JP2968064B2 - 高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高温機器の構造材料と
しての鋼材の製造方法に関するものであり、特に３５０
〜５３０℃程度の中高温域で稼働されるボイラ、金属溶
解炉、加熱炉、塔槽類等の高温機器用鋼材の製造方法で
ある。
しての鋼材の製造方法に関するものであり、特に３５０
〜５３０℃程度の中高温域で稼働されるボイラ、金属溶
解炉、加熱炉、塔槽類等の高温機器用鋼材の製造方法で
ある。
【０００２】
【従来の技術】高温機器類には高温強度の観点、特に高
温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の観点か
らＣ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ２０４Ｂに相当する鋼）
やＭｎ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ３０２Ｂに相当する
鋼）が多く使用されている。しかし、溶接性および靭性
の点で必ずしも十分でないと言う技術的問題があった。
温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の観点か
らＣ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ２０４Ｂに相当する鋼）
やＭｎ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ３０２Ｂに相当する
鋼）が多く使用されている。しかし、溶接性および靭性
の点で必ずしも十分でないと言う技術的問題があった。
【０００３】即ち、溶接性においては、Ｃ量が高い（多
くの場合、０．２２〜０．２５％）に加えて、Ｍｏを
０．５％程度含有することから、溶接熱影響部の硬化性
を示す炭素当量Ｃｅｑ（Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ
／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４）が
通常０．４５以上となり、また、溶接割れ感受性を示す
パラメータＰｃｍ（Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１５＋５Ｂ）の値が通常０．３０以上となり、溶
接構造物として極めて高い値となっている。従って、溶
接割れ感受性が極めて高く溶接施工時の予熱温度を高く
せざるを得ず、省エネルギーおよび溶接作業性の観点か
ら好ましくなく、改善の必要がある。
くの場合、０．２２〜０．２５％）に加えて、Ｍｏを
０．５％程度含有することから、溶接熱影響部の硬化性
を示す炭素当量Ｃｅｑ（Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ
／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４）が
通常０．４５以上となり、また、溶接割れ感受性を示す
パラメータＰｃｍ（Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１５＋５Ｂ）の値が通常０．３０以上となり、溶
接構造物として極めて高い値となっている。従って、溶
接割れ感受性が極めて高く溶接施工時の予熱温度を高く
せざるを得ず、省エネルギーおよび溶接作業性の観点か
ら好ましくなく、改善の必要がある。
【０００４】靭性については、高温使用の鋼材であるこ
とから高温特性、特にクリープ特性を重視するため、粗
粒鋼を指向することとなり、初期靭性、即ち供用開始時
の靭性が低い状態にある。これに加えて多量に添加され
たＭｏが、機器稼働中の熱履歴により炭化物として析出
・凝集し、靭性をさらに低下させることになる。このよ
うな、低い溶接性および靭性は構造物の脆化破壊につな
がり、機器の安全操業の観点から好ましくなく、改善の
必要がある。
とから高温特性、特にクリープ特性を重視するため、粗
粒鋼を指向することとなり、初期靭性、即ち供用開始時
の靭性が低い状態にある。これに加えて多量に添加され
たＭｏが、機器稼働中の熱履歴により炭化物として析出
・凝集し、靭性をさらに低下させることになる。このよ
うな、低い溶接性および靭性は構造物の脆化破壊につな
がり、機器の安全操業の観点から好ましくなく、改善の
必要がある。
【０００５】このような観点から、特願平２−２９０４
５５号で、（１）溶接性改善の観点からＣｅｑおよびＰ
ｃｍを低く抑え、（２）靭性の観点からＡｌ，Ｎｂ等に
