JPS61166916A - 靭性とクリ−プ強度に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法 - Google Patents
靭性とクリ−プ強度に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法Info
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- JPS61166916A JPS61166916A JP595285A JP595285A JPS61166916A JP S61166916 A JPS61166916 A JP S61166916A JP 595285 A JP595285 A JP 595285A JP 595285 A JP595285 A JP 595285A JP S61166916 A JPS61166916 A JP S61166916A
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- 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
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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】
〈産業上の利用分野〉
この発明は、４５０℃前後の温度で使用さｎるＣｒ−Ｍ
Ｏ鋼に関するもので、極厚材においても優ｎたクリープ
強度と靭性を兼備するＣｒ −Ｍｏ ｆＨの製造方法を
提供せんとするものである。
Ｏ鋼に関するもので、極厚材においても優ｎたクリープ
強度と靭性を兼備するＣｒ −Ｍｏ ｆＨ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鋼は極厚材になってくると必然的に
焼準（或いは焼入）時の冷却速度が小さくなる友め、焼
入ｎ性が低下し強度、靭性ともに劣化する傾向にある。
焼準（或いは焼入）時の冷却速度が小さくなる友め、焼
入ｎ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ｎ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ｎ性を改善
する方法が考えらｎるが、従来のように焼入ｎ性番と有
効な固溶Ｂ量を確保するため多量のＭまたはＴｉを添加
すると、粗大なＡｔＮ 。
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ｎ性を改善
する方法が考えらｎるが、従来のように焼入ｎ性番と有
効な固溶Ｂ量を確保するため多量のＭまたはＴｉを添加
すると、粗大なＡｔＮ 。
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
、比較的同浴Ｂｉの確保しゃすい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ｉ案済である。しかし、この
方法では常温強度、靭性は十分満足しつる値となるもの
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った。
、比較的同浴Ｂｉの確保しゃすい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ｉ案済である。しかし、この
方法では常温強度、靭性は十分満足しつる値となるもの
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った。
〈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ｎた
もので、板厚材であっ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−Ｍ、鋼の製造
方法を提供せんとするものである。
もので、板厚材であっ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−Ｍ、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側を圧延後
、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。
、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。
る。
Ｓｔ ： ０．０１〜０．６０ ％、Ｍｎ：０．２０〜
１．２０％、Ｃｒ ： １．８０〜３．５０％、Ｍｏ
： ０．８０〜２．００％、５ｏｔＡＬ： ０．００５
〜０．０５％、Ｐ：０．０１５１以下、Ｓ：０．０１０
％以下、Ｖ：０．２５９６〜０．３５％、Ｃ： ｖ１５
．６７〜０．１５％、 Ｔ１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： Ｑ、０００３〜０．００１０％でしかもＣＢ）
≧０．７７（Ｎ）−３，１６Ｘ １０ を満足する量
〔但しＮ ： Ｔｉで固定さｎ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。
１．２０％、Ｃｒ ： １．８０〜３．５０％、Ｍｏ
