JP3483493B2 - 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 - Google Patents
圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法Info
- Publication number
- JP3483493B2 JP3483493B2 JP07540299A JP7540299A JP3483493B2 JP 3483493 B2 JP3483493 B2 JP 3483493B2 JP 07540299 A JP07540299 A JP 07540299A JP 7540299 A JP7540299 A JP 7540299A JP 3483493 B2 JP3483493 B2 JP 3483493B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast steel
- strength
- pressure vessel
- less
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/28—Normalising
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Filling Or Discharging Of Gas Storage Vessels (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、火力発電用蒸気タ
ービンプラントにおける車室や圧力容器に用いられる鋳
鋼材及びそれを用いた圧力容器（鋳鋼品）の製造方法に
関する。
ービンプラントにおける車室や圧力容器に用いられる鋳
鋼材及びそれを用いた圧力容器（鋳鋼品）の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】火力発電用蒸気タービンプラントに用い
られる車室や圧力容器としては、複雑な形状に対応する
ため鋳鋼品が多用されている。これら鋳鋼品に求められ
る特性は、高温度で使用されるところから高温強度が高
くかつ、クリープ破断強度が高いこと、鋳鋼品であるこ
とから欠陥部を溶接によって補修する必要があり、従っ
て、優れた溶接性を具備していることである。
られる車室や圧力容器としては、複雑な形状に対応する
ため鋳鋼品が多用されている。これら鋳鋼品に求められ
る特性は、高温度で使用されるところから高温強度が高
くかつ、クリープ破断強度が高いこと、鋳鋼品であるこ
とから欠陥部を溶接によって補修する必要があり、従っ
て、優れた溶接性を具備していることである。
【０００３】このような用途への材料として、主にＣｒ
ＭｏＶ鋳鋼、２．２５％ＣｒＭｏ鋳鋼、ＣｒＭｏ鋳鋼等
が知られている。これらのうち、２．２５％ＣｒＭｏ鋳
鋼やＣｒＭｏ鋳鋼は、常温における耐衝撃特性に優れて
おり、結果として溶接特性も良好である。しかしなが
ら、Ｖ等の強化元素を含んでいないためクリープ破断強
度が十分ではなく、年々高温化する蒸気タービンの車室
材として要求される特性に応え得ない。
ＭｏＶ鋳鋼、２．２５％ＣｒＭｏ鋳鋼、ＣｒＭｏ鋳鋼等
が知られている。これらのうち、２．２５％ＣｒＭｏ鋳
鋼やＣｒＭｏ鋳鋼は、常温における耐衝撃特性に優れて
おり、結果として溶接特性も良好である。しかしなが
ら、Ｖ等の強化元素を含んでいないためクリープ破断強
度が十分ではなく、年々高温化する蒸気タービンの車室
材として要求される特性に応え得ない。
【０００４】一方、ＣｒＭｏＶ鋼は、クリープ破断強度
に優れ、高炭素であるため強度も高いけれども、耐衝撃
性が劣り結果として溶接特性が悪く、車室や圧力容器の
製造過程で溶接補修を行い難い問題がある。
に優れ、高炭素であるため強度も高いけれども、耐衝撃
性が劣り結果として溶接特性が悪く、車室や圧力容器の
製造過程で溶接補修を行い難い問題がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、ＣｒＭｏＶ
鋼のもつ優れたクリープ破断強度特性を現状若しくはそ
れ以上の水準とし、さらに、耐衝撃性（溶接特性）、靭
性を改善した圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いて、鍛造
といった素材鍛練工程を要することなく圧力容器を得る
ことができる圧力容器（鋳鋼品）の製造方法を提供する
ことを目的とする。
鋼のもつ優れたクリープ破断強度特性を現状若しくはそ
れ以上の水準とし、さらに、耐衝撃性（溶接特性）、靭
性を改善した圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いて、鍛造
といった素材鍛練工程を要することなく圧力容器を得る
ことができる圧力容器（鋳鋼品）の製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は（１）重量％
で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．４
％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｎｉ：０．１〜０．８％、Ｃ
ｒ：３〜４．５％、Ｍｏ：０．２％以上、０．５％未
満、Ｖ：０．２〜０．４％、Ｗ：０．５〜２％、Ｎｂ及
び／又はＴａ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００１
〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４５％、Ａ
１：０．００６〜０．０１５％、Ｎ：０．００５％を超
え、０．０１％未満、Ｏ：０．００８％以下、不純物と
してのＰ：０．０１５％以下、不純物としてのＳ：０．
００７％以下を含み、残部が不可避的不純物及びＦｅか
らなり、かつ上記成分範囲におけるＴｉ、Ａ１、Ｏ及び
Ｎが、Ｎ一０．２９（Ｔｉ−１．５（Ｏ−０．８９Ａ
１））≦０．００６０％の関係式を満足することを特徴
とする圧力容器用鋳鋼材、及び（２）前記（１）の圧力
容器用鋳鋼材を鋳造して得られた圧力容器としての鋳鋼
品を、１０００℃〜１１５０℃の温度域に１０時間〜３
０時間保持する焼準処理を施した後２００℃以下まで冷
却し、次いで、９７０℃〜１０７０℃の温度域に５時間
〜３０時間保持して素材各部位の６００℃までの冷却速
度を１℃／ｍｉｎ〜５０℃／ｍｉｎとして冷却した後２
００℃以下まで冷却する焼入れを行い、その後、６８０
℃〜７４０℃の温度域に５時間〜２０時間保持する焼戻
し処理を施すことを特徴とする圧力容器の製造方法であ
る。
で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．４
％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｎｉ：０．１〜０．８％、Ｃ
ｒ：３〜４．５％、Ｍｏ：０．２％以上、０．５％未
満、Ｖ：０．２〜０．４％、Ｗ：０．５〜２％、Ｎｂ及
び／又はＴａ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００１
〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４５％、Ａ
１：０．００６〜０．０１５％、Ｎ：０．００５％を超
え、０．０１％未満、Ｏ：０．００８％以下、不純物と
してのＰ：０．０１５％以下、不純物としてのＳ：０．
００７％以下を含み、残部が不可避的不純物及びＦｅか
らなり、かつ上記成分範囲におけるＴｉ、Ａ１、Ｏ及び
Ｎが、Ｎ一０．２９（Ｔｉ−１．５（Ｏ−０．８９Ａ
１））≦０．００６０％の関係式を満足することを特徴
とする圧力容器用鋳鋼材、及び（２）前記（１）の圧力
容器用鋳鋼材を鋳造して得られた圧力容器としての鋳鋼
品を、１０００℃〜１１５０℃の温度域に１０時間〜３
０時間保持する焼準処理を施した後２００℃以下まで冷
却し、次いで、９７０℃〜１０７０℃の温度域に５時間
〜３０時間保持して素材各部位の６００℃までの冷却速
度を１℃／ｍｉｎ〜５０℃／ｍｉｎとして冷却した後２
００℃以下まで冷却する焼入れを行い、その後、６８０
℃〜７４０℃の温度域に５時間〜２０時間保持する焼戻
し処理を施すことを特徴とする圧力容器の製造方法であ
る。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明の圧力容器用鋳鋼材及びそ
れを用いた圧力容器の製造方法について、詳細に説明す
る。
れを用いた圧力容器の製造方法について、詳細に説明す
る。
【０００８】本発明の圧力容器用鋳鋼材（以下、鋳鋼材
という）の成分限定理由を、以下に説明する。 Ｃ：Ｃは鋳鋼材の焼入れ性を向上させるとともに、Ｃｒ
やＭｏ、Ｎｂ、Ｖの炭化物を形成しクリーブ破断強度の
向上に寄与する。その含有量が０．０４％未満では十分
な耐力、クリープ破断強度が得られない。一方、溶接性
を確保するためには可及的に低い炭素含有量であること
が望ましく、０．１％以下でなければならない。また、
Ｃ含有量が多いと靭性の確保が困難となりさらに、使用
中に炭窒化物が凝集、粗大化し、高温長時間強度を劣化
させる。このためＣ含有量を、０．０４〜０．１％とす
る。
という）の成分限定理由を、以下に説明する。 Ｃ：Ｃは鋳鋼材の焼入れ性を向上させるとともに、Ｃｒ
やＭｏ、Ｎｂ、Ｖの炭化物を形成しクリーブ破断強度の
向上に寄与する。その含有量が０．０４％未満では十分
な耐力、クリープ破断強度が得られない。一方、溶接性
を確保するためには可及的に低い炭素含有量であること
が望ましく、０．１％以下でなければならない。また、
Ｃ含有量が多いと靭性の確保が困難となりさらに、使用
中に炭窒化物が凝集、粗大化し、高温長時間強度を劣化
させる。このためＣ含有量を、０．０４〜０．１％とす
る。
【０００９】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸材として有用な元素であ
る。また、鋳物は形状が複雑であり、鋳型の隅々まで溶
湯をスムーズに充満させないと、湯回り不良、湯境など
の鋳造欠陥が発生し、補修の対象となる。そのため湯流
れ性の確保が重要であり、Ｓｉば湯流れ性を確保する上
で必要な元素である。しかし、Ｓｉは偏析を助長して鋳
鋼品の靭性を低下させ、高温強度も低下させる。含有量
が０．１％未満では、脱酸材としてまた湯流れ性を確保
する上で十分機能せず、一方、０．４％を超えて添加す
ると、鋳鋼品の靭性、高温強度も低下させる。そのため
０．１〜０．４％に限定する。
る。また、鋳物は形状が複雑であり、鋳型の隅々まで溶
湯をスムーズに充満させないと、湯回り不良、湯境など
の鋳造欠陥が発生し、補修の対象となる。そのため湯流
れ性の確保が重要であり、Ｓｉば湯流れ性を確保する上
で必要な元素である。しかし、Ｓｉは偏析を助長して鋳
鋼品の靭性を低下させ、高温強度も低下させる。含有量
が０．１％未満では、脱酸材としてまた湯流れ性を確保
する上で十分機能せず、一方、０．４％を超えて添加す
ると、鋳鋼品の靭性、高温強度も低下させる。そのため
０．１〜０．４％に限定する。
【００１０】Ｍｎ：Ｍｎは鋳鋼品の焼入れ性を高める元
素として有用であり、また、強度、靭性の改善に効果が
ある。しかし、Ｍｎ添加量が増加すると鋳鋼品のクリー
プ破断強度が低下する傾向を示す。そのため、Ｍｎは
０．２％を限度として添加する（０は含まない）。
素として有用であり、また、強度、靭性の改善に効果が
ある。しかし、Ｍｎ添加量が増加すると鋳鋼品のクリー
プ破断強度が低下する傾向を示す。そのため、Ｍｎは
０．２％を限度として添加する（０は含まない）。
【００１１】Ｎｉ：Ｎｉは鋳鋼品の焼入れ性を向上さ
せ、靭性改善に効果がある。しかし、過度に多量に添加
すると、鋳鋼品の高温強度わけてもクリープ破断強度を
低下させる。０．１％未満の添加量では効果が発現せ
ず、０．８％を超えて添加すると鋳鋼品のクリープ破断
強度を低下させる。そのため０．１〜０．８％に限定す
る。
せ、靭性改善に効果がある。しかし、過度に多量に添加
すると、鋳鋼品の高温強度わけてもクリープ破断強度を
低下させる。０．１％未満の添加量では効果が発現せ
ず、０．８％を超えて添加すると鋳鋼品のクリープ破断
強度を低下させる。そのため０．１〜０．８％に限定す
る。
【００１２】Ｃｒ：Ｃｒは材料の耐酸化性を改善すると
ともに、炭化物を形成してクリープ破断強度を改善する
ことに大きく寄与する。鋳鋼品のクリープ破断強さへの
影響の面では１％を超えるところに最適添加量がある
が、焼入れ性の向上による常温強度の確保や耐衝撃特性
の改善という面からは多く添加することが望ましい。本
発明の鋳鋼材においては、鋳鋼材の靱性、溶接性、クリ
ープ破断強度を高い水準で確保するため、焼入れ性を向
上させるように機能する他の元素、例えばＣ、Ｍｎ、Ｍ
ｏ等の添加量を極力抑えている。従って、焼入れ性確保
のためにＣｒ添加量を多くする必要があり、３％未満の
添加量では十分な機械的強度や靱性を確保できない。一
方、４．５％を超えて添加すると、鋳鋼品のクリープ破
断強度を低下させる。このため、３〜４．５％に限定す
る。
ともに、炭化物を形成してクリープ破断強度を改善する
ことに大きく寄与する。鋳鋼品のクリープ破断強さへの
影響の面では１％を超えるところに最適添加量がある
が、焼入れ性の向上による常温強度の確保や耐衝撃特性
の改善という面からは多く添加することが望ましい。本
発明の鋳鋼材においては、鋳鋼材の靱性、溶接性、クリ
ープ破断強度を高い水準で確保するため、焼入れ性を向
上させるように機能する他の元素、例えばＣ、Ｍｎ、Ｍ
ｏ等の添加量を極力抑えている。従って、焼入れ性確保
のためにＣｒ添加量を多くする必要があり、３％未満の
添加量では十分な機械的強度や靱性を確保できない。一
方、４．５％を超えて添加すると、鋳鋼品のクリープ破
断強度を低下させる。このため、３〜４．５％に限定す
る。
【００１３】Ｍｏ：Ｍｏは炭化物を形成しクリープ破断
強度を向上させるのに効果がある。また、焼入れ性を改
善して靭性改善にも効果がある。特に本発明材において
は、Ｗとともに高温強度改善に寄与する元素である。そ
のＷ添加量とのバランスが重要であり、本発明鋳鋼材の
場合、後述するＷ添加量との関係から、０．２％未満で
は十分な効果が得られず、一方、０．５％以上添加する
と使用中の脆化をもたらす。従って、０．２％以上、