より初期靭性を向上するとともに、使用中の靭性低下を
考慮してＳｉ量を低減し、（３）必要に応じてＶ，Ｎ
ｂ，Ｂ等を微量添加し強度向上をはかり、（４）特に高
温強度低下を補うため高温加工直後急冷、焼もどし処理
を実施する溶接性ならびに靭性を改善させる低合金耐熱
鋼の製造方法を発明した。
５５号で、（１）溶接性改善の観点からＣｅｑおよびＰ
ｃｍを低く抑え、（２）靭性の観点からＡｌ，Ｎｂ等に
より初期靭性を向上するとともに、使用中の靭性低下を
考慮してＳｉ量を低減し、（３）必要に応じてＶ，Ｎ
ｂ，Ｂ等を微量添加し強度向上をはかり、（４）特に高
温強度低下を補うため高温加工直後急冷、焼もどし処理
を実施する溶接性ならびに靭性を改善させる低合金耐熱
鋼の製造方法を発明した。
【０００６】この製造方法による鋼は優れた高温強度ば
かりでなく、良好な溶接性および靭性を有している。し
かし、製造の条件によっては、操業の起動停止時等の温
度変動に由来する疲労損傷に対する特性、即ち高温低サ
イクル疲労特性が低下する課題がある。中高温域で稼働
される種々の高温機器での破損について考える場合、操
業条件の変動による高温低サイクル疲労により亀裂が発
生し、鋼材の持つ靭性が許容し得る長さの上限を超えた
場合、亀裂は急速に伝播し、板厚を貫通するクラックと
なり、爆発等の重大な事態に至る。しかして、高温低サ
イクル疲労強度と靭性を、高くかつ安定的に確保可能な
製造方法の開発が望ましい。
かりでなく、良好な溶接性および靭性を有している。し
かし、製造の条件によっては、操業の起動停止時等の温
度変動に由来する疲労損傷に対する特性、即ち高温低サ
イクル疲労特性が低下する課題がある。中高温域で稼働
される種々の高温機器での破損について考える場合、操
業条件の変動による高温低サイクル疲労により亀裂が発
生し、鋼材の持つ靭性が許容し得る長さの上限を超えた
場合、亀裂は急速に伝播し、板厚を貫通するクラックと
なり、爆発等の重大な事態に至る。しかして、高温低サ
イクル疲労強度と靭性を、高くかつ安定的に確保可能な
製造方法の開発が望ましい。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は高温強度ばか
りでなく、良好な溶接性および靭性を有し、製造条件が
変動しても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能
な製造方法を目的とする。
りでなく、良好な溶接性および靭性を有し、製造条件が
変動しても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能
な製造方法を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、圧延等の
高温加工の後直接焼入焼もどし使用される低合金耐熱鋼
の高温低サイクル疲労強度への製造条件の影響について
研究を重ねた結果、仕上圧延での圧下率が高ければ、仕
上圧延温度が低い程優れた高温低サイクル疲労強度を得
られることを見いだした。本発明はこの知見によりなさ
れたものである。その要旨とするところは、（１）重量
％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．
１５％、Ｍｎ：０．２〜１．６％、Ｍｏ：０．１５〜
０．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．
００１〜０．０１％、残部は不可避的不純物と実質的に
Ｆｅである鋼を１０００〜１２８０℃の温度域に加熱
し、仕上圧延終了温度が７００℃以上８５０℃未満であ
り、仕上圧延終了温度より３０℃高温からの累積圧下率
が３０〜７５％の仕上圧延を行い、その後、（仕上圧延
終了温度−３０℃）より高い温度の温度域から１〜６０
℃／sec の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却した
後、６００〜７２０℃の温度域で焼もどしすることを特
徴とする高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金
耐熱鋼の製造方法であり、（２）重量％でＶ：０．０２
〜０．１２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％の少なく
とも１種以上を含有する高温低サイクル疲労特性と靭性
の優れた低合金耐熱鋼の製造方法にある。
高温加工の後直接焼入焼もどし使用される低合金耐熱鋼
の高温低サイクル疲労強度への製造条件の影響について
研究を重ねた結果、仕上圧延での圧下率が高ければ、仕
