JPS647127B2 - - Google Patents
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- JPS647127B2 JPS647127B2 JP595285A JP595285A JPS647127B2 JP S647127 B2 JPS647127 B2 JP S647127B2 JP 595285 A JP595285 A JP 595285A JP 595285 A JP595285 A JP 595285A JP S647127 B2 JPS647127 B2 JP S647127B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〈産業上の利用分野〉
この発明は、450℃前後の温度で使用されるCr
―Mo鋼に関するもので、極厚材においても優れ
たクリープ強度と靭性を兼備するCr―Mo鋼の製
造方法を提供せんとするものである。 〈従来の技術〉 従来のCr―Mo鋼は極厚材になつてくると必然
的に焼準（或いは焼入）時の冷却速度が小さくな
るため、焼入れ性が低下し強度、靭性ともに劣化
する傾向にある。 これに対し、特に炭素等この鋼に含有されてい
る成分の含有量を高めたり、その他の合金元素を
添加する方法があるが、溶接性が劣化するという
ことから必ずしも解決策とはなりえていない。ま
た、Ｂにより焼入れ性を改善する方法が考えられ
るが、従来のように焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を
確保するため多量のAlまたはTiを添加すると、
粗大なAlN、TiNが析出し靭性劣化の原因とな
る。 このため本出願人は熱的に安定なTiN析出物
を形成し、比較的固溶Ｂ量の確保しやすいTi―
Ｂ系を前提にＮを低減し、Tiも最少必要量のみ
添加する方法を特願昭58−121578号にて提案済で
ある。しかし、この方法では常温強度、靭性は十
分満足しうる値となるものの、高温強度ことにク
リープ強度については必ずしも満足できない問題
があつた。 〈発明の概要〉 本発明は上記した従来の問題を解決するために
なされたもので、板厚材であつても溶接性の劣化
なしにクリープ強度と靭性の両方を同時に改善し
たCr―Mo鋼の製造方法を提供せんとするもので
ある。 即ち、本発明は下記する特定の成分を有する鋼
を圧延後、下記する特定の温度範囲で焼準又は焼
入れした後、焼戻すことによりクリープ強度と靭
性の両方を同時に改善したものである。 成分範囲： 下記添加元素を含有し、残部鉄及び不可避不純
物から成る。 Si：0.01〜0.60％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：
1.80〜3.50％〜Mo：0.80〜2.00％、SolAl：
0.005〜0.05％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.010％
以下、Ｖ：0.25％〜0.35％、Ｃ：Ｖ／5.67〜
0.15％、 Ti量：0.010％以下でしかも 3.43〔Ｎ〕−0.00583＜〔Ti〕 ＜3.43〔Ｎ〕＋0.0050 を満足する量 Ｂ量：0.0003〜0.0010％でしかも 〔Ｂ〕0.77〔〕−3.16×10-4を満足する量 〔但し、：Tiで固定されてないＮ〕 更に上記に加えて、下記元素を１種又は２種以
上含有しても良い。 Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.10％
以下、Ca：0.07％以下、Mg：0.07％以下。 焼準又は焼入れ温度： （−10800／log（0.25）4/3・（〔Ｃ〕−0.18（〔Ｖ
〕−0.25））−7.06−273） ℃以上、1020℃以下の温度域で焼準又は焼入れを
行なう。 以下本発明を詳細に説明する。まず本発明の特
徴であるＮ―Ti―Ｂバランス、Ｃ―Ｖバランス
および焼準し（または焼入れ）温度についての考
え方を述べる。 （Ｎ―Ti―Ｂバランス） Cr―Mo鋼の焼入れ性改善に必要な固溶Ｂ量
（以下と略記する）は第１図に示すように３〜
10ppmであり、５〜6ppmで特にその効果は顕著
となる。このように焼入れ性改善に有効な量を
確保する場合、Ｎ含有量が比較的多いと必然的に
Ｎを固定するために必要なTi量も多くなり、粗
大TiNが数多く析出するようになる。このよう
な粗大TiNは凝固時に生成し、その後の製造工
程での熱サイクルではほとんど固溶消失すること
がないため、最終的に鋼板の靭性を劣化させる原
因となる。したがつて靭性を損なわずに焼入れ性
を改善するには低Ti―低Ｎが必要となる。 なお、Ti―Ｎ―Ｂの三元素を想定した場合、
本発明の範囲内の含有量および温度では窒化物の
安定性はTiN≫BNであるため、最初にTiNの生
成を考慮し、次にTiによつて固定されえない固
溶Ｎ（以下と略記する）とと反応してBNと
なる過程を考慮すればよい。 第２図は本発明のＢ量の範囲を量（Tiによ
り固定されないＮ量）との関係で示すものであ
る。図中温度をパラメータとして示される各曲線
はlog〔Ｂ〕〔Ｎ〕＝13970／Ｔ(k)＋5.24で表わされる
Ｂ、 Ｎの平衡曲線である。本発明においては焼準（ま
たは焼入れ）温度は900℃以上となり、900℃から
の焼準（または焼入れ）で３〜10ppmの量を確
保すればその以上の温度ならば焼入れ性に関して
は同等以上の効果があげられる。第２図において
Ｎが900℃のＢ―Ｎ平衡曲線以下である場合は、
鋼中のＢがそのままとなるので、Ｂ含有量とし
ては0.0003〜0.0010％でよい。しかし、がこの
曲線より高い場合、（即ち曲線より右側にある場
合）BNの化学量論的な直線１と平行にBNの析
出が進むために900℃で：0.0003〜0.0010％を
確保するためにはＢ0.77−3.16×10-4……
Ｂ0.77＋8.46×10-4……とする必要があ
る。しかし、焼準又は焼入れ時にこのようにして
既に析出しているBNが多過ぎると延靭性の劣化
を招くこと並びにこれを避けるためには900℃に
おいてBas BN0.0007％とする必要があること
がわかつている。すなわちlog（〔Ｎ〕−0.0007）
（〔〕−0.0009）−13970／900＋273＋5.24……
によつ て析出BN量を制限すればよいことになるが、コ
スト面も考慮して添加Ｂ量の上限を0.0010％に制
御することにした。かくして斜線部で囲んだ領域
が延靭性の劣化なしに焼入れ性改善が得られるＢ
―の範囲となる。この時、0.0017％である
ことが横軸より読みとれる。 Ｎの固定に関しては、前述の如く、安定性およ
び鋼の延靭性の点から、微量のTi添加が最も有
効であり、本発明においてもTi添加を行う。第
３図にTi―Ｎ溶解度積とTi量およびＮ量の限定
範囲を示す。 TiNの析出がほぼ完了する1100℃での平衡を
考えると（TiNは熱的に極めて安定であり、
1100℃以上の加熱温度であつても冷却中に速やか
にTiNとして析出する）、〔Ｎ〕＞0.0017％の場合、
TiNの化学量論的な直線と平行にTiNの析出が
進むため、1100℃で 0.0017％とするためには〔Ti〕3.43 〔Ｎ〕−0.00583 …… のTi添加が必要である。しかし、析出するTiN
量が多過ぎると、延靭性の劣化を招くため、1100
℃までに析出するTiN量として、Tias TiN
0.010％とする必要がある。すなわち、 log（〔Ti〕−0.010）（〔Ｎ〕−0.0029） ＝−15020／1100＋273＋3.82 …… の線によつて、析出TiN量を制限することが必
要である。 一方、〔Ti〕が多過ぎると、TiNの析出が完了
した後でも固溶Ti（以下と略記する）が過剰に
存在することとなり後の焼戻し時にTiCとして析
出、硬化し、母材の靭性劣化を招くため、
0.005％とする必要がある。すなわち、 〔Ti〕3.43〔Ｎ〕＋0.005 …… とする必要がある。 ただし、先ほどと同様コスト面から添加Tiの
上限を0.010％とすれば靭性の劣化なしに焼入れ
性を改善するTi―Ｎバランスは斜線部で囲まれ
た領域となる。 （Ｃ―Ｖバランス） 第４図は0.002T.N―0.2Si―0.55Mn―0.010P―
0.005S―0.010SolAl―0.006Ti―0.0006Bで、Cr：
1.8〜3.5％、Mo：0.8〜2.0％、Ｃ：0.03〜0.17％、
Ｖ：０〜0.5％としたCr―Mo鋼につき、焼準温度
もかえた資料について計算により、その後の焼戻
し、SR，450×105hr後にV4C3として析出し得る
Ｖ量（焼準温度で固溶しているＶ量）を求める一
方、クリープ試験によりクリープ破断強度を求め
両者の関係をプロツトしたものである。 また第５図は本発明のＶ―Ｃ範囲を示したもの
である。図中温度をパラメータとして示される各
曲線はlog〔Ｖ〕4/3〔Ｃ〕＝−10800／Ｔ(k)＋7.06で表
わさ れるＶ、Ｃの平衡曲線である。各焼準し温度では
平衡曲線以下のＶ、Ｃが固溶し、これが次の熱サ
イクル（焼戻し、SR、長時間高温操業）でV4C3
の化学量論的な直線８と平行に微細に析出しクリ
ープ強度を上昇させる。平衡曲線以上のＶ、Ｃは
８と平衡に凝固時にV4C3として析出し、焼準し
時固溶せず粗大なまま鋼板に残存しクリープ強度
上昇に寄与しないだけでなく靭性を劣化させる。
焼準し後の熱サイクルで析出するV4C3の
VasV4C3を0.25％以上確保するためには、少なく
ともＶを0.25％以上（第５図における直線９以
上）とする必要がある。第４図で示したように
V4C3としてクリープ強度を増加させるＶはその
量が増すにつれてその効果は漸増するが、0.35％
以上ではほぼその効果が飽和することとＶが粗大
な炭化物として存在する際にも又微細な炭化物と
して存在するとにかかわらずＶは溶接熱サイクル
時に固溶し、SR時に再析出するため、溶接SR割
れを助長する傾向を有し、0.35％を超えるとこの
SR割れが顕著となることからＶ含有量を0.35％
以下（第５図における直線１０以下）としなけれ
ばならない。 又Ｃ―Ｖ相互の量関係が第５図８直線の上側即
ちＶ＞5.67×Ｃの範囲ではＶが過多となり固溶Ｃ
が少なくなり焼入れ不足の問題が生じ極厚材等に
おいて靭性が劣化することから直線８より右側と
するものである。ただＶ、Ｃ量が0.15％を超える
と溶接性が劣化する。即ち溶接低温割れ性が劣化
することから0.15％以下（直線１１より左側）と
しなければならない。以上述べたことから本発明
では、Ｃ、Ｖ量を第５図直線８，９，１０，１１
に囲まれた範囲内におさめるものとする。即ち、
Ｖ：0.25〜0.35％Ｃ：Ｖ／5.67〜0.15％とする。 （焼準又は焼入れ温度） ところでCV量のバランスを上記した本発明の
範囲内にとつただけでは既に説明したところから
も明らかなようにクリープ強度の向上に役立つ
V4C3としてのＶを0.25％以上とすることはでき
ない。 いまＣ＝0.10％ Ｖ＝0.30％の本発明範囲内の
Cr―Mo鋼の焼準又は焼入時に固溶しているＶに
ついて考えるに焼準（焼入）温度として900℃を
採用した場合は点Ｐ（Ｃ＝0.10、Ｖ＝0.30）を通
り直線８と平行な直線PP′と、900℃におけるVC
の平衡曲線の交点P1におけるＣ量Ｖ量が夫々固
溶していることになる。 即ち全Ｃ及び全Ｖは夫々0.10％、0.30％であつ
ても900℃において固溶しているＣ及びＶは夫々
ほぼ0.075％、0.17％であつて、0.30―0.17＝0.13
％のＶは鋳造又は圧延段階で析出した粗大なＶ炭
化物となつておりクリープ強度を向上させる働き
は全くない。焼準（焼入）温度として950℃を採
用した際には固溶Ｖはほぼ0.27％となり、本発明
で必要な0.25％以上を満たすことになる。又この
温度として970℃を採用すれば含有する0.30％の
Ｖは全て固溶しその後のTemper，SR，高温長
時間操業時に微細なV4C3として析出する。 結局のところＣ：0.10％Ｖ：0.30％のCr―Mo
鋼において焼準時に0.25％以上のＶを固溶させる
ためにはＶ＝0.25％という直線９と直線PP′との
交点P2を通るＶ―Ｃ平衡曲線以上の温度を採用
しなければならない。 従つて直線８，９，１０，１１で囲まれた範囲
にある任意のＣ量Ｖ量を含有するCr―Mo鋼の焼
準（焼入）温度としては直線９上の点〔Ｃ―0.18
（Ｖ―0.25），0.25〕を通るCVの平衡曲線以上の
温度、即ち、 （−10800／log〔0.25〕4/3・〔Ｃ−0.18（Ｖ−0.25
）〕−7.06−273） ℃以上とする必要がある。ただし、1020℃を超え
る温度で処理するとオーステナイト粒が粗大化し
て靭性が劣化することからこの温度を上限とす
る。 （他の添加元素） 次に他の成分の限定理由を説明する。 Mn：強度面かな少なくとも0.20％以上は必要で
あるが、溶接性および耐焼戻し脆化特性に悪
影響を及ぼすので上限を1.20％とした。 Si：脱酸効果および強度の点から0.01％以上とす
るが、靭性および耐焼戻し脆化特性に悪影響
を及ぼすので上限を0.60％とする。 Cr：高温における耐酸化性、耐水素侵食特性お
よび強度を確保するため1.80％以上の添加を
必要とするが、溶接性を考慮して上限を3.50
％とした。 Mo：高温強度、耐水素侵食性を確保するため
0.80％以上の添加を必要とするが、コスト上
昇および溶接性劣化の点から上限を2.00％と
する。 酸可溶Al：結晶粒の微細化および固溶Ｎの同定
によりＢの焼入れ性を高める効果があるが、
一方ではTiと同様に過剰な添加は粗大窒化
物を生成し靭性を害するため0.005〜0.050％
の範囲とする。 Ｐ：焼戻し脆化、SR割れに対しきわめて有害な
ので、0.015％以下とする。 Ｓ：靭性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増
大の原因となるので、0.010％以下とする。 次に要求性能に応じて１種又は２種以上添加す
る第２発明の元素についても以下にその成分限定
理由を記す。 Cu：強度を増加させるが、多すぎると熱間加工
性を害するため上限を1.0％とする。 Ni：強度を上昇させると同時に靭性を改善する
が、コスト上昇が大きいので上限を1.0％と
する。 Nb：焼戻しにより熱力学的に安定な炭化物を形
成し、高温強度や耐水素アタツクを改善する
が、多すぎると靭性および溶接性を害するた
め上限を0.10％とする。 Ca，Mg：それぞれ硫化物の形状制御作用を有
し、圧延方向に硫化物が細長く伸長すること
がなくなり、鋼材諸特性における異方性が軽
減される。しかし、多すぎるとこれら元素の
硫化物、酸化物が多量に生成し鋼の清浄度を
害するので上限を0.07％とする。 なお、本発明法において圧延には何ら制限はな
く、通常の条件で行なえば良い。また焼準又は焼
入れ後の焼戻しSRは通常行われているように
Ac1点以下で行う必要がある。しかし、あまり低
温で焼戻しSRしても、硬度が高くもろくなるた
め、加工等の取扱いが因難になるため、この焼戻
しSRは650〜Ac1の温度域で実施するのが望まし
い。 〈実施例〉 以下本発明の実施例を説明する。 第１表に示すように、各成分の鋼を種々条件で
熱処理し、そのシヤルピー値とクリープ強度とを
求めた（各鋼の成分を第２図、第３図及び第５図
にプロツトした）。 この表から例えば従来鋼のイ′，ニ，リ，ヌ，
ワは焼準し温度が低い、あるいは添加Ｖ量が少な
いためクリープ強度が低いことがわかる。また
ホ，リ，ヌ，ル，ヲ，ワはTi―Ｎ―Ｂバランス
が悪い、焼準し温度が高い等の理由で靭性が低
い。これに対し、本発明鋼はクリープ強度靭性と
もに高いものとなつていることがわかる。
―Mo鋼に関するもので、極厚材においても優れ
たクリープ強度と靭性を兼備するCr―Mo鋼の製
造方法を提供せんとするものである。 〈従来の技術〉 従来のCr―Mo鋼は極厚材になつてくると必然
的に焼準（或いは焼入）時の冷却速度が小さくな
るため、焼入れ性が低下し強度、靭性ともに劣化
する傾向にある。 これに対し、特に炭素等この鋼に含有されてい
る成分の含有量を高めたり、その他の合金元素を
添加する方法があるが、溶接性が劣化するという
ことから必ずしも解決策とはなりえていない。ま
た、Ｂにより焼入れ性を改善する方法が考えられ
るが、従来のように焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を
確保するため多量のAlまたはTiを添加すると、
粗大なAlN、TiNが析出し靭性劣化の原因とな
る。 このため本出願人は熱的に安定なTiN析出物
を形成し、比較的固溶Ｂ量の確保しやすいTi―
Ｂ系を前提にＮを低減し、Tiも最少必要量のみ
添加する方法を特願昭58−121578号にて提案済で
ある。しかし、この方法では常温強度、靭性は十
分満足しうる値となるものの、高温強度ことにク
リープ強度については必ずしも満足できない問題
があつた。 〈発明の概要〉 本発明は上記した従来の問題を解決するために
なされたもので、板厚材であつても溶接性の劣化
なしにクリープ強度と靭性の両方を同時に改善し
たCr―Mo鋼の製造方法を提供せんとするもので
ある。 即ち、本発明は下記する特定の成分を有する鋼
を圧延後、下記する特定の温度範囲で焼準又は焼
入れした後、焼戻すことによりクリープ強度と靭
性の両方を同時に改善したものである。 成分範囲： 下記添加元素を含有し、残部鉄及び不可避不純
物から成る。 Si：0.01〜0.60％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：
1.80〜3.50％〜Mo：0.80〜2.00％、SolAl：
0.005〜0.05％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.010％
以下、Ｖ：0.25％〜0.35％、Ｃ：Ｖ／5.67〜
0.15％、 Ti量：0.010％以下でしかも 3.43〔Ｎ〕−0.00583＜〔Ti〕 ＜3.43〔Ｎ〕＋0.0050 を満足する量 Ｂ量：0.0003〜0.0010％でしかも 〔Ｂ〕0.77〔〕−3.16×10-4を満足する量 〔但し、：Tiで固定されてないＮ〕 更に上記に加えて、下記元素を１種又は２種以
上含有しても良い。 Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.10％
以下、Ca：0.07％以下、Mg：0.07％以下。 焼準又は焼入れ温度： （−10800／log（0.25）4/3・（〔Ｃ〕−0.18（〔Ｖ
〕−0.25））−7.06−273） ℃以上、1020℃以下の温度域で焼準又は焼入れを
行なう。 以下本発明を詳細に説明する。まず本発明の特
徴であるＮ―Ti―Ｂバランス、Ｃ―Ｖバランス
および焼準し（または焼入れ）温度についての考
え方を述べる。 （Ｎ―Ti―Ｂバランス） Cr―Mo鋼の焼入れ性改善に必要な固溶Ｂ量
（以下と略記する）は第１図に示すように３〜
10ppmであり、５〜6ppmで特にその効果は顕著
となる。このように焼入れ性改善に有効な量を
確保する場合、Ｎ含有量が比較的多いと必然的に
Ｎを固定するために必要なTi量も多くなり、粗
大TiNが数多く析出するようになる。このよう
な粗大TiNは凝固時に生成し、その後の製造工
程での熱サイクルではほとんど固溶消失すること
がないため、最終的に鋼板の靭性を劣化させる原
因となる。したがつて靭性を損なわずに焼入れ性
を改善するには低Ti―低Ｎが必要となる。 なお、Ti―Ｎ―Ｂの三元素を想定した場合、
本発明の範囲内の含有量および温度では窒化物の
安定性はTiN≫BNであるため、最初にTiNの生
成を考慮し、次にTiによつて固定されえない固
溶Ｎ（以下と略記する）とと反応してBNと
なる過程を考慮すればよい。 第２図は本発明のＢ量の範囲を量（Tiによ
り固定されないＮ量）との関係で示すものであ
る。図中温度をパラメータとして示される各曲線
はlog〔Ｂ〕〔Ｎ〕＝13970／Ｔ(k)＋5.24で表わされる
Ｂ、 Ｎの平衡曲線である。本発明においては焼準（ま
たは焼入れ）温度は900℃以上となり、900℃から
の焼準（または焼入れ）で３〜10ppmの量を確
保すればその以上の温度ならば焼入れ性に関して
は同等以上の効果があげられる。第２図において
Ｎが900℃のＢ―Ｎ平衡曲線以下である場合は、
鋼中のＢがそのままとなるので、Ｂ含有量とし
ては0.0003〜0.0010％でよい。しかし、がこの
曲線より高い場合、（即ち曲線より右側にある場
合）BNの化学量論的な直線１と平行にBNの析
出が進むために900℃で：0.0003〜0.0010％を
確保するためにはＢ0.77−3.16×10-4……
Ｂ0.77＋8.46×10-4……とする必要があ
る。しかし、焼準又は焼入れ時にこのようにして
既に析出しているBNが多過ぎると延靭性の劣化
を招くこと並びにこれを避けるためには900℃に
おいてBas BN0.0007％とする必要があること
がわかつている。すなわちlog（〔Ｎ〕−0.0007）
（〔〕−0.0009）−13970／900＋273＋5.24……
によつ て析出BN量を制限すればよいことになるが、コ
スト面も考慮して添加Ｂ量の上限を0.0010％に制
御することにした。かくして斜線部で囲んだ領域
が延靭性の劣化なしに焼入れ性改善が得られるＢ
―の範囲となる。この時、0.0017％である
ことが横軸より読みとれる。 Ｎの固定に関しては、前述の如く、安定性およ
び鋼の延靭性の点から、微量のTi添加が最も有
効であり、本発明においてもTi添加を行う。第
３図にTi―Ｎ溶解度積とTi量およびＮ量の限定
範囲を示す。 TiNの析出がほぼ完了する1100℃での平衡を
考えると（TiNは熱的に極めて安定であり、
1100℃以上の加熱温度であつても冷却中に速やか
にTiNとして析出する）、〔Ｎ〕＞0.0017％の場合、
TiNの化学量論的な直線と平行にTiNの析出が
進むため、1100℃で 0.0017％とするためには〔Ti〕3.43 〔Ｎ〕−0.00583 …… のTi添加が必要である。しかし、析出するTiN
量が多過ぎると、延靭性の劣化を招くため、1100
℃までに析出するTiN量として、Tias TiN
0.010％とする必要がある。すなわち、 log（〔Ti〕−0.010）（〔Ｎ〕−0.0029） ＝−15020／1100＋273＋3.82 …… の線によつて、析出TiN量を制限することが必
要である。 一方、〔Ti〕が多過ぎると、TiNの析出が完了
した後でも固溶Ti（以下と略記する）が過剰に
存在することとなり後の焼戻し時にTiCとして析
出、硬化し、母材の靭性劣化を招くため、
0.005％とする必要がある。すなわち、 〔Ti〕3.43〔Ｎ〕＋0.005 …… とする必要がある。 ただし、先ほどと同様コスト面から添加Tiの
上限を0.010％とすれば靭性の劣化なしに焼入れ
性を改善するTi―Ｎバランスは斜線部で囲まれ
た領域となる。 （Ｃ―Ｖバランス） 第４図は0.002T.N―0.2Si―0.55Mn―0.010P―
0.005S―0.010SolAl―0.006Ti―0.0006Bで、Cr：
1.8〜3.5％、Mo：0.8〜2.0％、Ｃ：0.03〜0.17％、
Ｖ：０〜0.5％としたCr―Mo鋼につき、焼準温度
もかえた資料について計算により、その後の焼戻
し、SR，450×105hr後にV4C3として析出し得る
Ｖ量（焼準温度で固溶しているＶ量）を求める一
方、クリープ試験によりクリープ破断強度を求め
両者の関係をプロツトしたものである。 また第５図は本発明のＶ―Ｃ範囲を示したもの
である。図中温度をパラメータとして示される各
曲線はlog〔Ｖ〕4/3〔Ｃ〕＝−10800／Ｔ(k)＋7.06で表
わさ れるＶ、Ｃの平衡曲線である。各焼準し温度では
平衡曲線以下のＶ、Ｃが固溶し、これが次の熱サ
イクル（焼戻し、SR、長時間高温操業）でV4C3
の化学量論的な直線８と平行に微細に析出しクリ
ープ強度を上昇させる。平衡曲線以上のＶ、Ｃは
８と平衡に凝固時にV4C3として析出し、焼準し
時固溶せず粗大なまま鋼板に残存しクリープ強度
上昇に寄与しないだけでなく靭性を劣化させる。
焼準し後の熱サイクルで析出するV4C3の
VasV4C3を0.25％以上確保するためには、少なく
ともＶを0.25％以上（第５図における直線９以
上）とする必要がある。第４図で示したように
V4C3としてクリープ強度を増加させるＶはその
量が増すにつれてその効果は漸増するが、0.35％
以上ではほぼその効果が飽和することとＶが粗大
な炭化物として存在する際にも又微細な炭化物と
して存在するとにかかわらずＶは溶接熱サイクル
時に固溶し、SR時に再析出するため、溶接SR割
れを助長する傾向を有し、0.35％を超えるとこの
SR割れが顕著となることからＶ含有量を0.35％
以下（第５図における直線１０以下）としなけれ
ばならない。 又Ｃ―Ｖ相互の量関係が第５図８直線の上側即
ちＶ＞5.67×Ｃの範囲ではＶが過多となり固溶Ｃ
が少なくなり焼入れ不足の問題が生じ極厚材等に
おいて靭性が劣化することから直線８より右側と
するものである。ただＶ、Ｃ量が0.15％を超える
と溶接性が劣化する。即ち溶接低温割れ性が劣化
することから0.15％以下（直線１１より左側）と
しなければならない。以上述べたことから本発明
では、Ｃ、Ｖ量を第５図直線８，９，１０，１１
に囲まれた範囲内におさめるものとする。即ち、
Ｖ：0.25〜0.35％Ｃ：Ｖ／5.67〜0.15％とする。 （焼準又は焼入れ温度） ところでCV量のバランスを上記した本発明の
範囲内にとつただけでは既に説明したところから
も明らかなようにクリープ強度の向上に役立つ
V4C3としてのＶを0.25％以上とすることはでき
ない。 いまＣ＝0.10％ Ｖ＝0.30％の本発明範囲内の
Cr―Mo鋼の焼準又は焼入時に固溶しているＶに
ついて考えるに焼準（焼入）温度として900℃を
採用した場合は点Ｐ（Ｃ＝0.10、Ｖ＝0.30）を通
り直線８と平行な直線PP′と、900℃におけるVC
の平衡曲線の交点P1におけるＣ量Ｖ量が夫々固
溶していることになる。 即ち全Ｃ及び全Ｖは夫々0.10％、0.30％であつ
ても900℃において固溶しているＣ及びＶは夫々
ほぼ0.075％、0.17％であつて、0.30―0.17＝0.13
％のＶは鋳造又は圧延段階で析出した粗大なＶ炭
化物となつておりクリープ強度を向上させる働き
は全くない。焼準（焼入）温度として950℃を採
用した際には固溶Ｖはほぼ0.27％となり、本発明
で必要な0.25％以上を満たすことになる。又この
温度として970℃を採用すれば含有する0.30％の
Ｖは全て固溶しその後のTemper，SR，高温長
時間操業時に微細なV4C3として析出する。 結局のところＣ：0.10％Ｖ：0.30％のCr―Mo
鋼において焼準時に0.25％以上のＶを固溶させる
ためにはＶ＝0.25％という直線９と直線PP′との
交点P2を通るＶ―Ｃ平衡曲線以上の温度を採用
しなければならない。 従つて直線８，９，１０，１１で囲まれた範囲
にある任意のＣ量Ｖ量を含有するCr―Mo鋼の焼
準（焼入）温度としては直線９上の点〔Ｃ―0.18
（Ｖ―0.25），0.25〕を通るCVの平衡曲線以上の
温度、即ち、 （−10800／log〔0.25〕4/3・〔Ｃ−0.18（Ｖ−0.25
）〕−7.06−273） ℃以上とする必要がある。ただし、1020℃を超え
る温度で処理するとオーステナイト粒が粗大化し
て靭性が劣化することからこの温度を上限とす
る。 （他の添加元素） 次に他の成分の限定理由を説明する。 Mn：強度面かな少なくとも0.20％以上は必要で
あるが、溶接性および耐焼戻し脆化特性に悪
影響を及ぼすので上限を1.20％とした。 Si：脱酸効果および強度の点から0.01％以上とす
るが、靭性および耐焼戻し脆化特性に悪影響
を及ぼすので上限を0.60％とする。 Cr：高温における耐酸化性、耐水素侵食特性お
よび強度を確保するため1.80％以上の添加を
必要とするが、溶接性を考慮して上限を3.50
％とした。 Mo：高温強度、耐水素侵食性を確保するため
0.80％以上の添加を必要とするが、コスト上
昇および溶接性劣化の点から上限を2.00％と
する。 酸可溶Al：結晶粒の微細化および固溶Ｎの同定
によりＢの焼入れ性を高める効果があるが、
一方ではTiと同様に過剰な添加は粗大窒化
物を生成し靭性を害するため0.005〜0.050％
の範囲とする。 Ｐ：焼戻し脆化、SR割れに対しきわめて有害な
ので、0.015％以下とする。 Ｓ：靭性劣化、異方性および再熱割れ感受性の増
大の原因となるので、0.010％以下とする。 次に要求性能に応じて１種又は２種以上添加す
る第２発明の元素についても以下にその成分限定
理由を記す。 Cu：強度を増加させるが、多すぎると熱間加工
性を害するため上限を1.0％とする。 Ni：強度を上昇させると同時に靭性を改善する
が、コスト上昇が大きいので上限を1.0％と
する。 Nb：焼戻しにより熱力学的に安定な炭化物を形
成し、高温強度や耐水素アタツクを改善する
が、多すぎると靭性および溶接性を害するた
め上限を0.10％とする。 Ca，Mg：それぞれ硫化物の形状制御作用を有
し、圧延方向に硫化物が細長く伸長すること
がなくなり、鋼材諸特性における異方性が軽
減される。しかし、多すぎるとこれら元素の
硫化物、酸化物が多量に生成し鋼の清浄度を
害するので上限を0.07％とする。 なお、本発明法において圧延には何ら制限はな
く、通常の条件で行なえば良い。また焼準又は焼
入れ後の焼戻しSRは通常行われているように
Ac1点以下で行う必要がある。しかし、あまり低
温で焼戻しSRしても、硬度が高くもろくなるた
め、加工等の取扱いが因難になるため、この焼戻
しSRは650〜Ac1の温度域で実施するのが望まし
い。 〈実施例〉 以下本発明の実施例を説明する。 第１表に示すように、各成分の鋼を種々条件で
熱処理し、そのシヤルピー値とクリープ強度とを
求めた（各鋼の成分を第２図、第３図及び第５図
にプロツトした）。 この表から例えば従来鋼のイ′，ニ，リ，ヌ，
ワは焼準し温度が低い、あるいは添加Ｖ量が少な
いためクリープ強度が低いことがわかる。また
ホ，リ，ヌ，ル，ヲ，ワはTi―Ｎ―Ｂバランス
が悪い、焼準し温度が高い等の理由で靭性が低
い。これに対し、本発明鋼はクリープ強度靭性と
もに高いものとなつていることがわかる。
【表】
【表】
○印は本発明鋼
ＡＣ：空冷
ＷＱ：水冷
＊ 冷却はシミユレーシヨン
＊＊ Ｌａｒｓｏｎ〓Ｍｉｌｌｅｒ法による内挿値
ＡＣ：空冷
ＷＱ：水冷
＊ 冷却はシミユレーシヨン
＊＊ Ｌａｒｓｏｎ〓Ｍｉｌｌｅｒ法による内挿値
第１図は固溶Ｂ量と焼準しままの硬さとの関係
を示すグラフ、第２図は本発明の添加Ｂと固溶Ｎ
の範囲を示すグラフ、第３図は本発明の添加Ti
と添加Ｎの範囲を示すグラフ、第４図はクリープ
強度に及ぼす焼準し後の熱サイクルで析出し得る
VasV4C3量を示すグラフ、第５図は本発明にお
けるＣ量とＶ量の範囲を示すグラフ。
を示すグラフ、第２図は本発明の添加Ｂと固溶Ｎ
の範囲を示すグラフ、第３図は本発明の添加Ti
と添加Ｎの範囲を示すグラフ、第４図はクリープ
強度に及ぼす焼準し後の熱サイクルで析出し得る
VasV4C3量を示すグラフ、第５図は本発明にお
けるＣ量とＶ量の範囲を示すグラフ。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Si：0.01〜0.60％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：
1.80〜3.50％、Mo：0.80〜2.00％、SolAl：0.005
〜0.05％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.010％以下、
Ｖ：0.25％〜0.35％、Ｃ：Ｖ／5.67〜0.15％及び
Ti、Ｂ、Ｎを下記限定する量を含有し残部鉄及
び不可避不純物から成る鋼を圧延後、 （−10800／log（0.25）4/3・（〔Ｃ〕−0.18（〔Ｖ
〕−0.25））−7.06−273） ℃以上、1020℃以下の温度域で焼準し又は焼入れ
し、次いで焼戻し処理を行うことを特徴とする靭
性とクリープ強度に優れたCr―Mo鋼の製造方
法。 Ti量：0.010％以下でしかも 3.43〔Ｎ〕−0.00583＜〔Ti〕 ＜3.43〔Ｎ〕＋0.0050 を満足する量 Ｂ量：0.0003〜0.0010％でしかも 〔Ｂ〕0.77〔〕−3.16×10-4 を満足する量 〔但し：Tiで固定されていないＮ〕 ２ Si：0.01〜0.60％、Mn：0.20〜1.20％、Cr：
1.80〜3.50％、Mo：0.80〜2.00％、SolAl：0.005
〜0.05％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.010％以下、
Ｖ：0.25％〜0.35％、Ｃ：Ｖ／5.67〜0.15％及び
Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Nb：0.10％以
下、Ca：0.07％以下、Mg：0.07％以下のうち１
種又は２種以上、更にTi、Ｂ、Ｎを下記限定す
る量を含有し、残部鉄及び不可避不純物から成る
鋼を圧延後、 （−10800／log（0.25）4/3・（〔Ｃ〕−0.18（〔Ｖ
〕−0.25））−7.06−273） ℃以上、1020℃以下の温度域で焼準し又は焼入れ
し、次いで焼戻し処理を行うことを特徴とする靭
性とクリープ強度に優れたCr―Mo鋼の製造方
法。 Ti量：0.010％以下でしかも 3.43〔Ｎ〕−0.00583＜〔Ti〕 ＜3.43〔Ｎ〕＋0.0050 を満足する量。 Ｂ量：0.0003〜0.0010％でしかも 〔Ｂ〕0.77〔〕−3.16×10-4を満足する量 〔但し：Tiで固定されてないＮ〕
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP595285A JPS61166916A (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 靭性とクリ−プ強度に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP595285A JPS61166916A (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 靭性とクリ−プ強度に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61166916A JPS61166916A (ja) | 1986-07-28 |
| JPS647127B2 true JPS647127B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=11625228
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP595285A Granted JPS61166916A (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 靭性とクリ−プ強度に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61166916A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2680350B2 (ja) * | 1988-06-20 | 1997-11-19 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
| JP3096959B2 (ja) * | 1996-02-10 | 2000-10-10 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度に優れた低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 |
| JP3745567B2 (ja) | 1998-12-14 | 2006-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 |
| CN108239692A (zh) * | 2017-09-20 | 2018-07-03 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 12Cr2Mo1VR钢板淬火槽正火后加速冷却方法 |
| CN116262963B (zh) * | 2022-12-22 | 2024-10-11 | 杭州汽轮动力集团股份有限公司 | 一种燃气轮机压气机用轮盘锻件及其制备方法 |
-
1985
- 1985-01-18 JP JP595285A patent/JPS61166916A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61166916A (ja) | 1986-07-28 |
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