０．５％未満の範囲に限定する。
強度を向上させるのに効果がある。また、焼入れ性を改
善して靭性改善にも効果がある。特に本発明材において
は、Ｗとともに高温強度改善に寄与する元素である。そ
のＷ添加量とのバランスが重要であり、本発明鋳鋼材の
場合、後述するＷ添加量との関係から、０．２％未満で
は十分な効果が得られず、一方、０．５％以上添加する
と使用中の脆化をもたらす。従って、０．２％以上、
０．５％未満の範囲に限定する。
【００１４】Ｖ：Ｖは微細な炭化物を形成しクリープ被
断強度の向上に大きく寄与する。本発明鋳鋼材の場合、
０．２％未満の含有量では十分な効果は得られず、ま
た、０．４％を超えて添加すると靭性を低下させる。従
って、０．２〜０．４％とする。
断強度の向上に大きく寄与する。本発明鋳鋼材の場合、
０．２％未満の含有量では十分な効果は得られず、ま
た、０．４％を超えて添加すると靭性を低下させる。従
って、０．２〜０．４％とする。
【００１５】Ｗ：Ｗは本発明鋳鋼材において最も重要な
元素の１つであり、また特徴でもある。ＷはＦｅを基調
としたマトリックスの中に溶け込み固溶体強化に寄与す
るとともに、Ｃｒ等の他の合金元素が形成する炭化物の
凝集、粗大化を抑制する働きがあり、高温強度の改善に
大きく寄与する。その含有量が０．５％未満であると、
高温強度改善効果が十分でなく、一方、２％を超えて添
加すると常温における延性、靱性を低下させ溶接性を損
なう。このため、０．５〜２％に限定する。好ましく
は、０．８〜１．６％の範囲内である。
元素の１つであり、また特徴でもある。ＷはＦｅを基調
としたマトリックスの中に溶け込み固溶体強化に寄与す
るとともに、Ｃｒ等の他の合金元素が形成する炭化物の
凝集、粗大化を抑制する働きがあり、高温強度の改善に
大きく寄与する。その含有量が０．５％未満であると、
高温強度改善効果が十分でなく、一方、２％を超えて添
加すると常温における延性、靱性を低下させ溶接性を損
なう。このため、０．５〜２％に限定する。好ましく
は、０．８〜１．６％の範囲内である。
【００１６】Ｎｂ及び／又はＴａ：Ｎｂ及びＴａは炭化
物となって鋳鋼品の高温強度改善に寄与する。しかし、
これらの炭化物は微細に析出することが必要であり、Ｎ
ｂ及び／又はＴａを多量に添加すると初析の粗大な炭化
物が生成して高温強度の改善に寄与しないのみならず、
延性、靭性を大きく低下させる。Ｎｂ及び／又はＴａの
添加量が０．０１％未満では高温強度改善効果は十分で
はなく、また、０．０６％を超えて添加すると、初析の
粗大な炭化物が形成される。従って、０．０１〜０．０
６％に限定する。好ましくは、０．０２〜０．０５％の
範囲内である。
物となって鋳鋼品の高温強度改善に寄与する。しかし、
これらの炭化物は微細に析出することが必要であり、Ｎ
ｂ及び／又はＴａを多量に添加すると初析の粗大な炭化
物が生成して高温強度の改善に寄与しないのみならず、
延性、靭性を大きく低下させる。Ｎｂ及び／又はＴａの
添加量が０．０１％未満では高温強度改善効果は十分で
はなく、また、０．０６％を超えて添加すると、初析の
粗大な炭化物が形成される。従って、０．０１〜０．０
６％に限定する。好ましくは、０．０２〜０．０５％の
範囲内である。
【００１７】Ｂ：Ｂは強度及び靱性を確保するために重
要な元素であり、マトリックス及び粒界に固溶し鋳鋼品
の焼入れ性を向上させ、強度や靭性を改善する効果があ
る。Ｂの添加量が０．００１％未満では、固溶Ｂが少な
くなるため焼入れ性が低下し、初析フェライトの析出に
よって強度、靭性が低下する。また、０．０１％を超え
て添加すると、材料を脆化させる。このため、、０．０
０１〜０．０１％に限定する。好ましくは、０．００１
〜０．００５％の範囲内である。
要な元素であり、マトリックス及び粒界に固溶し鋳鋼品
の焼入れ性を向上させ、強度や靭性を改善する効果があ
る。Ｂの添加量が０．００１％未満では、固溶Ｂが少な
くなるため焼入れ性が低下し、初析フェライトの析出に
よって強度、靭性が低下する。また、０．０１％を超え
て添加すると、材料を脆化させる。このため、、０．０
０１〜０．０１％に限定する。好ましくは、０．００１
〜０．００５％の範囲内である。
【００１８】Ｔｉ：Ｔｉは窒化物形成元素であって、Ｂ
による焼入れ効果を確保する上で重要な元素である。Ｎ
含有量が多い場合、粒界にＢＮが多く析出するため、Ｂ
の固溶量が少なくなりＢによる焼入れ効果が減殺され、
フェライトの析出を助長し強度及び靭性を低下させる。
そのため、少量のＢ添加で焼入れ効果を確保する手段と
して、Ｔｉを添加し窒化物（ＴｉＮ）を形成させること
によってＢが窒化物（ＢＮ）を形成することを防ぎ、Ｂ
を固溶Ｂとして存在させて焼入れ性を確保する。Ｔｉ含
有量が０．００５％未満では添加効果が発現せず、一
方、０．０５％を超えて添加すると靭性が低下する。こ
のため、０．００５〜０．０４５％に限定する。
による焼入れ効果を確保する上で重要な元素である。Ｎ
含有量が多い場合、粒界にＢＮが多く析出するため、Ｂ
の固溶量が少なくなりＢによる焼入れ効果が減殺され、
フェライトの析出を助長し強度及び靭性を低下させる。
そのため、少量のＢ添加で焼入れ効果を確保する手段と
して、Ｔｉを添加し窒化物（ＴｉＮ）を形成させること
によってＢが窒化物（ＢＮ）を形成することを防ぎ、Ｂ
を固溶Ｂとして存在させて焼入れ性を確保する。Ｔｉ含
有量が０．００５％未満では添加効果が発現せず、一
方、０．０５％を超えて添加すると靭性が低下する。こ
のため、０．００５〜０．０４５％に限定する。
【００１９】Ａ１：Ａ１はＴｉと同様にＮを固定（Ａｌ
Ｎ）化し、Ｂの固溶量を多くしてＢの効果を活かす働き
をする。含有量が０．００６％未満ではその効果が発現
せず、０．０１５％を超えて添加すると、靱性が低下す
る。このため、０．００６〜０．０１５％に限定する。
Ｎ）化し、Ｂの固溶量を多くしてＢの効果を活かす働き
をする。含有量が０．００６％未満ではその効果が発現
せず、０．０１５％を超えて添加すると、靱性が低下す
る。このため、０．００６〜０．０１５％に限定する。
【００２０】Ｎ：本発明の鋳鋼材においてＮは有害な元
素であり、Ｂによる焼入れ効果を最大限に活かすために
は可及的に少ない方がよい。即ち、Ｎ含有量が多い場合
は、粒界にＢＮが多く析出してＢの固溶量が少なくな
り、Ｂの焼入れ効果が低下して初析フェライトの析出を
助長し、鋳鋼品の強度及び靭性を低下させる。そのた
め、Ｎ量に対応させてＢ量を変えＢによる焼入れ効果を
確保するが、Ｎ量が０．０１％以上になるとＢ量も多く
必要とし析出物（ＢＮ）が多くなり、材料を脆化させ
る。Ｎ量は可及的に少ない方がよいが、０．００５％以
下とするには顕著な製鋼コストの上昇が避けられない。
このため、Ｎ含有量は０．００５％を超え、０．０１％
未満とする。
素であり、Ｂによる焼入れ効果を最大限に活かすために
は可及的に少ない方がよい。即ち、Ｎ含有量が多い場合
は、粒界にＢＮが多く析出してＢの固溶量が少なくな
り、Ｂの焼入れ効果が低下して初析フェライトの析出を
助長し、鋳鋼品の強度及び靭性を低下させる。そのた
め、Ｎ量に対応させてＢ量を変えＢによる焼入れ効果を
確保するが、Ｎ量が０．０１％以上になるとＢ量も多く
必要とし析出物（ＢＮ）が多くなり、材料を脆化させ