上圧延温度が低い程優れた高温低サイクル疲労強度を得
られることを見いだした。本発明はこの知見によりなさ
れたものである。その要旨とするところは、（１）重量
％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．
１５％、Ｍｎ：０．２〜１．６％、Ｍｏ：０．１５〜
０．４５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．
００１〜０．０１％、残部は不可避的不純物と実質的に
Ｆｅである鋼を１０００〜１２８０℃の温度域に加熱
し、仕上圧延終了温度が７００℃以上８５０℃未満であ
り、仕上圧延終了温度より３０℃高温からの累積圧下率
が３０〜７５％の仕上圧延を行い、その後、（仕上圧延
終了温度−３０℃）より高い温度の温度域から１〜６０
℃／sec の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却した
後、６００〜７２０℃の温度域で焼もどしすることを特
徴とする高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金
耐熱鋼の製造方法であり、（２）重量％でＶ：０．０２
〜０．１２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％の少なく
とも１種以上を含有する高温低サイクル疲労特性と靭性
の優れた低合金耐熱鋼の製造方法にある。
【０００９】
【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
０．１０％Ｃ−０．０７％Ｓｉ−１．０２％Ｍｎ−０．
００３％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．２７％Ｍｏ−０．０
２３％Ａｌ−０．００４１％Ｎ鋼を１０５０℃に加熱
後、種々の温度で圧下率８〜１５％あるい３５〜４０％
の仕上圧延を実施し、仕上圧延終了温度−３０℃から３
００℃までを２℃／sec の平均冷却速度で冷却し、６５
０℃で１時間の焼もどしを行った。ここで言う圧下率と
は、（仕上圧延終了温度＋３０℃）よりの累積圧下率
（以下単に圧下率）を指している。
０．１０％Ｃ−０．０７％Ｓｉ−１．０２％Ｍｎ−０．
００３％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．２７％Ｍｏ−０．０
２３％Ａｌ−０．００４１％Ｎ鋼を１０５０℃に加熱
後、種々の温度で圧下率８〜１５％あるい３５〜４０％
の仕上圧延を実施し、仕上圧延終了温度−３０℃から３
００℃までを２℃／sec の平均冷却速度で冷却し、６５
０℃で１時間の焼もどしを行った。ここで言う圧下率と
は、（仕上圧延終了温度＋３０℃）よりの累積圧下率
（以下単に圧下率）を指している。
【００１０】図１に５００℃での高温低サイクル疲労試
験結果およびシャルピー破面遷移温度を示す。高温低サ
イクル疲労試験条件は、歪範囲：±１．５％、歪速度：
０．１％／sec である。シャルピー試験での破面遷移温
度は、延性破面率が５０％となる温度から求めた。
験結果およびシャルピー破面遷移温度を示す。高温低サ
イクル疲労試験条件は、歪範囲：±１．５％、歪速度：
０．１％／sec である。シャルピー試験での破面遷移温
度は、延性破面率が５０％となる温度から求めた。
【００１１】先に述べた旧来の鋼であるＣ−Ｍｏ鋼やＭ
ｎ−Ｍｏ鋼では、上記の条件での低サイクル疲労試験で
の破断回数は、高くても９００回程度である。この特性
を基準に種々の機器が設計され使用されてきている。図
１で、仕上圧延での圧下率によらず、仕上圧延終了温度
が概ね９００℃で疲労破断回数が約９００サイクルで安
定している。仕上圧延での圧下率が低い場合、圧延終了
温度が低下すると破断回数が基準値である９００回から
徐々に低下する。これに対し、仕上圧延での圧下量が３
５〜４０％と高い場合、仕上圧延終了温度が９００℃で
もこの基準値より多く、圧延終了温度を低くするほど破
断回数が向上する。仕上圧延での圧下量が８〜１５％あ
るいは３５〜４０％の場合でも、仕上圧延終了温度が低
い程シャルピー試験での破面遷移温度が低温側にシフト
し、靭性が改善される。
ｎ−Ｍｏ鋼では、上記の条件での低サイクル疲労試験で
の破断回数は、高くても９００回程度である。この特性
を基準に種々の機器が設計され使用されてきている。図
１で、仕上圧延での圧下率によらず、仕上圧延終了温度
が概ね９００℃で疲労破断回数が約９００サイクルで安
定している。仕上圧延での圧下率が低い場合、圧延終了
温度が低下すると破断回数が基準値である９００回から
徐々に低下する。これに対し、仕上圧延での圧下量が３
５〜４０％と高い場合、仕上圧延終了温度が９００℃で
もこの基準値より多く、圧延終了温度を低くするほど破
断回数が向上する。仕上圧延での圧下量が８〜１５％あ
るいは３５〜４０％の場合でも、仕上圧延終了温度が低
い程シャルピー試験での破面遷移温度が低温側にシフト
し、靭性が改善される。
【００１２】図１から、仕上圧延での圧下量が３５〜４
０％と高い場合、仕上圧延終了温度が低い程高温低サイ
クル疲労強度が向上するが、仕上圧延終了温度が７００
℃未満となると、鋼材が硬く圧延反力が大きくなり過ぎ
るので、７００℃以上の温度で圧延することが必要であ
る。また、仕上圧延終了温度が８５０℃より高くなる
と、圧下率の高い仕上圧延による高温低サイクル疲労特
性の改善効果が無くなるため、仕上圧延終了温度の上限
を８５０℃未満とする。
０％と高い場合、仕上圧延終了温度が低い程高温低サイ
クル疲労強度が向上するが、仕上圧延終了温度が７００
℃未満となると、鋼材が硬く圧延反力が大きくなり過ぎ
るので、７００℃以上の温度で圧延することが必要であ
る。また、仕上圧延終了温度が８５０℃より高くなる
と、圧下率の高い仕上圧延による高温低サイクル疲労特
性の改善効果が無くなるため、仕上圧延終了温度の上限
を８５０℃未満とする。
【００１３】図２には、０．１０％Ｃ−０．０７％Ｓｉ
−１．０２％Ｍｎ−０．００３％Ｐ−０．００２％Ｓ−
０．２７％Ｍｏ−０．０２３％Ａｌ−０．００４１％Ｎ
鋼を、７４０〜７６０℃において種々の圧下率で仕上圧
延した場合の高温低サイクル疲労試験結果を示す。上記
以外の条件は図１と同様である。仕上圧延での圧下率が
３０％以上とで破断回数が向上し、圧下率が高い程破断
回数が向上する。このため、圧下率の下限を３０％以上
とする。一方、圧下率が大きくなると破断回数の改善効
果が飽和する傾向を示すこと、および７５％超の仕上圧
延の圧下は圧延時間を長くし過ぎ、また圧延機への負担
が大きくなるため、圧下率の上限を７５％とする。
−１．０２％Ｍｎ−０．００３％Ｐ−０．００２％Ｓ−
０．２７％Ｍｏ−０．０２３％Ａｌ−０．００４１％Ｎ
鋼を、７４０〜７６０℃において種々の圧下率で仕上圧
延した場合の高温低サイクル疲労試験結果を示す。上記
以外の条件は図１と同様である。仕上圧延での圧下率が
３０％以上とで破断回数が向上し、圧下率が高い程破断
回数が向上する。このため、圧下率の下限を３０％以上
とする。一方、圧下率が大きくなると破断回数の改善効
果が飽和する傾向を示すこと、および７５％超の仕上圧
延の圧下は圧延時間を長くし過ぎ、また圧延機への負担
が大きくなるため、圧下率の上限を７５％とする。
【００１４】次に成分限定理由を述べる。Ｃは強度を確
保するために少なくとも０．０３％以上必要とするが、
溶接性ならびに靭性を考慮すると低Ｃの方が有利であ
る。上限については望ましくは０．１０％であるが、実
用上それほど影響の現れない０．１２％を上限とした。
保するために少なくとも０．０３％以上必要とするが、
溶接性ならびに靭性を考慮すると低Ｃの方が有利であ
る。上限については望ましくは０．１０％であるが、実
用上それほど影響の現れない０．１２％を上限とした。
【００１５】Ｓｉは脱酸剤として添加され靭性を改善す
るが、脱酸がＡｌ等により十分になされた場合には却っ
て靭性に悪影響があり、特に使用中熱履歴の如き長時間
の加熱に対しての脆化に悪影響を及ぼすことから、経済
的に低減できる下限値として０．０１％とした。上限値
については靭性に悪影響を与えない範囲として０．１５
％とした。
るが、脱酸がＡｌ等により十分になされた場合には却っ
て靭性に悪影響があり、特に使用中熱履歴の如き長時間
の加熱に対しての脆化に悪影響を及ぼすことから、経済
的に低減できる下限値として０．０１％とした。上限値
については靭性に悪影響を与えない範囲として０．１５
％とした。
【００１６】Ｍｎは強度並びに靭性を高める元素であ
り、同時にその量が増大すると溶接性を悪くする元素で
ある。強度、靭性および溶接性のバランスから好ましい
範囲は０．６〜１．３５％であるが、下限値は強度向上
効果がやや顕著になる０．２％とし、上限値は靭性改善
効果の少なくなることに加えて溶接性の低下が著しくな
る１．６％とした。
り、同時にその量が増大すると溶接性を悪くする元素で
ある。強度、靭性および溶接性のバランスから好ましい
範囲は０．６〜１．３５％であるが、下限値は強度向上
効果がやや顕著になる０．２％とし、上限値は靭性改善
効果の少なくなることに加えて溶接性の低下が著しくな
る１．６％とした。
【００１７】Ｍｏは本発明における重要な成分であり、
強度、特に高温強度を高める元素として、必須の元素で
ある。本発明におけるＭｏの役割は、高温加工後直接焼
入によって得られた組織を、焼もどし、応力除去焼なま
し、および使用中の熱履歴においても安定に維持し、高
強度を保証するものである。その効果はＭｏ量が多いほ
ど顕著であるが、添加量が増大すると溶接性および靭
性、特に使用中脆化に悪影響が認められ、好ましい範囲
は０．２０〜０．３５％であるが、高温強度改善効果が
やや顕著になる０．１５％を下限値とし、上限値は溶接
性および使用中脆化が問題とならない上限値の０．４５
％とした。
強度、特に高温強度を高める元素として、必須の元素で
ある。本発明におけるＭｏの役割は、高温加工後直接焼
入によって得られた組織を、焼もどし、応力除去焼なま
し、および使用中の熱履歴においても安定に維持し、高
強度を保証するものである。その効果はＭｏ量が多いほ
ど顕著であるが、添加量が増大すると溶接性および靭
性、特に使用中脆化に悪影響が認められ、好ましい範囲
は０．２０〜０．３５％であるが、高温強度改善効果が
やや顕著になる０．１５％を下限値とし、上限値は溶接
性および使用中脆化が問題とならない上限値の０．４５
％とした。
【００１８】Ａｌは強力な脱酸効果をもつ元素であり、
本発明のようにＳｉを極力低く抑えた鋼では必須の元素
であり、且つ、細粒化により靭性を改善するが、その添
加量が多くなると介在物が生じ却って靭性を低下させ
る。好ましい範囲は０．０１５〜０．０３５％である
が、下限値は脱酸が十分になされ靭性効果が現れる０．
００５％とし、上限値は靭性の問題にならない０．０５
％とした。Ｎの含有量が増大すると、強度が上昇し靭性
が低下する。また、適量のＮは鋼中のＡｌとＡｌＮを形
成し、細粒化を通して靭性向上に効果がある。好ましい
添加範囲は０．００３〜０．００６％であるが、下限値
は細粒化による靭性効果が期待できる必要量の下限であ
る０．００１％とし、上限は強度上昇に伴う靭性低下の
点から０．０１％とした。
本発明のようにＳｉを極力低く抑えた鋼では必須の元素
であり、且つ、細粒化により靭性を改善するが、その添
加量が多くなると介在物が生じ却って靭性を低下させ
る。好ましい範囲は０．０１５〜０．０３５％である
が、下限値は脱酸が十分になされ靭性効果が現れる０．
００５％とし、上限値は靭性の問題にならない０．０５
％とした。Ｎの含有量が増大すると、強度が上昇し靭性
が低下する。また、適量のＮは鋼中のＡｌとＡｌＮを形
成し、細粒化を通して靭性向上に効果がある。好ましい
添加範囲は０．００３〜０．００６％であるが、下限値
は細粒化による靭性効果が期待できる必要量の下限であ
る０．００１％とし、上限は強度上昇に伴う靭性低下の
点から０．０１％とした。
【００１９】Ｖは必要に応じて添加する元素の１つであ
り、高温加工後直接焼入、焼もどし処理することによ
り、極く微量添加で高温強度を顕著に改善する効果があ
るが、同時に靭性を低下する傾向が認められ、添加する
場合の好ましい範囲は０．０３〜０．０８％であるが、
下限値はその強度向上効果が顕著になる０．０２％以上
とし、上限値は靭性が問題とならない値である０．１２
％とした。
り、高温加工後直接焼入、焼もどし処理することによ
り、極く微量添加で高温強度を顕著に改善する効果があ
るが、同時に靭性を低下する傾向が認められ、添加する
場合の好ましい範囲は０．０３〜０．０８％であるが、
下限値はその強度向上効果が顕著になる０．０２％以上
とし、上限値は靭性が問題とならない値である０．１２
％とした。
【００２０】Ｎｂもまた必要に応じて添加する元素の１
つであり、Ｖと同様に高温加工後直接焼入、焼もどし処
理することにより、極く微量の添加で高温強度を顕著に
改善する効果を有する。また、細粒化効果により靭性も
改善する。しかし、その量が増加し過ぎると却って強度
および靭性を低下させる。添加する場合の好ましい範囲
は０．０１５〜０．０３０％であるが、下限値は強度向
上効果が現れる０．００５％とし、上限値は強度および
靭性の低下し始める０．０４％とした。
つであり、Ｖと同様に高温加工後直接焼入、焼もどし処
理することにより、極く微量の添加で高温強度を顕著に
改善する効果を有する。また、細粒化効果により靭性も
改善する。しかし、その量が増加し過ぎると却って強度
および靭性を低下させる。添加する場合の好ましい範囲
は０．０１５〜０．０３０％であるが、下限値は強度向
上効果が現れる０．００５％とし、上限値は強度および
靭性の低下し始める０．０４％とした。
【００２１】次に、本発明における製造条件について説
明する。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十