： ０．８０〜２．００％、５ｏｔＡＬ： ０．００５
〜０．０５％、Ｐ：０．０１５１以下、Ｓ：０．０１０
％以下、Ｖ：０．２５９６〜０．３５％、Ｃ： ｖ１５
．６７〜０．１５％、 Ｔ１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： Ｑ、０００３〜０．００１０％でしかもＣＢ）
≧０．７７（Ｎ）−３，１６Ｘ １０ を満足する量
〔但しＮ ： Ｔｉで固定さｎ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、Ｎ
ｂ ： ０．１０％以下、Ｃａ ： ０．０７％以下、
Ｍｇ：０．０７％以下。
ｂ ： ０．１０％以下、Ｃａ ： ０．０７％以下、
Ｍｇ：０．０７％以下。
焼準又は焼入れ温度：
℃以上、１０２０℃以下の温度域で焼準又は焼入れを行
なう。
なう。
以下本発明の詳細な説明する。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く
または焼入１ｒＬ）温度についての考え方を述べる。
Ｎ−Ｔｉ−Ｂバランス、Ｃ−ｖバランスおよび焼準しく
または焼入１ｒＬ）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ｎ性改善に必要な同浴Ｂ量（以下
Ｂと略記する）はａＫ １図に示すように３〜１０ ｐ
ｐｍであり、５〜６ ｐｐｍで特にその効果は顕著とな
る。このように焼入ｎ性改善に有効なりｔｅ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。
Ｂと略記する）はａＫ １図に示すように３〜１０ ｐ
ｐｍであり、５〜６ ｐｐｍで特にその効果は顕著とな
る。このように焼入ｎ性改善に有効なりｔｅ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。
したがって靭性を損なわずに焼入ｎ性を改善するには低
Ｔ１−低Ｎが必要となる。
Ｔ１−低Ｎが必要となる。
なお、Ｔｉ−Ｎ−Ｈの三元素を想定した場合、本発明の
範囲内の含有量ｔよび温度では窒化物の安定性はＴｉＮ
＞＞ＢＨである九め、最初にＴｉＮの生成を考慮し、次
にＴｉによって固定さｎえない固溶Ｎ（以下母と略記す
る）とｉと反応してＢＮとなる過程を考慮すればよい。
範囲内の含有量ｔよび温度では窒化物の安定性はＴｉＮ
＞＞ＢＨである九め、最初にＴｉＮの生成を考慮し、次
にＴｉによって固定さｎえない固溶Ｎ（以下母と略記す
る）とｉと反応してＢＮとなる過程を考慮すればよい。
第２＠は本発明のＢ量の範囲を１ｚ（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。本発明においては簡単（または焼入１
ｒＬ）温度は９００１：以上となり、９００℃からの焼
＄（または焼入ｎ）で３〜ｉ ｏ ｐｐｍのＢｉｆ確保
すｎばその以上の温度ならば焼入ｎ性に関しては同等以
上の効果があげらｎ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
Ｂとなるので、Ｂ含有量としては０．０００３〜０．０
０１０％でよい。しかし、Ｎ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■と平行にＢＮの析出が進むｆｃめに９００℃でＢ
： ｏ、ｏｏ０３〜０．００１０％ を確保するために
はＢ量０．７７Ｎ−３，１６Ｘｌ（１”・・・・・・・
・・＠Ｂ≦０．７ ｒｍ ＋８．４６ Ｘ １０−’・
・・・・・・・・■ とする必要がある。しかし、簡単
又は焼入れ時にこのよう（ζ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ｎを避け
るためには９００℃においてＢａ５ＢＮ≦０．０００７
％とする必要があることがわかっている。すなわちｌｏ
ｇ （［Ｎ量−ｏ、ｏ ｏ Ｏ７）（（Ｎ）−０．００
０９）≦−１３９７０／（９００＋２７３）＋５．２４
・・・・・・・・・■によって析出ＢＮ量を制限すｎ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ｏ、ｏｏｉｏ％に制御することにし友◎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ｎ性改善が得
られるＢ−Ｎの範囲となる。
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。本発明においては簡単（または焼入１
ｒＬ）温度は９００１：以上となり、９００℃からの焼
＄（または焼入ｎ）で３〜ｉ ｏ ｐｐｍのＢｉｆ確保
すｎばその以上の温度ならば焼入ｎ性に関しては同等以
上の効果があげらｎ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
Ｂとなるので、Ｂ含有量としては０．０００３〜０．０
０１０％でよい。しかし、Ｎ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■と平行にＢＮの析出が進むｆｃめに９００℃でＢ
： ｏ、ｏｏ０３〜０．００１０％ を確保するために
はＢ量０．７７Ｎ−３，１６Ｘｌ（１”・・・・・・・
・・＠Ｂ≦０．７ ｒｍ ＋８．４６ Ｘ １０−’・
・・・・・・・・■ とする必要がある。しかし、簡単