る。Ｎ量は可及的に少ない方がよいが、０．００５％以
下とするには顕著な製鋼コストの上昇が避けられない。
このため、Ｎ含有量は０．００５％を超え、０．０１％
未満とする。
【００２１】本発明においては、Ｂの添加効果を阻害す
るＮの固定元素としてＴｉ、Ａｌが添加されている。Ｔ
ｉ、Ａｌが効率高く窒化物形成元素として機能するため
には、Ｏ（酸素）によって消費されてしまってはならな
い。そこで本発明においてはＯ（酸素）量をＮ及び前記
窒化物形成元素との関係を配慮して厳しく限定してい
る。本発明者らの知見では、Ｂの析出物（ＢＮ）を抑え
少量のＢ添加でＢによる焼入れ効果を大ならしめるため
には、固溶Ｎ量がＮ一０．２９（Ｔｉ一１．５（Ｏ−
０．８９Ａ１））≦０．００６０％の関係式を満足する
ようにすれば、Ｂによる焼入れ効果は十分に発揮されベ
ーナイト組織となり、満足すべき強度、靱性及びクリー
プ持性を確保できる。
るＮの固定元素としてＴｉ、Ａｌが添加されている。Ｔ
ｉ、Ａｌが効率高く窒化物形成元素として機能するため
には、Ｏ（酸素）によって消費されてしまってはならな
い。そこで本発明においてはＯ（酸素）量をＮ及び前記
窒化物形成元素との関係を配慮して厳しく限定してい
る。本発明者らの知見では、Ｂの析出物（ＢＮ）を抑え
少量のＢ添加でＢによる焼入れ効果を大ならしめるため
には、固溶Ｎ量がＮ一０．２９（Ｔｉ一１．５（Ｏ−
０．８９Ａ１））≦０．００６０％の関係式を満足する
ようにすれば、Ｂによる焼入れ効果は十分に発揮されベ
ーナイト組織となり、満足すべき強度、靱性及びクリー
プ持性を確保できる。
【００２２】前記したように、Ｏ（酸素）はＡｌやＴｉ
の酸化物、特にＴｉの酸化物を形成し易く、Ｔｉを消費
してＴｉがＮ固定要素として機能するのを妨げる。従っ
て、Ｏは可及的に低い方が好ましい。また、Ｏは酸化物
系介在物を形成し、材料特性を低下させるため、この面
からも低く抑える必要がある。発明者らの知見では、Ｏ
は０．００８％以下とすることが好ましい。
の酸化物、特にＴｉの酸化物を形成し易く、Ｔｉを消費
してＴｉがＮ固定要素として機能するのを妨げる。従っ
て、Ｏは可及的に低い方が好ましい。また、Ｏは酸化物
系介在物を形成し、材料特性を低下させるため、この面
からも低く抑える必要がある。発明者らの知見では、Ｏ
は０．００８％以下とすることが好ましい。
【００２３】Ｐ：Ｐは不純物元素であり、溶解段階で十
分に脱燐して含有量を低くすることが必要である。特
に、Ｐは焼戻し脆化を起こして、使用中に材料の靱性を
低下させる。このため、０．０１５％以下にする必要が
ある。
分に脱燐して含有量を低くすることが必要である。特
に、Ｐは焼戻し脆化を起こして、使用中に材料の靱性を
低下させる。このため、０．０１５％以下にする必要が
ある。
【００２４】Ｓ：ＳもＰと同様に不純物元素であって、
溶鋼の凝固時に偏析し微小欠陥（ミクロポロシティ）と
なり易いため低く抑える必要がある。このため、０．０
０７％以下とする。
溶鋼の凝固時に偏析し微小欠陥（ミクロポロシティ）と
なり易いため低く抑える必要がある。このため、０．０
０７％以下とする。
【００２５】次に、上記鋳鋼材を用いる圧力容器の製造
方法について説明する。本発明の方法によって得られる
製品は、高温環境下で使用される圧力容器であって、高
温強度わけてもクリープ破断強度が高いことが要求され
る。また、鋳鋼品であるところから溶接補修することが
避けられず、優れた溶接特性を具備することが必要であ
り、この点から良好な靭性を有することが必要である。
このような観点から、本発明の方法のプロセスにあって
は、前記特性を十分に出すための熱処理条件が極めて重
要となる。
方法について説明する。本発明の方法によって得られる
製品は、高温環境下で使用される圧力容器であって、高
温強度わけてもクリープ破断強度が高いことが要求され
る。また、鋳鋼品であるところから溶接補修することが
避けられず、優れた溶接特性を具備することが必要であ
り、この点から良好な靭性を有することが必要である。
このような観点から、本発明の方法のプロセスにあって
は、前記特性を十分に出すための熱処理条件が極めて重
要となる。
【００２６】（１）焼準処理
(1) 焼準温度：焼入れを行う前に予備処理として焼準処
理を施す。この焼準処理は、鋳造された素材において成
分が偏る現象、所謂偏析を軽減し均一な素材を得るため
に行うものであり、可及的に高温域に材料を保持するこ
とによって原子のマトリックス中での拡散を促進し、凝
固時に発生した偏析を少なくする効果をもたらす。
理を施す。この焼準処理は、鋳造された素材において成
分が偏る現象、所謂偏析を軽減し均一な素材を得るため
に行うものであり、可及的に高温域に材料を保持するこ
とによって原子のマトリックス中での拡散を促進し、凝
固時に発生した偏析を少なくする効果をもたらす。
【００２７】また、本発明鋳鋼材にはＮｂ及び／又はＴ
ａが含まれるが、これらは炭化物となって高温強度を改
善する。この場合、微細な炭化物であることが必要であ
る。鋳造されたままの素材においては、前述の偏析に伴
って粗大な初析炭化物が形成されており、このままでは
高温強度改善に全く寄与しないのみならず、延性、靱性
を低下させてしまう。このため、一度Ｎｂ及び／又はＴ
ａをマトリックス中に固溶させ、再度析出させることに
よって微細な炭化物を得ることが必要となる。これを、
この焼準処理工程で行う。
ａが含まれるが、これらは炭化物となって高温強度を改
善する。この場合、微細な炭化物であることが必要であ
る。鋳造されたままの素材においては、前述の偏析に伴
って粗大な初析炭化物が形成されており、このままでは
高温強度改善に全く寄与しないのみならず、延性、靱性
を低下させてしまう。このため、一度Ｎｂ及び／又はＴ
ａをマトリックス中に固溶させ、再度析出させることに
よって微細な炭化物を得ることが必要となる。これを、
この焼準処理工程で行う。
【００２８】また、本発明鋳鋼材にはＢが含まれるが、
凝固時に析出しだＢの析出物（ＢＮ）を可及的に高温域
に保持することによってマトリックス中にＢを固溶さ
せ、Ｂによる焼入れ性を促進する効果がある。これを焼
入れ工程で行なおうとすると、焼入れ加熱温度を高くす
る必要があり、そうすると、結晶粒が粗大化して延性、
靱性を低下させてしまう。
凝固時に析出しだＢの析出物（ＢＮ）を可及的に高温域
に保持することによってマトリックス中にＢを固溶さ
せ、Ｂによる焼入れ性を促進する効果がある。これを焼
入れ工程で行なおうとすると、焼入れ加熱温度を高くす
る必要があり、そうすると、結晶粒が粗大化して延性、
靱性を低下させてしまう。
【００２９】焼準温度が１０００℃未満では、十分な拡
散が行えない。また、Ｎｂ及び／又はＴａのマトリック
ス中への固溶量が少なく、同時にＢのマトリックス中へ
の固溶量も少なくなる。一方、焼準温度が１１５０℃で
効果が飽和する。従って、焼準温度を１０００℃〜１１
５０℃に限定する。
散が行えない。また、Ｎｂ及び／又はＴａのマトリック
ス中への固溶量が少なく、同時にＢのマトリックス中へ
の固溶量も少なくなる。一方、焼準温度が１１５０℃で
効果が飽和する。従って、焼準温度を１０００℃〜１１
５０℃に限定する。
【００３０】なお、この焼準処理を施した後、２００℃
以下の温度域まで鋳鋼品を冷却することによって、高温
相のオーステナイトから常温相のべ一ナイト相への変態
が完了するので、次工程の焼入れ処理により焼準処理時
にできた粗い結晶粒は消えてしまい、焼入れ処理時に適
度な結晶粒サイズにすることができる。
以下の温度域まで鋳鋼品を冷却することによって、高温
相のオーステナイトから常温相のべ一ナイト相への変態
が完了するので、次工程の焼入れ処理により焼準処理時
にできた粗い結晶粒は消えてしまい、焼入れ処理時に適
度な結晶粒サイズにすることができる。
【００３１】(2) 焼準時間：焼準時間は、合金元素を十
分に拡散させることならびにＮｂ及び／又はＴａ、及び
Ｂを十分に固溶させることの２つの効果を得る上で重要
である。焼準時間が１０時間に満たない場合、十分な拡
散及び固溶が行なわれない。一方、３０時間で焼準処理
による効果が飽和する。従って、焼準時間を１０時間〜
３０時問に限定する。
分に拡散させることならびにＮｂ及び／又はＴａ、及び
Ｂを十分に固溶させることの２つの効果を得る上で重要
である。焼準時間が１０時間に満たない場合、十分な拡
散及び固溶が行なわれない。一方、３０時間で焼準処理
による効果が飽和する。従って、焼準時間を１０時間〜
３０時問に限定する。
【００３２】（２）焼入れ処理
(1) 焼入れ加熱温度：焼入れ加熱温度（溶体化温度）
は、材料の結晶粒度に大きく影響する。焼入れ加熱温度
が過度に高いと結晶粒が粗くなり、材料の延性、靭性を
低下させてしまう。一方、焼入れ加熱温度が低過ぎる
と、初析フェライトの析出によりクリープ破断強さ及び
強度、靭性が低下してしまう。このため、適度な温度管
理が必要となる。
は、材料の結晶粒度に大きく影響する。焼入れ加熱温度
が過度に高いと結晶粒が粗くなり、材料の延性、靭性を
低下させてしまう。一方、焼入れ加熱温度が低過ぎる
と、初析フェライトの析出によりクリープ破断強さ及び
強度、靭性が低下してしまう。このため、適度な温度管
理が必要となる。
【００３３】本発明鋳鋼材の場合、焼入れ処理（溶体化
処理）を１０７０℃を超える温度で行うと結晶粒が粗く
なってしまい、十分な延性、靭性が得られない。また、
焼入れ処理（溶体化処理）温度を９７０℃未満にする
と、焼入れ効果が低下し、十分な材料特性が得られな
い。従って、焼入れ加熱温度（溶体化温度）を９７０℃
〜１０７０℃に限定する。
処理）を１０７０℃を超える温度で行うと結晶粒が粗く
なってしまい、十分な延性、靭性が得られない。また、
焼入れ処理（溶体化処理）温度を９７０℃未満にする
と、焼入れ効果が低下し、十分な材料特性が得られな
い。従って、焼入れ加熱温度（溶体化温度）を９７０℃
〜１０７０℃に限定する。
【００３４】(2) 焼入れ加熱保持時間：焼入れ加熱保持
時間は上記焼入れ効果を十分に発揮する時間とする。焼
入れ加熱保持時間が５時間に満たないと、合金元素が十
分に鉄の母相に溶けることができない。また、合金元素
の濃度偏析が十分に解消されない問題を生じる。一方、
３０時間で溶体化による効果が飽和し、３０時間を超え
ると、逆に結晶粒が粗大化して材料の延性、靭性を低下
させてしまう。従って、焼入れ加熱保持時間を５時間〜
３０時間に限定する。
時間は上記焼入れ効果を十分に発揮する時間とする。焼
入れ加熱保持時間が５時間に満たないと、合金元素が十
分に鉄の母相に溶けることができない。また、合金元素
の濃度偏析が十分に解消されない問題を生じる。一方、
３０時間で溶体化による効果が飽和し、３０時間を超え
ると、逆に結晶粒が粗大化して材料の延性、靭性を低下
させてしまう。従って、焼入れ加熱保持時間を５時間〜
３０時間に限定する。
【００３５】(3) 焼入れ（冷却）速度：焼入れ（冷却）
速度は材料の強度、靭性に強く影響する。焼入れ時の冷
却速度が遅いと、初析フェライトが析出するため十分な
クリープ破断強さ及び強度、靭性がでない。従って、焼
入れ速度を速くすることが必要である。
速度は材料の強度、靭性に強く影響する。焼入れ時の冷
却速度が遅いと、初析フェライトが析出するため十分な
クリープ破断強さ及び強度、靭性がでない。従って、焼
入れ速度を速くすることが必要である。
【００３６】実際に、大型の鋳物を焼入れする場合、焼
入れ速度を速くするために油又は水に浸漬させて冷却す
ることも考えられるが、形状が複雑な鋳物の場合、変形
や割れの問題を生じる。このため本発明においては、焼
入れ開始温度から鋳鋼品各部位の６００℃までの焼入れ
（冷却）速度の上限を５０℃／ｍｉｎとし、下限を１℃
／ｍｉｎとした。本発明の鋳鋼材の場合、１℃／ｍｉｎ
の焼入れ（冷却〉速度でも焼入れ性を確保でき、安定し
た機械的強度を得ることができることも大きな特徴の１
つである。
入れ速度を速くするために油又は水に浸漬させて冷却す
ることも考えられるが、形状が複雑な鋳物の場合、変形
や割れの問題を生じる。このため本発明においては、焼
入れ開始温度から鋳鋼品各部位の６００℃までの焼入れ
（冷却）速度の上限を５０℃／ｍｉｎとし、下限を１℃
／ｍｉｎとした。本発明の鋳鋼材の場合、１℃／ｍｉｎ
の焼入れ（冷却〉速度でも焼入れ性を確保でき、安定し
た機械的強度を得ることができることも大きな特徴の１
つである。
【００３７】（３）焼き戻し処理
(1) 焼戻し温度及び時間：焼戻し処理は、焼き入れの際
に導入された欠陥をなくし、靱性のある材料にするため
に行う。この熱処理温度及び保持時間によって材料の機
械的強度や延性、靱性が変化する。
に導入された欠陥をなくし、靱性のある材料にするため
に行う。この熱処理温度及び保持時間によって材料の機
械的強度や延性、靱性が変化する。
【００３８】焼戻し処理において、温度が高く保持時間
が長いほど焼戻し処理は進み、材料の強度が低くなり、
代わりに延性や靭性が向上する。
が長いほど焼戻し処理は進み、材料の強度が低くなり、
代わりに延性や靭性が向上する。
【００３９】一方、焼戻し温度が低くしかも保持時間が
短い場合は、材料強度は高くなるけれども延性や靭性が
低下する。このため、焼戻し温度及び時間は厳密に管理
されなければならない。
短い場合は、材料強度は高くなるけれども延性や靭性が
低下する。このため、焼戻し温度及び時間は厳密に管理
されなければならない。
【００４０】７４０℃を超える温度域で焼戻し処理を行
うと、材料の延性や靱性は良好となるが機械的強度が低
下する。また、６８０℃未満の温度域で焼戻し処理を行
うと、十分に高い機抜的強度は得られるけれども、延性
や靭性が低下する。このため、焼戻し処理温度域を６８
０℃〜７４０℃とする。
うと、材料の延性や靱性は良好となるが機械的強度が低
下する。また、６８０℃未満の温度域で焼戻し処理を行
うと、十分に高い機抜的強度は得られるけれども、延性
や靭性が低下する。このため、焼戻し処理温度域を６８
０℃〜７４０℃とする。
【００４１】焼戻し処理時間が５時間に満たないと、十
分な固溶や拡散及び微細な炭窒化物の析出が少なく、満
足すべきクリープ破断強度や延性、靭性が得られない。
分な固溶や拡散及び微細な炭窒化物の析出が少なく、満
足すべきクリープ破断強度や延性、靭性が得られない。
【００４２】一方、２０時間で焼戻し処理による効果が
飽和する。加えて、２０時間を超えて焼戻し処理を行う
と、材料の機械的強度が低下する。従って、焼戻し処理