分に固溶し、かつ、良好な加工性が得られる１０００℃
を下限温度に定めた。上限温度は固溶の観点から高い方
が好ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点
から、これらの問題が顕著にならない温度として１２８
０℃を上限とした。仕上圧延終了後の冷却は、圧延の効
果が極力残留するように圧延後早い方がよく、仕上圧延
終了温度−３０℃以上の温度より開始することとした。
また、３００℃超の温度で冷却を停止した場合、変態が
完了しない場合があり、冷却の下限温度を３００℃とし
た。
明する。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十
分に固溶し、かつ、良好な加工性が得られる１０００℃
を下限温度に定めた。上限温度は固溶の観点から高い方
が好ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点
から、これらの問題が顕著にならない温度として１２８
０℃を上限とした。仕上圧延終了後の冷却は、圧延の効
果が極力残留するように圧延後早い方がよく、仕上圧延
終了温度−３０℃以上の温度より開始することとした。
また、３００℃超の温度で冷却を停止した場合、変態が
完了しない場合があり、冷却の下限温度を３００℃とし
た。
【００２２】（仕上圧延終了温度−３０℃）〜３００℃
の平均冷却速度は、引張強さの低下が顕著とならない１
℃／sec を下限とした。上限については１０mm厚の水冷
相当の６０℃／sec とした。焼もどし温度は、靭性の改
善される下限である６００℃を下限温度とし、引張強さ
の低下が問題とならない７２０℃を上限とした。
の平均冷却速度は、引張強さの低下が顕著とならない１
℃／sec を下限とした。上限については１０mm厚の水冷
相当の６０℃／sec とした。焼もどし温度は、靭性の改
善される下限である６００℃を下限温度とし、引張強さ
の低下が問題とならない７２０℃を上限とした。
【００２３】なお、本発明方法により得た鋼を構造物に
加工する場合、冷間加工、温間加工さらには溶接施工が
なされるが、歪取りあるいは残留応力の除去のため、適
当な焼なましを実施しても構わない。
加工する場合、冷間加工、温間加工さらには溶接施工が
なされるが、歪取りあるいは残留応力の除去のため、適
当な焼なましを実施しても構わない。
【００２４】
【実施例】（実施例１）表１に化学成分を示す鋼を用
い、表２中に示す条件で圧延・熱処理した。
い、表２中に示す条件で圧延・熱処理した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表２中に鋼板特性を示す。
【００２８】鋼板１，３，５，７，９，１１，１３は本
発明鋼であり、常温および引張強さ、靭性が良好である
ばかりでなく、５００℃での高温低サイクル試験での破
断繰返し数が高く、優れた特性を示す。これに対し、鋼
板２，１４では圧下量が低く、高温での低サイクル疲労
試験での破断繰返し数が少ない。鋼板４では加熱温度が
１０００℃より低く、また鋼板６では冷却開始温度が仕
上圧延終了温度に比べ３０℃以上高くないため、引張強
さ（常温および高温）と高温低サイクル疲労強度が両立
しない。鋼板８および１２では、仕上圧延終了温度が高
く、靭性と高温低サイクル疲労強度が両立しない。鋼板
１０では、冷却終了温度が３００℃より高いため、引張
強さ、靭性とも低く、高温低サイクル疲労強度も良くな
い。鋼板１５では、Ｃ含有量が低く、引張強さが得られ
ない。鋼１６および１７では、Ｃ含有量が高過ぎるため
高温低サイクル疲労強度が悪い。
発明鋼であり、常温および引張強さ、靭性が良好である
ばかりでなく、５００℃での高温低サイクル試験での破
断繰返し数が高く、優れた特性を示す。これに対し、鋼
板２，１４では圧下量が低く、高温での低サイクル疲労
試験での破断繰返し数が少ない。鋼板４では加熱温度が
１０００℃より低く、また鋼板６では冷却開始温度が仕
上圧延終了温度に比べ３０℃以上高くないため、引張強
さ（常温および高温）と高温低サイクル疲労強度が両立
しない。鋼板８および１２では、仕上圧延終了温度が高
く、靭性と高温低サイクル疲労強度が両立しない。鋼板
１０では、冷却終了温度が３００℃より高いため、引張
強さ、靭性とも低く、高温低サイクル疲労強度も良くな
い。鋼板１５では、Ｃ含有量が低く、引張強さが得られ
ない。鋼１６および１７では、Ｃ含有量が高過ぎるため
高温低サイクル疲労強度が悪い。
【００２９】
【発明の効果】本発明の製造方法による鋼板は、起動停
止が頻繁な機器の製作に供される鋼材の重要な特性であ
る高温低サイクル疲労特性および亀裂伝播に重大な影響
を持つ靭性が優れている。このため、、本発明鋼で製作
されたボイラ、金属溶解炉、加熱炉、塔槽類等では高温
低サイクル疲労特性が良好であり、且つ靭性が良好なこ
とから亀裂伝播しにくい。従って、これらの機器の安全
な操業を保証することができ、工業的価値が大きい。
止が頻繁な機器の製作に供される鋼材の重要な特性であ
る高温低サイクル疲労特性および亀裂伝播に重大な影響
を持つ靭性が優れている。このため、、本発明鋼で製作
されたボイラ、金属溶解炉、加熱炉、塔槽類等では高温
低サイクル疲労特性が良好であり、且つ靭性が良好なこ
とから亀裂伝播しにくい。従って、これらの機器の安全
な操業を保証することができ、工業的価値が大きい。
【図１】高温低サイクル疲労試験での破断繰返し数およ
びシャルピー破面遷移温度への圧延終了温度の影響を示
す図表である。
びシャルピー破面遷移温度への圧延終了温度の影響を示
す図表である。
【図２】高温低サイクル疲労試験での破断繰返し数への
仕上圧延終了温度＋３０℃よりの累積圧下率の影響を示
す図表である。
仕上圧延終了温度＋３０℃よりの累積圧下率の影響を示
す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭52−71326（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−272125（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−165044（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０３〜０．１２％ Ｓｉ：０．０１〜０．１５％ Ｍｎ：０．２〜１．６％ Ｍｏ：０．１５〜０．４５％ Ａｌ：０．００５〜０．０５％ Ｎ ：０．００１〜０．０１％ 残部は不可避的不純物と実質的にＦｅである鋼を１００
０〜１２８０℃の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が
７００℃以上８５０℃未満であり、仕上圧延終了温度よ
り３０℃高温からの累積圧下率が３０〜７５％の仕上圧
延を行い、その後、（仕上圧延終了温度−３０℃）より
高い温度の温度域から１〜６０℃／secの平均冷却速度
で３００℃以下まで冷却した後、６００〜７２０℃の温
度域で焼もどしすることを特徴とする高温低サイクル疲
労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｖ ：０．０２〜０．１２％ Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ の少なくとも１種以上を含有する請求項１に記載の高温
低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3077891A JP2968064B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3077891A JP2968064B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04272126A JPH04272126A (ja) | 1992-09-28 |
| JP2968064B2 true JP2968064B2 (ja) | 1999-10-25 |
Family
ID=12313141
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3077891A Expired - Lifetime JP2968064B2 (ja) | 1991-02-26 | 1991-02-26 | 高温低サイクル疲労特性と靭性の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2968064B2 (ja) |
-
1991
- 1991-02-26 JP JP3077891A patent/JP2968064B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04272126A (ja) | 1992-09-28 |
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| Date | Code | Title | Description |
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