又は焼入れ時にこのよう（ζ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ｎを避け
るためには９００℃においてＢａ５ＢＮ≦０．０００７
％とする必要があることがわかっている。すなわちｌｏ
ｇ （［Ｎ量−ｏ、ｏ ｏ Ｏ７）（（Ｎ）−０．００
０９）≦−１３９７０／（９００＋２７３）＋５．２４
・・・・・・・・・■によって析出ＢＮ量を制限すｎ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ｏ、ｏｏｉｏ％に制御することにし友◎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ｎ性改善が得
られるＢ−Ｎの範囲となる。
この時、Ｎ量０．００１７％であることが横軸より読み
とれる。
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。
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
上の加熱温度であっても冷却中に速やかにＴｉＮとして
析出する）、〔Ｎ量〉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、１
１００℃でＮ量０．００１７％とするためには（Ｔｉ）
≧３．４３［Ｎ量−０，００５８３・・・・・・・・・
・・・・・・■のＴｉ添加が必要である。しかし、析出
するＴｉＮ。
ると（ＴＩＮは熱的に極めて安定であり、１１００℃以
上の加熱温度であっても冷却中に速やかにＴｉＮとして
析出する）、〔Ｎ量〉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、１
１００℃でＮ量０．００１７％とするためには（Ｔｉ）
≧３．４３［Ｎ量−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、Ｔｉ ａｓＴｉＮ≦０
．０１０９５とする必要がある。すなわち、ｌｏｇ （
（Ｔｔ〕−０，０１０Ｘ［Ｎ）−０，００２９）＝ −
１１００＋２７３ ＋ ３．８２・・・・・・・・・・・・・凹曲■の線に
よって、析出ＴｉＮ量を制限することが必要である。
までに析出するＴｉＮ量として、Ｔｉ ａｓＴｉＮ≦０
．０１０９５とする必要がある。すなわち、ｌｏｇ （
（Ｔｔ〕−０，０１０Ｘ［Ｎ）−０，００２９）＝ −
１１００＋２７３ ＋ ３．８２・・・・・・・・・・・・・凹曲■の線に
よって、析出ＴｉＮ量を制限することが必要である。
一方、〔Ｔ１〕が多過ぎると、ＴｉＮの析出が完了した
後でも固溶Ｔｉ（以下五と略記する）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、Ｔ１≦０．００５％とする
必要がある。
後でも固溶Ｔｉ（以下五と略記する）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、Ｔ１≦０．００５％とする
必要がある。
すなわち、
〔Ｔ１〕≦３．４３ （Ｎ） ＋０．００５−・−・・
−、、川、■とする必要がある。
−、、川、■とする必要がある。
ただし、先はどと同様コスト面から添加Ｔｉの上＠＋ｏ
、ｏｔｏチとすｎば靭性の劣化なしに焼入ｎ性を改善す
るＴｉ−Ｎバランスは斜線部で囲まｎた領域となる。
、ｏｔｏチとすｎば靭性の劣化なしに焼入ｎ性を改善す
るＴｉ−Ｎバランスは斜線部で囲まｎた領域となる。
（ｃ−ｖバランス）
第４図は０．００２ Ｔ、Ｎ −０，２５ｉ−０，５５
Ｍｎ−０，０１０Ｐ Ｏ，００５Ｓ Ｏ，０１０
ＳｏｌＡｔ Ｏ，００６Ｔｉ Ｏ，０００６Ｂで、Ｃ
ｒ：１．８〜３，５％、Ｍｏ ： ０．８〜２．０％、
Ｃ二０．０３〜０．１７％、Ｖ：Ｏ〜０．５％としたＣ
ｒ Ｍ。
Ｍｎ−０，０１０Ｐ Ｏ，００５Ｓ Ｏ，０１０
ＳｏｌＡｔ Ｏ，００６Ｔｉ Ｏ，０００６Ｂで、Ｃ
ｒ：１．８〜３，５％、Ｍｏ ： ０．８〜２．０％、
Ｃ二０．０３〜０．１７％、Ｖ：Ｏ〜０．５％としたＣ
ｒ Ｍ。
鋼につき、焼準温度もかえ之資料について計算により、
その後の焼戻しＳ Ｒ４５ＯＸＩＯｈｒ後にｖ、 Ｃ３
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ットしたものである０ また第５図は本発明のＶ−Ｃ範囲を示し次ものである。
その後の焼戻しＳ Ｒ４５ＯＸＩＯｈｒ後にｖ、 Ｃ３
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ットしたものである０ また第５図は本発明のＶ−Ｃ範囲を示し次ものである。
図中温度をパラメータとして示される各曲線はｌｏｇ〔
Ｖ〕４／５〔Ｃ〕＝−１０８００／Ｔ（ｋ）＋７．０６
で表わさｎる■、Ｃの平衡曲線である０各焼準し温度で
は平衡曲線以下のＶ、Ｃが固溶し、これが次の熱ザイク
ル（焼戻し、ＳＲ，長時間高温操業）でｖ４Ｃ３の化学
量論的な直線■と平行に微細に析出しクリープ強度を上
昇させる。
Ｖ〕４／５〔Ｃ〕＝−１０８００／Ｔ（ｋ）＋７．０６
で表わさｎる■、Ｃの平衡曲線である０各焼準し温度で
は平衡曲線以下のＶ、Ｃが固溶し、これが次の熱ザイク
ル（焼戻し、ＳＲ，長時間高温操業）でｖ４Ｃ３の化学
量論的な直線■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■と平衡に凝固１時にｖ４Ｃ
