間の焼もどしを施す
工程を経て製品とする。ちなみにこの種Cr−Mo
鋼は焼きならしのままでは靭性は低いが、焼もど
しにより高靭性が付与され、一方焼入れ焼もどし
鋼では、焼入れの急冷処理により全面マルテンサ
イト組識となるのでAlとＢによるこの発明の効
果は発揮され得ない。 この発明に基づく実施例について以下説明す
る。 表１に示す化学組成の鋼のうち記号Ａ、Ｂおよ
びＣはこの発明の鋼成分範囲に属し、また記号Ｄ
は発明の効果を得るにはＢが必須であることを示
す比較鋼さらにＥは従来から市販されている鋼で
ある。 なおこれらの鋼は、いずれも小型高周波誘導加
熱式真空解炉を用いて溶製した100Kg鋼塊を小型
圧延機により板厚20mm、幅230mmに熱間圧延した
ものであり、さらに焼ならし−焼鈍の熱処理を施
した。この焼ならし処理は930℃の加熱炉に装入、
２時間保持後抽出し、とくに12.5mm厚のセラミツ
クス・フアイバー２枚重ねの保温を行なうことに
より板厚中心部の冷却速度を板厚150mm材のそれ
に相当するところの800〜400℃間で４℃／minに
調整したものである。 従つてこれらの各供試鋼は板厚150mm相当の焼
ならし処理を行つた後、670℃×15h｛Ｔ（log ｔ＋
20）×10-3：20.0｝および720℃×14h｛Ｔ（log ｔ
＋20）×10-3：21.0｝の焼なましを行ない、耐SR
脆化特性を比較した。 この発明における要請は、高温高圧操業される
化学プラント用圧力容器に使用される極厚鋼板で
あり、厚板としてもつとも厚い部類に属する板厚
150mmの鋼板の品質が重視されるので、かような
板厚における鋼板に相当する試験材の機械的性質
を上記のようにして調べたわけである。 引張り試験には直径６mm、平行部30mmの丸棒試
片をまた衝撃試験には２mmＶノツチシヤルビー試
片を用いた。引張りおよび衝撃試験結果を表２お
よび第１図に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
＊ 光学顕微鏡組織の画像解析による
従来鋼Ｅの引張強さは、SR条件が過酷になる
とすなわちＴ（log ｔ＋20）×10-3が20.0以上で
は、この種鋼材のASTM規格を満足しないが、
発明鋼Ａ、Ｂの引張強さはいずれもＴ（log ｔ＋
20）×10-3が21.0においてもなお十分規格を満足
している。さらに靭性の点においても発明鋼Ａ、
Ｂ、Ｃは、いずれもＴ（log ｔ＋20）×10-3が21.0
においてもこの種鋼材に対する要求性能を十分満
足するのに対して、従来鋼Ｅはそれを満足しな
い。これらのデータはCr−Mo鋼に対するAl−Ｂ
処理の効果を十分に証明するものである。比較鋼
Ｄと発明鋼Ｂの特性を比較することにより、発明
鋼におけるＢとAlとの共存挙動の重要性がわか
る。 この発明により圧力容器建設技術者の要請に応
えてすぐれた耐SR脆化特性を有する新規な組成
の鋼を用いることにより中・高温圧力容器の製造
方法を提供することができる。
従来鋼Ｅの引張強さは、SR条件が過酷になる
とすなわちＴ（log ｔ＋20）×10-3が20.0以上で
は、この種鋼材のASTM規格を満足しないが、
発明鋼Ａ、Ｂの引張強さはいずれもＴ（log ｔ＋
20）×10-3が21.0においてもなお十分規格を満足
している。さらに靭性の点においても発明鋼Ａ、
Ｂ、Ｃは、いずれもＴ（log ｔ＋20）×10-3が21.0
においてもこの種鋼材に対する要求性能を十分満
足するのに対して、従来鋼Ｅはそれを満足しな
い。これらのデータはCr−Mo鋼に対するAl−Ｂ
処理の効果を十分に証明するものである。比較鋼
Ｄと発明鋼Ｂの特性を比較することにより、発明
鋼におけるＢとAlとの共存挙動の重要性がわか
る。 この発明により圧力容器建設技術者の要請に応
えてすぐれた耐SR脆化特性を有する新規な組成
の鋼を用いることにより中・高温圧力容器の製造
方法を提供することができる。
第１図は、SR処理条件Ｔ（log ｔ＋20）×10-3
＝20〜21における発明鋼と従来鋼の耐SR脆化特
性を比較して示したグラフである。
＝20〜21における発明鋼と従来鋼の耐SR脆化特
性を比較して示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.20wt％ Si：0.03〜1.00wt％ Mn：0.30〜0.70wt％ Cr：0.7〜1.60wt％ Mo：0.40〜0.70wt％ Al：0.015〜0.12wt％および Ｂ：0.0003〜0.0025wt％を含み、残部はFeおよび
不可避的不純物からなる鋼素材に焼ならしを施
し、次いで該焼ならし鋼材に溶接後下記式で表さ
れるテンパーリング・パラメータ（T.P.）が20
〜21の応力除去焼なましを施すことを特徴とす
る、主にフエライト＋ベイナイトの組織を有し、
耐SR脆化特性にすぐれ、引張強さが53Kg／mm2以
上である中・高温圧力容器の製造方法。 （記） T.P.＝Ｔ（log ｔ＋20）×10-3 ここでＴ：応力除去焼なましの温度(k) ｔ：応力除去焼なましの時間(h) ２ Ｃ：0.03〜0.20wt％ Si：0.03〜1.00wt％ Mn：0.30〜0.70wt％ Cr：0.7〜1.60wt％ Mo：0.40〜0.70wt％ Al：0.015〜0.12wt％および Ｂ：0.0003〜0.0025wt％を含み、さらに Cu：0.5wt％以下 Ni：0.5wt％以下 Nb：0.05wt％以下 の一種または二種以上を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる鋼素材に焼ならしを施
し、次いで該焼ならし鋼材に溶接後下記式で表さ
れるテンパーリング・パラメータ（T.P.）が20
〜21の応力除去焼なましを施すことを特徴とす
る、主にフエライト＋ベイナイトの組織を有し、
耐SR脆化特性にすぐれ、引張強さが53Kg／mm2以
上である中・高温圧力容器の製造方法。 （記） T.P.＝Ｔ（log ｔ＋20）×10-3 ここでＴ：応力除去焼なましの温度(k) ｔ：応力除去焼なましの時間(h)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9805779A JPS5623257A (en) | 1979-08-02 | 1979-08-02 | Cr-mo steel for pressure vessel having superior sr embrittlement resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9805779A JPS5623257A (en) | 1979-08-02 | 1979-08-02 | Cr-mo steel for pressure vessel having superior sr embrittlement resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5623257A JPS5623257A (en) | 1981-03-05 |
| JPS6312935B2 true JPS6312935B2 (ja) | 1988-03-23 |
Family
ID=14209657
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9805779A Granted JPS5623257A (en) | 1979-08-02 | 1979-08-02 | Cr-mo steel for pressure vessel having superior sr embrittlement resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5623257A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60215745A (ja) * | 1984-03-23 | 1985-10-29 | Hitachi Metals Ltd | 高融点金属鋳造用プリハ−ドン型材料 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5540091B2 (ja) * | 1974-06-14 | 1980-10-15 |
-
1979
- 1979-08-02 JP JP9805779A patent/JPS5623257A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5623257A (en) | 1981-03-05 |
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