時間は５時間〜２０時間の範囲内とする。
飽和する。加えて、２０時間を超えて焼戻し処理を行う
と、材料の機械的強度が低下する。従って、焼戻し処理
時間は５時間〜２０時間の範囲内とする。
【００４３】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。
表１に、試験に供した材料の化学成分を示す。全ての材
料は５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳物砂で成型した
鋳型に溶湯を鋳込み鋳鋼品を得、これを試験片とした。
表１において、＊印を付した数値は本発明の鋳鋼材の成
分範囲外となるものである。
表１に、試験に供した材料の化学成分を示す。全ての材
料は５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋳物砂で成型した
鋳型に溶湯を鋳込み鋳鋼品を得、これを試験片とした。
表１において、＊印を付した数値は本発明の鋳鋼材の成
分範囲外となるものである。
【００４４】このようにして、鋳造によって得られた試
験材（鋳鋼品）に、表２に示す本発明の方法において特
定する熱処理条件を満たす熱処理を施し、得られた試験
材について、引張り試験、衝撃試験及びクリープ破断試
験を行って、成分組成の影響を調べた。
験材（鋳鋼品）に、表２に示す本発明の方法において特
定する熱処理条件を満たす熱処理を施し、得られた試験
材について、引張り試験、衝撃試験及びクリープ破断試
験を行って、成分組成の影響を調べた。
【００４５】表２から明らかなように、本発明の鋳鋼材
（発明材）は強度及び伸び、絞りなどの延性ならびに耐
衝撃特性（５０％ＦＡＴＴは衝撃破断遷移温度を示して
おり、この温度が低いものほど耐衝撃特性が良好である
といえる。また、この耐衝撃特性が良好な材料は、一般
に、溶接性が良好な材料である。）等の特性のバランス
がよく、安定して高い値を示している。
（発明材）は強度及び伸び、絞りなどの延性ならびに耐
衝撃特性（５０％ＦＡＴＴは衝撃破断遷移温度を示して
おり、この温度が低いものほど耐衝撃特性が良好である
といえる。また、この耐衝撃特性が良好な材料は、一般
に、溶接性が良好な材料である。）等の特性のバランス
がよく、安定して高い値を示している。
【００４６】これに対して比較材は、強度及び延性、靭
性のバランスが悪く、特に耐衝撃特性が相対的に悪くな
っている。また、本発明の鋳鋼材のクリープ破断強さ
（クリープ破断試験では試験条件として温度と応力が一
定であるので、破断までの時間が長いものがクリーブ破
断強度か高いものであるといえる。）も比較材に比して
優れていることが分かる。
性のバランスが悪く、特に耐衝撃特性が相対的に悪くな
っている。また、本発明の鋳鋼材のクリープ破断強さ
（クリープ破断試験では試験条件として温度と応力が一
定であるので、破断までの時間が長いものがクリーブ破
断強度か高いものであるといえる。）も比較材に比して
優れていることが分かる。
【００４７】次に、本発明の鋳鋼材について、本発明の
方法において特定する熱処理条件が諸特性に及ぼす影響
を調べた。表３にその結果を示す。
方法において特定する熱処理条件が諸特性に及ぼす影響
を調べた。表３にその結果を示す。
【００４８】表３から明らかなように、本発明の方法に
おいて特定する熱処理条件を満たすものは、強度及び伸
び、絞りなどの延性ならびに耐衝撃特性のバランスがよ
く、安定して高い値を示している。これに対し、本発明
の方法において特定する熱処理条件を満たさないもの
は、各特性のバランスが悪いことが分かる。
おいて特定する熱処理条件を満たすものは、強度及び伸
び、絞りなどの延性ならびに耐衝撃特性のバランスがよ
く、安定して高い値を示している。これに対し、本発明
の方法において特定する熱処理条件を満たさないもの
は、各特性のバランスが悪いことが分かる。
【００４９】本発明の方法において特定する熱処理条件
について、焼入れ（加熱）温度が条件を外れて低い場合
や焼入れ（冷却）速度が条件を外れて遅い場合には、初
析フェライトが析出し易くなり、圧力容器（鋳鋼品）の
強度、靭性及びクリーブ破断強度が低下する。
について、焼入れ（加熱）温度が条件を外れて低い場合
や焼入れ（冷却）速度が条件を外れて遅い場合には、初
析フェライトが析出し易くなり、圧力容器（鋳鋼品）の
強度、靭性及びクリーブ破断強度が低下する。
【００５０】焼入れ（加熱）温度が条件を外れて高過ぎ
る場合は、結晶粒度が粗く製品の延性、靭性が悪くな
る。
る場合は、結晶粒度が粗く製品の延性、靭性が悪くな
る。
【００５１】また、焼戻し温度が条件を外れて高過ぎる
場合は延性、靭性はよいけれども、強度が低い。一方、
焼戻し温度が条件を外れて低過ぎる場合は強度は高い
が、延性、靭性が悪い。
場合は延性、靭性はよいけれども、強度が低い。一方、
焼戻し温度が条件を外れて低過ぎる場合は強度は高い
が、延性、靭性が悪い。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】
【発明の効果】本発明の圧力容器用鋳鋼材は、従来の鋳
鋼材が有する優れた高温強度わけてもクリープ破断強度
をさらに高めると同時に、良好な延性、靭性をも具備し
たものてあって、特に、溶接特性が一段と改善されてお
り、従来の鋳鋼材よりも圧力容器を製造し易い特長を備
えている。
鋼材が有する優れた高温強度わけてもクリープ破断強度
をさらに高めると同時に、良好な延性、靭性をも具備し
たものてあって、特に、溶接特性が一段と改善されてお
り、従来の鋳鋼材よりも圧力容器を製造し易い特長を備
えている。
【００５６】従って、製品の肉厚を低減することや溶接
工数の低減によって、従来材によるよりも安価に圧力容
器を製造することができるようになった。特に、本発明
の圧力容器用鋳鋼材においては、高価な添加元素を極力
添加しないことによってもコストを低減できかつ、優れ
た特性を有し、産業上大きな効果をもたらす。
工数の低減によって、従来材によるよりも安価に圧力容
器を製造することができるようになった。特に、本発明
の圧力容器用鋳鋼材においては、高価な添加元素を極力
添加しないことによってもコストを低減できかつ、優れ
た特性を有し、産業上大きな効果をもたらす。
【００５７】また、本発明の圧力容器用鋳鋼材を出発材
料とする本発明の方法によれば、高い延性、靭性ならび
にクリープ破断強さをバランスよく備えた圧力容器を提
供できる効果を奏する。
料とする本発明の方法によれば、高い延性、靭性ならび
にクリープ破断強さをバランスよく備えた圧力容器を提
供できる効果を奏する。
フロントページの続き
(72)発明者 藤田 明次
長崎県長崎市深堀町五丁目717番１号
三菱重工業株式会社 長崎研究所内
(72)発明者 鎌田 政智
神奈川県横浜市金沢区幸浦一丁目８番地
１ 三菱重工業株式会社 基盤技術研究
所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．２％以下、Ｎｉ：
０．１〜０．８％、Ｃｒ：３〜４．５％、Ｍｏ：０．２
％以上、０．５％未満、Ｖ：０．２〜０．４％、Ｗ：
０．５〜２％、Ｎｂ及び／又はＴａ：０．０１〜０．０
６％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０４５％、Ａ１：０．００６〜０．０１５％、
Ｎ：０．００５％を超え、０．０１％未満、Ｏ：０．０
０８％以下、不純物としてのＰ：０．０１５％以下、不
純物としてのＳ：０．００７％以下を含み、残部が不可
避的不純物及びＦｅからなり、かつ上記成分範囲におけ
るＴｉ、Ａ１、Ｏ及びＮが、Ｎ一０．２９（Ｔｉ−１．
５（Ｏ−０．８９Ａ１））≦０．００６０％の関係式を
満足することを特徴とする圧力容器用鋳鋼材。 - 【請求項２】 請求項１に記載の圧力容器用鋳鋼材を鋳
造して得られた圧力容器としての鋳鋼品を、１０００℃
〜１１５０℃の温度域に１０時間〜３０時間保持する焼
準処理を施した後２００℃以下まで冷却し、次いで、９
７０℃〜１０７０℃の温度域に５時間〜３０時間保持し
て素材各部位の６００℃までの冷却速度を１℃／ｍｉｎ
〜５０℃／ｍｉｎとして冷却した後２００℃以下まで冷
却する焼入れを行い、その後、６８０℃〜７４０℃の温
度域に５時間〜２０時間保持する焼戻し処理を施すこと
を特徴とする圧力容器の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07540299A JP3483493B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 |
| DE60006304T DE60006304T2 (de) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Gussstahl für Druckbehälter und Verfahren zur Herstellung von Druckbehältern unter Verwendung dieses Gussstahles |
| EP00105431A EP1038979B1 (en) | 1999-03-19 | 2000-03-15 | Cast steel material for pressure vessels and method of making a pressure vessel by using same |
| US09/526,811 US6254697B1 (en) | 1999-03-19 | 2000-03-16 | Cast steel material for pressure vessels and method of making a pressure vessel by using same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07540299A JP3483493B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000273570A JP2000273570A (ja) | 2000-10-03 |
| JP3483493B2 true JP3483493B2 (ja) | 2004-01-06 |
Family
ID=13575160
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07540299A Expired - Fee Related JP3483493B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6254697B1 (ja) |
| EP (1) | EP1038979B1 (ja) |
| JP (1) | JP3483493B2 (ja) |
| DE (1) | DE60006304T2 (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7074286B2 (en) * | 2002-12-18 | 2006-07-11 | Ut-Battelle, Llc | Wrought Cr—W—V bainitic/ferritic steel compositions |
| US7520942B2 (en) * | 2004-09-22 | 2009-04-21 | Ut-Battelle, Llc | Nano-scale nitride-particle-strengthened high-temperature wrought ferritic and martensitic steels |
| US20070068607A1 (en) * | 2005-09-29 | 2007-03-29 | Huff Philip A | Method for heat treating thick-walled forgings |
| JP4844188B2 (ja) | 2006-03-23 | 2011-12-28 | 株式会社日立製作所 | ケーシング |
| US20140261919A1 (en) * | 2013-03-14 | 2014-09-18 | Thyssenkrupp Steel Usa, Llc | Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof |
| CN104831043B (zh) * | 2015-05-26 | 2017-06-20 | 攀钢集团成都钢钒有限公司 | 580MPa级钢瓶热处理工艺 |
| EP3719159A1 (de) * | 2019-04-02 | 2020-10-07 | Siemens Aktiengesellschaft | Befestigungsmittel für ein turbinen- oder ventilgehäuse |
| CN109943688B (zh) * | 2019-04-03 | 2021-07-13 | 上海飞挺管业制造有限公司 | Wp11材料板制对焊耐低温冲击工艺 |
| CN110055472A (zh) * | 2019-04-26 | 2019-07-26 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种超长大厚度低温冲击容器钢板及其生产方法 |
| CN113088807A (zh) * | 2021-02-25 | 2021-07-09 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种高韧性低温压力容器用钢板及其生产方法 |
| CN113637911B (zh) * | 2021-08-18 | 2022-04-26 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种800MPa级抗大线能量焊接压力容器用钢及其制备方法 |
| CN115572905B (zh) * | 2022-10-21 | 2023-08-04 | 燕山大学 | 一种690MPa级耐回火低温调质钢及其制造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0688167A (ja) * | 1992-09-04 | 1994-03-29 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | ５％Ｃｒ系高強度耐熱鋼 |
| JP3285729B2 (ja) | 1995-03-22 | 2002-05-27 | 三菱重工業株式会社 | 高強度低合金鋳鋼の熱処理法 |
| JP3411756B2 (ja) * | 1995-09-14 | 2003-06-03 | 三菱重工業株式会社 | 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製法 |
| JP3091125B2 (ja) * | 1995-11-06 | 2000-09-25 | 住友金属工業株式会社 | クリープ強度と靱性に優れた低合金耐熱鋼 |
| JP3572152B2 (ja) * | 1996-10-09 | 2004-09-29 | 三菱重工業株式会社 | 高温強度と溶接性に優れた低Ｃｒフェライト鋳鋼 |
| JP3901801B2 (ja) * | 1997-07-14 | 2007-04-04 | 株式会社東芝 | 耐熱鋳鋼および耐熱鋳鋼部品 |
-
1999
- 1999-03-19 JP JP07540299A patent/JP3483493B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2000
- 2000-03-15 DE DE60006304T patent/DE60006304T2/de not_active Expired - Fee Related
- 2000-03-15 EP EP00105431A patent/EP1038979B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-16 US US09/526,811 patent/US6254697B1/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE60006304D1 (de) | 2003-12-11 |
| EP1038979B1 (en) | 2003-11-05 |
| DE60006304T2 (de) | 2004-08-26 |
| JP2000273570A (ja) | 2000-10-03 |
| EP1038979A1 (en) | 2000-09-27 |
| US6254697B1 (en) | 2001-07-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR0175075B1 (ko) | 증기터빈용 회전자 및 그 제조방법 | |
| JP6048626B1 (ja) | 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR102037086B1 (ko) | 지열 발전 터빈 로터용 저합금강 및 지열 발전 터빈 로터용 저합금 물질, 및 이들의 제조 방법 | |
| KR20120075376A (ko) | 내열 주강, 내열 주강의 제조 방법, 증기 터빈의 주조 부품 및 증기 터빈의 주조 부품의 제조 방법 | |
| JP3358951B2 (ja) | 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| CN108950432A (zh) | 一种高强度、高韧性低合金耐磨钢及其制造方法 | |
| JP3483493B2 (ja) | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いる圧力容器の製造方法 | |
| JP5194572B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH08333657A (ja) | 耐熱鋳鋼およびその製造方法 | |
| JP3328967B2 (ja) | 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
| JP3649618B2 (ja) | 圧力容器用鋳鋼材及びそれを用いた圧力容器の製造方法 | |
| JPH0432145B2 (ja) | ||
| CN115948694A (zh) | 一种45mm以下高性能奥氏体不锈钢板及其制造方法 | |
| JPH05113106A (ja) | 高純度耐熱鋼および高純度耐熱鋼からなる高低圧一体型タービンロータの製造方法 | |
| JP3576234B2 (ja) | 蒸気タービン車室又は圧力容器用鋳鋼材 | |
| JP3504835B2 (ja) | 低合金耐熱鋳鋼及び蒸気タービン用鋳鋼部品 | |
| JP3254102B2 (ja) | 高強度低合金鋳鋼及びその熱処理法 | |
| CN114045431B (zh) | 一种870MPa级高塑韧性中锰钢宽厚钢板及其制造方法 | |
| JP3411756B2 (ja) | 圧力容器用鋳鋼材及び圧力容器の製法 | |
| JP3250263B2 (ja) | 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
| JP2004018897A (ja) | 高クロム合金鋼及びそれを使用したタービンロータ | |
| JP5996403B2 (ja) | 耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JP2020041208A (ja) | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP3285729B2 (ja) | 高強度低合金鋳鋼の熱処理法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20030924 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| R370 | Written measure of declining of transfer procedure |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R370 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081017 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091017 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101017 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101017 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111017 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111017 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121017 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |