JP2680350B2 - 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、石油精製、石油化学等の化学プラントある
いは火力、原子力等の発電プラント等の高温機器に用い
られるCr−Mo鋼の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 化学反応器等のプラントにおいては、要求特性に応じ
て、0.5〜１％Moの他、0.5〜2.5％Crを含有するCr−Mo
鋼が用いられる。特に、2.25Cr−1Mo鋼は優れた高温特
性により、使用条件の厳しい用途に好んで使用される。

近年石油精製プラント等の操業効率の向上あるいは石
炭液化プラント用としてＶあるいはNbを含有するCr−Mo
鋼が開発されている。石炭液化プラント用に対してはCr
含有量を３％以上まで増量した鋼も検討されている。

さらにCr含有量の高い７〜13％Cr鋼は発電プラント等
の使用温度条件の厳しい機器に、比較的古くより使用さ
れている。また近年高速増殖炉の蒸気発生器用構造材料
として、ＶあるいはNbを含有する高Cr鋼が注目されてい
る。

これらのCr−Mo鋼は高温で用いられ、優れた高温強度
が要求されているが、耐圧試験における安全性確保の観
点から優れた低温靭性も必要である。

化学反応容器用等に用いられるCr−Mo鋼は、従来圧延
後所定の温度（通常930℃）に加熱して焼ならしあるい
は焼入れを実施した後、焼もどしを施して使用される事
が多い。プラントの操業条件の高温高圧化により鋼材の
高強度化が要望され、Cr含有量の増加あるいは特開昭60
−238452号公報に示されるようにV,Nb等の元素を添加
し、高温強度を向上する努力がなされている。

しかし、合金元素の有効利用に不可欠な高温での焼な
らしあるいは焼入れは、オーステナイト結晶粒の粗大化
を招き、低温靭性を低下させる。このように、高温強度
と低温靭性は二律背反の結果となり、両立は難しい。

［発明が解決しようとする課題］ 化学反応容器は高温で使用され、高温での引張強度、
クリープ強度が必要である。この他、化学反応容器には
定期的な耐圧試験が義務づけられており、使用素材に対
して優れた低温靭性も要求される。また、一般にCr−Mo
鋼は高温での使用中に靭性が徐々に低下するため、使用
初期の靭性値が優れている程供用期間を長くすることが
できる。

本発明は、高温特性を改善するための高温での焼なら
しあるいは焼入れにおいても、細粒のオーステナイトを
維持し、焼もどし後の低温靭性が優れたCr−Mo鋼を製造
する方法を提供することを目的としている。

［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、Cr−Mo鋼の焼入れ焼もどし材での低温
靭性に決定的な影響を及ぼすオーステナイト粒度を、高
温の焼ならしあるいは焼入れにおいても細粒に維持する
方法を種々検討した。

その結果焼入れ処理での条件を制御するのみでは目的
を達成することが難しく、圧延終了温度との組合せによ
り初めて、高温での焼ならしあるいは焼入れにおいて細
粒オーステナイト粒を維持できることを見出した。

本発明は前記の知見に基づいてなされたものであり、
その要旨は、重量％にて、C:0.03〜0.17％、Si:0.02〜
0.5％、Mn:0.1〜3.0％、Cr:0.5〜13％、Mo:0.3〜3.0
％、Mo＋W:0.3〜3.0％、V:0.03〜0.5％、Nb:0.01〜0.2
％、Al:0.003〜0.05％、N:0.08％以下、P:0.02％以下、
S:0.02％以下を基本成分とし、必要により、B:0.0002〜
0.005％を単独で、又はTi:0.005〜0.05％と組合わせて
含有し、残Fe及び不可避不純物からなる鋼を1100〜1280
℃に加熱した後圧延し、圧延仕上げ温度が低い程昇温速
度を大きくし、かつ圧延仕上げ温度（T_f）（℃）から求
められる昇温速度（H_R）（℃/h）の範囲、 （1700−T_f）/300≧log（H_R）≧（1400−T_f）/300 で昇温した後、焼ならし焼もどしあるいは焼入れ焼もど
しを実施することを特徴とする靭性の優れたCr−Mo鋼板
の製造方法である。

［作用］ 以下本発明についてさらに詳細に説明する。

Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素で
あり、化学反応容器鋼として要求される強度レベルか
ら、少なくても0.03％を必要とする。Ｃ量の増加ととも
に、鋼材の靭性が低下し、溶接性も悪くなるため、上限
を0.17％とする。

Siは脱酸および強度上昇のため0.02％以上添加する
が、添加量が多いと靭性を低下するため上限を0.5％と
する。

MnはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元素である
が、添加量が多いと変態点が低下しすぎ、焼ならし、焼
入れで残留オーステナイト量が多くなるため、0.1〜3.0
％とする。

Ｐは鋼中でミクロ偏析し靭性の方向差を著しくするば
かりでなく、焼もどし時および溶接後熱処理時に粒界に
偏析し靭性を低下させる元素であるため、減少させるこ
とが望ましいので、上限を0.02％とする。

Ｓは鋼中で非金属介在物MnSを形成し、靭性の方向差
を大きくし、且つシャルピー試験での上部棚エネルギー
を低下させるため、上限を0.02％とする。

Crは焼入れ性を増すとともに、焼もどしおよび溶接後
熱処理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上させる。ま
たCrは炭窒化物を安定化し、鋼の耐水素侵食性を向上さ
せるため、0.5％以上添加する。しかし、13％超の添加
は化学反応容器用鋼としては不必要なため、上限を13％
とする。

MoおよびＷは高温強度、特にクリープ破断強度を増す
ために添加する。しかし、単独又は合計で0.3％未満の
添加では効果が顕著でなく、3.0％超では効果が飽和す
るため、添加量を0.3〜3.0％とする。Cr−Mo鋼であるか
ら、Moは0.3〜3.0％含有する。

Ｖはそれ自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するとと
もに、Crの炭窒化物に固溶し、Cr炭窒化物をさらに安定
化する効果がある。しかし、0.03％未満の添加が十分で
なく、0.5％超では効果が飽和し添加量に応じた効果が
得られないため、添加量を0.03〜0.5％とする。

Nbは加熱冷却の熱履歴の間に安定な炭窒化物を形成
し、鋼の高温強度を向上させる効果を有する元素であ
る。また、圧延により加工誘起析出し、結晶粒界の移動
を妨げ、再結晶粒の粗大化を阻止する。このため、0.01
％以上を添加するが、0.2％超では添加量に見合った効
果が得られないため、経済的に0.2％以下に抑制する。

Alは鋼の脱酸に不可欠な元素であり、この目的から下
限を0.003％とする。しかし、Al添加量が高くなるとク
リープ破断強度を害するため添加の上限を0.05％とす
る。

ＮはＣと同様、鋼の強度を上昇させるが、通常の溶製
方法では0.08％以上の添加で鋼塊内に気孔を形成する。
気孔が圧延によっても未圧着であると、圧延および靭性
を低下させるため、上限を0.08％とする。

Ｂは微量添加で焼入れ性を上昇させる元素であり、焼
入れ性を必要とする場合に添加する。焼入れ向上効果は
0.0002％から認められるが、0.0050％超に増量する意味
はない。このため、添加量を0.0002〜0.005％とする。

TiはＮと結合し、Ｂが焼入れ性向上に無効なBNとなる
のを妨げる効果を有する。このため、0.005％以上のTi
をＢとともに添加することができる。しかし、鋼中の窒
素量が高すぎると、TiNが多量に形成され清浄度を害す
るため、Ｂ添加効果を利用する場合にはＮ量を0.01％以
下に規制するため、Ti添加量は0.05％以下で十分であ
る。

次に圧延条件について述べる。

前記のような化学成分を有する鋼は転炉、電気炉で溶
製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガス処理を施
して得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊し
た後、分塊でスラブとされる。

スラブは連続鋳造法により溶鋼から直接製造しても良
い。分塊での均熱・圧下はいかなるものであっても構わ
ない。即ち、スラブを冷却した後均熱してもよく、分塊
のまま熱片で均熱炉に装入しても良い。1100〜1280℃で
均熱の後、圧延または鍛造によりスラブとする。スラブ
厚は製品板厚の1.3〜2.5倍程度が好ましい。

スラブは鋼に含有されるNbおよびＶの一部あるいは全
部が固溶する温度で加熱されることが不可欠である。し
たがって、スラブ加熱温度を1100℃以上とする。しか
し、スラブ加熱温度が高すぎると組織が粗大化しすぎ、
圧延によっても微細化されにくくなるため、上限を1280
℃とする。

加熱されたスラブは複数パスの圧下により圧延され
る。圧下量が多くかつ圧延終了温度が低い程オーステナ
イト粒は微細化され、あるいは伸長粒での短径寸法が小
さくなる。圧下量即ちスラブ厚と製品厚の比は２以上が
好ましい。圧延終了温度が低い程、組織が細分化される
が、低温となる程変形抵抗が大きく圧延機の負担が大き
くなるため、工業的には700℃以上が好ましい。

圧延された鋼板は冷却され表面手入れの後、焼ならし
あるいは焼入れのための加熱を行う。加熱温度すなわち
焼入れ温度が高温ほどCr,Mo,Nb,V等の添加元素が固溶さ
れ、高温強度の向上に有効に作用する。しかし、通常の
焼ならしあるいは焼入れの温度より50℃高い980℃で
も、オーステナイト粒は粗大化し、焼戻し後には良好な
靭性が得られない場合がある。

しかし、圧延終了温度と昇温速度に関する系統的な試
験の結果、圧延終了温度に応じた昇温速度範囲で加熱す
るならば、980℃においても粗粒が発生せず、均一な微
細粒を得ることが出来ることが分かった。

0.14％Ｃ−0.25％Si−0.45％Mn−0.008％Ｐ−0.005％
Ｓ−2.58％Cr−1.07％Mo−0.23％Ｖ−0.039％Nb−0.007
％Al−0.008％Ｎ鋼についての結果を第１図および第２
図に示す。

第１図に示すように、高温焼入れ（980℃）で細粒を
得るためには、最適昇温速度範囲が存在する。

第２図に示すように、上記の最適昇温速度（H_R）（℃
/h）の範囲は、圧延終了温度（T_f）（℃）により変化
し、 （1700−T_f）/300≧log（H_R）≧（1400−T_f）/300 で表わされる。すなわち、圧延終了温度が低い程、昇温
速度を大きくする必要があることが明らかである。

第３図に、第２図の圧延終了温度（900℃）の場合に
つき、焼ならし加熱での昇温速度に対する、焼もどし
（690℃×30時間）後のシャルピー遷移温度の関係を示
している。−40℃以下の優れた破面遷移温度は第１図の
細粒域と全く一致しており、本発明の靭性改善効果は明
らかである。

焼入れあるいは焼ならしの後、焼もどしを行ない各種
プラントの製作に供せられる。焼もどし条件は特に制限
されず、従来の温度範囲（650〜800℃×30分以上）を適
用できる。

［実 施 例］ 第１表に示す化学成分を有する鋼を第２表に示す条件
で圧延および熱処理した。表中の条件で焼もどし後、オ
ーステナイト粒径を測定するとともに、引張試験および
シャルピー試験を行ない、引張強さおよびシャルピー破
面遷移温度を求めた。

結果を第２表中に示している。

第２表に示すように○印で示される本発明による場
合、980℃以上の高温焼入れ加熱においても均一かつ微
細なオーステナイト粒が得られており、焼もどし後の引
張強さおよび靭性（破面遷移温度）とも良好である。

これに対し×で示す比較例は、何れも圧延仕上温度か
ら求められる昇温速度の範囲を外ずれているため、γ粒
度が細粒にならず靭性レベルが低いものとなっている。

［発明の効果］ 本方法により製造したCr−Mo鋼板は、繰り換し焼入れ
等の煩雑な工程を経なくても、微細なオーステナイト粒
が得られ、高温焼入れにより高強度化されるにもかかわ
らず、通常の焼入れ温度から焼入れた場合と同等の優れ
た靭性が得られる。優れた高温強度と良好な低温靭性の
要求される化学プラントあるいは発電プラント用鋼とし
て極めて有用なものであり、工業的価値が高い。

【図面の簡単な説明】

第１図は昇温速度と焼ならし後のγ粒の関係を表す図
面、第２図は焼ならしで細粒γを得るための圧延終了温
度と昇温速度の組合せを示す図面、第３図は焼ならしで
の昇温速度とシャルピー破面遷移温度の関係を示す図面
である。

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、 C:0.03〜0.17％、Si:0.02〜0.5％、 Mn:0.1〜3.0％、Cr:0.5〜13％、 Mo:0.3〜3.0％、Mo＋W:0.3〜3.0％、 V:0.03〜0.5％、Nb:0.01〜0.2％、 Al:0.003〜0.05％、N:0.08％以下、 P:0.02％以下、S:0.02％以下 残Fe及び不可避不純物からなる鋼を1100〜1280℃に加熱
   した後圧延し、圧延仕上げ温度が低い程昇温速度を大き
   くし、かつ圧延仕上げ温度（T_f）（℃）から求められる
   昇温速度（H_R）（℃/h）の範囲、 （1700−T_f）/300≧log（H_R）≧（1400−T_f）/300 で昇温した後、焼ならし焼もどしあるいは焼入れ焼もど
   しを実施することを特徴とする靭性の優れたCr−Mo鋼板
   の製造方法。
2. 【請求項２】重量％にて、 C:0.03〜0.17％、Si:0.02〜0.5％、 Mn:0.1〜3.0％、Cr:0.5〜13％、 Mo:0.3〜3.0％、Mo＋W:0.3〜3.0％、 V:0.03〜0.5％、Nb:0.01〜0.2％、 Al:0.003〜0.05％、N:0.08％以下、 P:0.02％以下、S:0.02％以下 を基本成分とし、さらに、B:0.0002〜0.005％を単独
   で、又はTi:0.005〜0.05％と組合わせて含有し、残Fe及
   び不可避不純物からなる鋼を用いることを特徴とする請
   求項１に記載する靭性の優れたCr−Mo鋼板の製造方法。