Ｂとして析出し、簡単し時固溶せず粗大なまま銅板ζこ
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。簡単し後の熱ｆイクＪＬＴ：析出ｉｉ ル
Ｖ４ Ｃ３のｖａｓｖ４Ｃ３を０．２５％以上確保する
ためには、少なくとも■を０２５−以上（第５図におけ
る直線０以上）とする必要がある。第４図で示し九よう
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ｎ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■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８８割ｎを助長する傾向を有し、０
．３５％を超えるとこのＳＲ割ｎが顕著となることがら
Ｖ含有量を０．３５％以下（第５図における直線Ｏ以下
）としなけｎばならない。
Ｂとして析出し、簡単し時固溶せず粗大なまま銅板ζこ
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。簡単し後の熱ｆイクＪＬＴ：析出ｉｉ ル
Ｖ４ Ｃ３のｖａｓｖ４Ｃ３を０．２５％以上確保する
ためには、少なくとも■を０２５−以上（第５図におけ
る直線０以上）とする必要がある。第４図で示し九よう
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ｎ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■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８８割ｎを助長する傾向を有し、０
．３５％を超えるとこのＳＲ割ｎが顕著となることがら
Ｖ含有量を０．３５％以下（第５図における直線Ｏ以下
）としなけｎばならない。
又Ｃ−Ｖ相互の量関係が第５図■直線の上側即ちＶ＞５
．６７ＸＣの範囲ではＶが過多とな １り固溶Ｃが
少なくなり焼入ｎ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■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。即ち溶接低温側ｎ性が劣化することがらｏ、ｘ５％
以下（直線＠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■■
＠Ｏに囲まｎた範囲内におさめるものとする。即ち、Ｖ
：０．２５〜０．３５％Ｃニー！−〜０．１５俤とする
０ ５．６７ （簡単又は焼入ｎ温度） ところでＣｒ量のバランスを上記した本発明の範囲内に
とっただけでは既に説明し次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Ｖ、Ｃ，とじてのＶを０
．２５％以上とすることはできない・ いまＣ＝０．１０％ ｖ＝ｏ、ａｏチの本発明範囲内の
ＣｒＭｏｇ＃の簡単又は焼入時に固溶しているＶについ
て考えるに簡単（焼入）温度として９００℃を採用した
場合は点Ｐ（Ｃ＝０．１０、■＝Ｏ，ａＯ）を通り直線
■と平行な直線ＰＰと、９００℃におけるＶＣの平衡曲
線の交点ＰｌにおけるＣ−ｊｉＶｉが夫々固溶している
ことになる。
．６７ＸＣの範囲ではＶが過多とな １り固溶Ｃが
少なくなり焼入ｎ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■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。即ち溶接低温側ｎ性が劣化することがらｏ、ｘ５％
以下（直線＠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■■
＠Ｏに囲まｎた範囲内におさめるものとする。即ち、Ｖ
：０．２５〜０．３５％Ｃニー！−〜０．１５俤とする
０ ５．６７ （簡単又は焼入ｎ温度） ところでＣｒ量のバランスを上記した本発明の範囲内に
とっただけでは既に説明し次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Ｖ、Ｃ，とじてのＶを０
．２５％以上とすることはできない・ いまＣ＝０．１０％ ｖ＝ｏ、ａｏチの本発明範囲内の
ＣｒＭｏｇ＃の簡単又は焼入時に固溶しているＶについ
て考えるに簡単（焼入）温度として９００℃を採用した
場合は点Ｐ（Ｃ＝０．１０、■＝Ｏ，ａＯ）を通り直線
■と平行な直線ＰＰと、９００℃におけるＶＣの平衡曲
線の交点ＰｌにおけるＣ−ｊｉＶｉ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％であっ
ても９００℃において固溶しているｃ ＥｔＤｖは夫々
はぼ０．０７５チ、０．１７チであって、０．３０−Ｏ
，１７＝０．１３％のＶは鋳造又は圧延段階で析出し次
粗大な■炭化物となってありクリープ強度を向上させる
働きは全くない。簡単（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、３０９６のＶ
は全て固溶しその後のＴｅｍｐｅ ｒ又はＳＲ時に微細
なり４Ｃ３として析出する〇 結局のところＣＯＯｌｌＯ％ｖ：ｏ、３０％のＣｒ −
Ｍｏ鋼において簡単時に０．２５％以上のＶを固溶させ
るためにはＶ＝０．２５％という直線■と直線ＰＰＩ’
との交点Ｐ、を通るＶ−Ｃ平衡曲線以上の温度を採用し
なけｎばならない。
ても９００℃において固溶しているｃ ＥｔＤｖは夫々
はぼ０．０７５チ、０．１７チであって、０．３０−Ｏ
，１７＝０．１３％のＶは鋳造又は圧延段階で析出し次
粗大な■炭化物となってありクリープ強度を向上させる
働きは全くない。簡単（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、３０９６のＶ
は全て固溶しその後のＴｅｍｐｅ ｒ又はＳＲ時に微細
なり４Ｃ３として析出する〇 結局のところＣＯＯｌｌＯ％ｖ：ｏ、３０％のＣｒ −
Ｍｏ鋼において簡単時に０．２５％以上のＶを固溶させ
るためにはＶ＝０．２５％という直線■と直線ＰＰＩ’
との交点Ｐ、を通るＶ−Ｃ平衡曲線以上の温度を採用し
なけｎばならない。
従って直線■■ＯＯで囲ま３７’（範囲にある任意のＣ
量Ｖ量を含有するＣｒ−Ｍｏ鋼の簡単（焼入）温度とし
ては直線■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 ℃以上とする必要がある。ただし、１０２０ｃそ超える
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。
量Ｖ量を含有するＣｒ−Ｍｏ鋼の簡単（焼入）温度とし
ては直線■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 ℃以上とする必要がある。ただし、１０２０ｃそ超える
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Ｔる。
Ｍｎ二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＠を１．２０％とした。
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＠を１．２０％とした。
Ｓｌ：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。
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
び強度を確保する次め１．８０俤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。
び強度を確保する次め１．８０俤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、耐水素優賞性を確保するため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、ＯＯチとする。
％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、ＯＯチとする。
酸可溶Ａｔ： 結晶粒の微細化および固＠Ｎの同定によ
りＢの焼入ｎ性を高める効果があるが、一方ではｒｉと
同様に過剰な添加は粗大輩化物を生成し靭性を害するた
め ｏ、ｏｏｓ〜０．０５０％の範四とする。
りＢの焼入ｎ性を高める効果があるが、一方ではｒｉと
同様に過剰な添加は粗大輩化物を生成し靭性を害するた
め ｏ、ｏｏｓ〜０．０５０％の範四とする。
Ｐ：焼戻し脆化、ＳＲ割扛に対しきわめて有害なので、
（１，０１５％以下とする。
（１，０１５％以下とする。
Ｓ：靭性劣化、異方性および再熱側ｎ感受性の増大の原
因となるので、０．０１０％以下とする。
因となるので、０．０１０％以下とする。
次に要求性能に応じて１ｍ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。
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。
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チとＴる。
スト上昇が大きいので上限を１．０チとＴ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ックを改善するが、多すぎると靭
性および溶接性を害するため上限を０．１θ％とする。
高温強度や耐水素アタックを改善するが、多すぎると靭
性および溶接性を害するため上限を０．１θ％とする。
Ｃａ、Ｍｇ：そｎぞｎ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
緒特性における異方性が軽減さｎ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俤とする・ 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ｔ焼準又は焼入ｎ後の焼戻し
ＳＲは通常行わｎ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、加工等の取扱いが困難になるた
め、この焼戻しＳＲは６５０〜Ａｃ、の温度域で実施Ｔ
るのが望ましい。
延方向に硫化物が細長く伸長することがなくなり、鋼材
緒特性における異方性が軽減さｎ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俤とする・ 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ｔ焼準又は焼入ｎ後の焼戻し
ＳＲは通常行わｎ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、加工等の取扱いが困難になるた
め、この焼戻しＳＲは６５０〜Ａｃ、の温度域で実施Ｔ
るのが望ましい。
〈実施例〉
以下本発明の詳細な説明する。
第１表に示すように、各成分の鋼を種々条件で熱処理し
、そのシャルピー値とクリープ強度とを求めた（６銅の
成分を第２図、第３図及び第５図に〕゛ロットした）。
、そのシャルピー値とクリープ強度とを求めた（６銅の
成分を第２図、第３図及び第５図に〕゛ロットした）。
この表から例えば従来鋼のイ、二、す、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。
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、す、ヌ、ル、ヲ、ワはＴ ｉ −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。
ンスが悪い・焼準し温度が高い等の理由で靭性が低い。
こｎに対し、本発明−はクリープ強度靭性ともに高いも
のとなっていることがわか
のとなっていることがわか
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：０．８
０〜２．００％、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〔Ｎ〕−３．１６×１０ を満足する量 〔但し＠Ｎ＠：Ｔｉで固定されてないＮ〕 ２、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜１
．２０％、Ｃｒ：１．８０〜３．５０％、Ｍｏ：０．８
０〜２．００％、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〔＠Ｎ＠〕−３．１６×１０＾−＾４を満足す
る量〔但し＠Ｎ＠：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 true JPS61166916A (ja) | 1986-07-28 |
| JPS647127B2 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) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01319629A (ja) * | 1988-06-20 | 1989-12-25 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
| US5746843A (en) * | 1996-02-10 | 1998-05-05 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Low Mn-low Cr ferritic heat resistant steel excellent in strength at elevated temperatures |
| US6406564B1 (en) | 1998-12-14 | 2002-06-18 | Nippon Steel Corporation | Electric welded boiler steel pipe |
| 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 |
| CN116262963A (zh) * | 2022-12-22 | 2023-06-16 | 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
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01319629A (ja) * | 1988-06-20 | 1989-12-25 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
| US5746843A (en) * | 1996-02-10 | 1998-05-05 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Low Mn-low Cr ferritic heat resistant steel excellent in strength at elevated temperatures |
| US6406564B1 (en) | 1998-12-14 | 2002-06-18 | Nippon Steel Corporation | Electric welded boiler steel pipe |
| 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 |
| CN116262963A (zh) * | 2022-12-22 | 2023-06-16 | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS647127B2 (ja) | 1989-02-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |