JP2000212705A - 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法Info
- Publication number
- JP2000212705A JP2000212705A JP11013501A JP1350199A JP2000212705A JP 2000212705 A JP2000212705 A JP 2000212705A JP 11013501 A JP11013501 A JP 11013501A JP 1350199 A JP1350199 A JP 1350199A JP 2000212705 A JP2000212705 A JP 2000212705A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- amount
- embrittlement
- resistance
- embrittlement resistance
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ
系調質鋼を提供する。 【解決手段】 重量％にて、Ｃ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．６％，Ｍｎ：０．０２〜２．０
％、Ｍｏ：０．０２〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．
０％、Ｎｉ：３．０〜１０．０％、Ｐ：０．００１〜
０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０３％、Ｎ：０．
００１〜０．０１５％を基本成分とし、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる鋼において、粒界Ａｌ量が０．
６％以上ないしは粒界での｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃ
ｒ）｝量が−３％以上の値、あるいは粒界の（Ｓｉ＋Ｍ
ｎ＋Ｃｒ）量が３．５％以下であることを特徴とする耐
焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼。さ
らに必要に応じてＣｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種また
は２種以上を含有することを特徴とする。
系調質鋼を提供する。 【解決手段】 重量％にて、Ｃ：０．０５〜０．４％、
Ｓｉ：０．０２〜０．６％，Ｍｎ：０．０２〜２．０
％、Ｍｏ：０．０２〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜５．
０％、Ｎｉ：３．０〜１０．０％、Ｐ：０．００１〜
０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０３％、Ｎ：０．
００１〜０．０１５％を基本成分とし、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる鋼において、粒界Ａｌ量が０．
６％以上ないしは粒界での｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃ
ｒ）｝量が−３％以上の値、あるいは粒界の（Ｓｉ＋Ｍ
ｎ＋Ｃｒ）量が３．５％以下であることを特徴とする耐
焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼。さ
らに必要に応じてＣｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種また
は２種以上を含有することを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐焼き戻し脆性及
び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼に関するものであ
り、詳しくは圧延又は鍛造材等によって製造される低合
金鋼で、鋼材加工時に溶接後熱処理（又は応力除去焼
鈍）又は高温使用に供されるＮｉ系調質鋼に関する。
び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼に関するものであ
り、詳しくは圧延又は鍛造材等によって製造される低合
金鋼で、鋼材加工時に溶接後熱処理（又は応力除去焼
鈍）又は高温使用に供されるＮｉ系調質鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年科学技術の進歩に伴い、化学反応容
器等は次第に大型化される傾向にあり、又使用される鋼
材の環境もますます苛酷なものとなり、これら鋼材に対
して要求される材質は必然的に高度な要求が強く、就中
焼き戻し脆性及び水素脆性に対する要求は、鋼材の厚肉
化に伴う溶接後熱処理（応力除去焼鈍）の長時間化、使
用温度の高温化により、極めて厳しくその対策が困難に
なっているのが実状である。
器等は次第に大型化される傾向にあり、又使用される鋼
材の環境もますます苛酷なものとなり、これら鋼材に対
して要求される材質は必然的に高度な要求が強く、就中
焼き戻し脆性及び水素脆性に対する要求は、鋼材の厚肉
化に伴う溶接後熱処理（応力除去焼鈍）の長時間化、使
用温度の高温化により、極めて厳しくその対策が困難に
なっているのが実状である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】焼き戻し脆性は古くよ
り膨大な研究がなされてきており、その主因が鋼中の不
純物元素または合金元素の旧オーステナイト粒界への偏
析であることは良く知られている。また、水素脆性もＰ
やＭｎ等の粒界脆化元素量に敏感であることから詳細が
不明にも関わらず、粒界偏析に帰着した現象と考えられ
ている。従って、耐焼き戻し脆性ないしは耐水素脆性を
鋼材に付与するためには粒界脆化元素を極力低減するこ
とが従来技術の基本であり、偏析量の低減に工夫がなさ
れてきた。
り膨大な研究がなされてきており、その主因が鋼中の不
純物元素または合金元素の旧オーステナイト粒界への偏
析であることは良く知られている。また、水素脆性もＰ
やＭｎ等の粒界脆化元素量に敏感であることから詳細が
不明にも関わらず、粒界偏析に帰着した現象と考えられ
ている。従って、耐焼き戻し脆性ないしは耐水素脆性を
鋼材に付与するためには粒界脆化元素を極力低減するこ
とが従来技術の基本であり、偏析量の低減に工夫がなさ
れてきた。
【０００４】しかしながら、未だに抜本的な方法は確立
しておらず、上述したようにその対策は厳しいものにな
っている。したがって、本発明では実用鋼として広く使
用されているＮｉ鋼に着目し、その耐粒界脆化特性を向
上させることを目的としている。
しておらず、上述したようにその対策は厳しいものにな
っている。したがって、本発明では実用鋼として広く使
用されているＮｉ鋼に着目し、その耐粒界脆化特性を向
上させることを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、Ｎｉ系調
質鋼の焼き戻し脆性及び水素脆性について詳細に鋭意検
討した結果、本発明をなすに至った。その特徴は次の通
りである。 （１）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界のＡｌ量が０．６
〜５．０％の値を有することを特徴とする耐焼き戻し脆
性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼。 （２）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界の（Ｓｉ＋Ｍｎ＋
Ｃｒ）量が０．０５〜３．５％の値を有することを特徴
とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調
質鋼。
質鋼の焼き戻し脆性及び水素脆性について詳細に鋭意検
討した結果、本発明をなすに至った。その特徴は次の通
りである。 （１）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界のＡｌ量が０．６
〜５．０％の値を有することを特徴とする耐焼き戻し脆
性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼。 （２）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界の（Ｓｉ＋Ｍｎ＋
Ｃｒ）量が０．０５〜３．５％の値を有することを特徴
とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調
質鋼。
【０００６】（３）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界の｛Ａｌ−（Ｓｉ
＋Ｍｎ＋Ｃｒ）｝量が−３．０〜４．０％の値を有する
ことを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れ
たＮｉ系調質鋼。 （４）重量％にて、さらに Ｃｕ：０．０１％〜０．５％、 Ｎｂ：０．００１％〜０．２％、 Ｖ ：０．００１％〜０．２％、Ｔｉ：０．００１％〜０．２％、 Ｂ ：０．０００１％〜０．０２％ の一種又は二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする前記（１）〜（３）の
いずれか１項に記載の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に
優れたＮｉ系調質鋼。
る鋼において、旧オーステナイト粒界の｛Ａｌ−（Ｓｉ
＋Ｍｎ＋Ｃｒ）｝量が−３．０〜４．０％の値を有する
ことを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れ
たＮｉ系調質鋼。 （４）重量％にて、さらに Ｃｕ：０．０１％〜０．５％、 Ｎｂ：０．００１％〜０．２％、 Ｖ ：０．００１％〜０．２％、Ｔｉ：０．００１％〜０．２％、 Ｂ ：０．０００１％〜０．０２％ の一種又は二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする前記（１）〜（３）の
いずれか１項に記載の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に
優れたＮｉ系調質鋼。
【０００７】（５）前記（１）〜（４）のいずれか１項
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｒ 3 変態点以上に加
熱後焼き入れし、さらにＡｃ1 以下の温度で焼き戻し処
理をすることを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆
性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法。
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｒ 3 変態点以上に加
熱後焼き入れし、さらにＡｃ1 以下の温度で焼き戻し処
理をすることを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆
性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明は、Ｎｉ系調質鋼の耐焼き
戻し脆性及び耐水素脆性を改善するために、鋼中の旧オ
ーステナイト粒界におけるＡｌ量を０．６％以上確保す
ることにより脆化を抑制せしめることにある。あるいは
粒界Ａｌ量を確保することにより、主要な脆化元素であ
る（Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）を低減させ、脆化を抑制するも
のである。
戻し脆性及び耐水素脆性を改善するために、鋼中の旧オ
ーステナイト粒界におけるＡｌ量を０．６％以上確保す
ることにより脆化を抑制せしめることにある。あるいは
粒界Ａｌ量を確保することにより、主要な脆化元素であ
る（Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ）を低減させ、脆化を抑制するも
のである。
【０００９】一般に、鋼中にはＡｌが含有されているの
が普通であり、この含有量を多くすることあるいはＮと
の結合が強いことからＡｌＮを形成させないことにより
十分な固溶Ａｌを含有せしめることにより、旧オーステ
ナイト粒界にＡｌが偏析し、Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ等の不純物
元素の粒界偏析量が減少し、かつＮｉ鋼で有害とされて
いるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒのような合金元素の粒界偏析も抑
制されることになり、その結果Ｎｉ調質鋼の焼き戻し脆
性を著しく改善せしめることになる。
が普通であり、この含有量を多くすることあるいはＮと
の結合が強いことからＡｌＮを形成させないことにより
十分な固溶Ａｌを含有せしめることにより、旧オーステ
ナイト粒界にＡｌが偏析し、Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ等の不純物
元素の粒界偏析量が減少し、かつＮｉ鋼で有害とされて
いるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒのような合金元素の粒界偏析も抑
制されることになり、その結果Ｎｉ調質鋼の焼き戻し脆
性を著しく改善せしめることになる。
【００１０】通常低合金鋼の焼き戻し脆性は、鋼材の加
工又は溶接後における長時間の熱処理（応力除去焼鈍、
溶接後熱処理）時、又は高温における使用時、更には圧
力容器等をシャットダウンする際の徐冷時に、鋼中の粒
界が持つエネルギー又は鋼中の元素間に働く相互作用
（斥力）によって、旧オーステナイト粒界にＰ，Ｓｂ，
Ａｓ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒ等の不純物又は合金元素が偏
析して粒界の結合エネルギーを弱める結果、脆化が進行
するものである。
工又は溶接後における長時間の熱処理（応力除去焼鈍、
溶接後熱処理）時、又は高温における使用時、更には圧
力容器等をシャットダウンする際の徐冷時に、鋼中の粒
界が持つエネルギー又は鋼中の元素間に働く相互作用
（斥力）によって、旧オーステナイト粒界にＰ，Ｓｂ，
Ａｓ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＣｒ等の不純物又は合金元素が偏
析して粒界の結合エネルギーを弱める結果、脆化が進行
するものである。
【００１１】また、脆化度を表す指数としては、加速脆
化熱処理とステップクーリング前後における５０％延性
−脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）の差ΔＦＡＴＴ、又は
４００〜５００℃における長時間（１０００時間内外）
の恒温加熱処理前後におけるＦＡＴＴの差ΔＦＡＴＴが
使われる。
化熱処理とステップクーリング前後における５０％延性
−脆性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）の差ΔＦＡＴＴ、又は
４００〜５００℃における長時間（１０００時間内外）
の恒温加熱処理前後におけるＦＡＴＴの差ΔＦＡＴＴが
使われる。
【００１２】本発明者は、Ｎｉ系調質鋼の焼き戻し脆性
及び水素脆性について仔細に研究した結果、次式で定義
される固溶Ａｌを０．１５％以上含有せしめることによ
り、Ｎｉ系調質鋼の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性を著
しく改善できることが明らかになった。 固溶Ａｌ＝Ｓｏｌ．Ａｌ−２Ｎ ここで、Ｓｏｌ．Ａｌ；酸可溶Ａｌ、Ｎ；鋼中Ｎであ
る。 固溶Ａｌ量が多いほどその効果が大きい理由は、平衡偏
析理論によると固溶Ａｌが大きいほど粒界偏析Ａｌ量が
多くなり、これにより耐脆化特性が向上するためであ
る。
及び水素脆性について仔細に研究した結果、次式で定義
される固溶Ａｌを０．１５％以上含有せしめることによ
り、Ｎｉ系調質鋼の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性を著
しく改善できることが明らかになった。 固溶Ａｌ＝Ｓｏｌ．Ａｌ−２Ｎ ここで、Ｓｏｌ．Ａｌ；酸可溶Ａｌ、Ｎ；鋼中Ｎであ
る。 固溶Ａｌ量が多いほどその効果が大きい理由は、平衡偏
析理論によると固溶Ａｌが大きいほど粒界偏析Ａｌ量が
多くなり、これにより耐脆化特性が向上するためであ
る。
【００１３】さて、鋼中Ｎレベルは、鋼の溶製法（平
炉、電気炉、転炉）、脱酸レベル、溶鋼の注入及び造塊
法によって大きく変動するものであり、単にＡｌ含有量
の制御だけでは、該鋼の耐焼き戻し脆性および耐水素脆
性の改善は望めない。即ち、本発明が対象とするような
Ｎｉ調質鋼では、種々の熱処理が加えられるのが普通で
あり、溶体化処理後の圧延、又は鍛造に引き続く熱処理
（焼準、焼鈍、焼き入れ等）時の再加熱過程（フェライ
ト高温域）において、鋼中のＡｌとＮとは結合し、Ａｌ
Ｎとして析出するため鋼中の固溶Ａｌ量は減少する。
炉、電気炉、転炉）、脱酸レベル、溶鋼の注入及び造塊
法によって大きく変動するものであり、単にＡｌ含有量
の制御だけでは、該鋼の耐焼き戻し脆性および耐水素脆
性の改善は望めない。即ち、本発明が対象とするような
Ｎｉ調質鋼では、種々の熱処理が加えられるのが普通で
あり、溶体化処理後の圧延、又は鍛造に引き続く熱処理
（焼準、焼鈍、焼き入れ等）時の再加熱過程（フェライ
ト高温域）において、鋼中のＡｌとＮとは結合し、Ａｌ
Ｎとして析出するため鋼中の固溶Ａｌ量は減少する。
【００１４】従って、単なる鋼中の固溶Ａｌ量の制御だ
けでは、その効果はバラツキが大きく、鋼中Ｎとの関連
において、前述のように定義された固溶Ａｌ量０．１５
％以上固溶せしめることが必要であり、この確保により
粒界偏析Ａｌ量が増大し、耐焼き戻し脆性および耐水素
脆性が著しく改善できる。
けでは、その効果はバラツキが大きく、鋼中Ｎとの関連
において、前述のように定義された固溶Ａｌ量０．１５
％以上固溶せしめることが必要であり、この確保により
粒界偏析Ａｌ量が増大し、耐焼き戻し脆性および耐水素
脆性が著しく改善できる。
【００１５】図１は、本発明者が得たΔＦＡＴＴと粒界
偏析Ａｌ量の関係を模式的に示したものであり、粒界Ａ
ｌ量が増大するに従ってΔＦＡＴＴが小さくなっている
ことが判る。また、粒界Ａｌ量だけでなく（Ｓｉ＋Ｃｒ
＋Ｍｎ）量あるいは[ Ａｌ−( Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量
を横軸にとった場合にも、図２、図３の様に良い相関が
認められる。この場合はＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎが脆化元素で
あることから、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）の値が小さい時に
ΔＦＡＴＴが小さくなっている。
偏析Ａｌ量の関係を模式的に示したものであり、粒界Ａ
ｌ量が増大するに従ってΔＦＡＴＴが小さくなっている
ことが判る。また、粒界Ａｌ量だけでなく（Ｓｉ＋Ｃｒ
＋Ｍｎ）量あるいは[ Ａｌ−( Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量
を横軸にとった場合にも、図２、図３の様に良い相関が
認められる。この場合はＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎが脆化元素で
あることから、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）の値が小さい時に
ΔＦＡＴＴが小さくなっている。
【００１６】本発明では、ΔＦＡＴＴとして１００を基
準にとり、これ以下では十分な脆化特性を有しているも
のとして、Ａｌ量が０．６（重量％）、｛Ａｌ−（Ｓｉ
＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量が−３％を粒界脆化を抑制できる下
限値として評価した。また、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が
３．５％を粒界脆化を抑制できる上限値として評価し
た。なお、いずれの値も固溶Ａｌ量の影響を受け、さら
に粒界の偏析サイトが有限であることから、Ａｌの粒界
偏析量の上限値によって（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量の下限
値と｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量の上限値は自ず
と規定されることになる。
準にとり、これ以下では十分な脆化特性を有しているも
のとして、Ａｌ量が０．６（重量％）、｛Ａｌ−（Ｓｉ
＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量が−３％を粒界脆化を抑制できる下
限値として評価した。また、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が
３．５％を粒界脆化を抑制できる上限値として評価し
た。なお、いずれの値も固溶Ａｌ量の影響を受け、さら
に粒界の偏析サイトが有限であることから、Ａｌの粒界
偏析量の上限値によって（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量の下限
値と｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量の上限値は自ず
と規定されることになる。
【００１７】本発明では、種々の成分を有するＮｉ鋼に
より粒界Ａｌ量を実験的に測定した結果、粒界偏析Ａｌ
量はバルクＡｌ量に従って増加するがほぼ５％で飽和す
ることから、粒界偏析Ａｌの上限値を５．０％に規定し
た。その結果、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量の下限値と｛Ａ
ｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量の上限値もそれぞれ０．
０５％、４．０％になることが実験的に判明した。それ
ぞれの粒界偏析量が以上の範囲内である場合には、Ｎｉ
系調質鋼の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性は飛躍的に向
上する。
より粒界Ａｌ量を実験的に測定した結果、粒界偏析Ａｌ
量はバルクＡｌ量に従って増加するがほぼ５％で飽和す
ることから、粒界偏析Ａｌの上限値を５．０％に規定し
た。その結果、（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量の下限値と｛Ａ
ｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量の上限値もそれぞれ０．
０５％、４．０％になることが実験的に判明した。それ
ぞれの粒界偏析量が以上の範囲内である場合には、Ｎｉ
系調質鋼の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性は飛躍的に向
上する。
【００１８】以下に、これ以外の合金元素の限定条件に
付いて説明する。合金元素の含有量は全て重量％であ
る。Ｃは０．４％を超えると低温靱性及び溶接性を著し
く損ない、０．０５％未満では必要な強度が確保できな
いため０．０５〜０．４％と限定した。
付いて説明する。合金元素の含有量は全て重量％であ
る。Ｃは０．４％を超えると低温靱性及び溶接性を著し
く損ない、０．０５％未満では必要な強度が確保できな
いため０．０５〜０．４％と限定した。
【００１９】Ｓｉ及びＭｎは、焼き戻し脆性が（Ｓｉ＋
Ｍｎ）％に比例して悪化するため低い程好ましいが、製
鋼上０．０２％以上は必要であり、また強度を確保する
ためにも更に０．０２％以上添加される。しかし、０．
６％超のＳｉ及び２％超のＭｎは低温靱性、溶接性をと
もに阻害することから、Ｓｉは０．０２〜０．６％、Ｍ
ｎは０．０２〜２％に限定することが好ましい。
Ｍｎ）％に比例して悪化するため低い程好ましいが、製
鋼上０．０２％以上は必要であり、また強度を確保する
ためにも更に０．０２％以上添加される。しかし、０．
６％超のＳｉ及び２％超のＭｎは低温靱性、溶接性をと
もに阻害することから、Ｓｉは０．０２〜０．６％、Ｍ
ｎは０．０２〜２％に限定することが好ましい。
【００２０】Ｍｏは耐焼き戻し脆化及び耐水素脆化特性
を向上させるために０．０２％以上とし、３％を超える
と低温靱性、溶接性を著しく阻害するため３％以下に限
定され、更に経済性の点から１％以下が好ましい。
を向上させるために０．０２％以上とし、３％を超える
と低温靱性、溶接性を著しく阻害するため３％以下に限
定され、更に経済性の点から１％以下が好ましい。
【００２１】Ｃｒは高温強度及びハイドロジェンアタッ
クの観点からは溶接性を阻害しない５％以下に限定する
が、Ｓｉ、Ｍｎが共存すると図２で説明した様に著しく
焼き戻し脆性を助長するためには１％以下にすることが
好ましい。しかし、０．０１％未満では十分な高温強度
向上の効果が認められないことから、その下限を０．０
１％と限定した。
クの観点からは溶接性を阻害しない５％以下に限定する
が、Ｓｉ、Ｍｎが共存すると図２で説明した様に著しく
焼き戻し脆性を助長するためには１％以下にすることが
好ましい。しかし、０．０１％未満では十分な高温強度
向上の効果が認められないことから、その下限を０．０
１％と限定した。
【００２２】Ｎｉは低温靱性を改善する主要元素であ
り、その効果を発揮させるためには３％以上必要であ
り、１０％を超えて添加しても強度、低温靱性が向上し
ないため、３〜１０％に限定する。
り、その効果を発揮させるためには３％以上必要であ
り、１０％を超えて添加しても強度、低温靱性が向上し
ないため、３〜１０％に限定する。
【００２３】Ｐは不純物元素で粒界破壊を生じやすくす
るため、低いほうが好ましい。０．０３％超含有すると
粒界破壊による靱性低下が顕著となるので、上限値を
０．０３％とした。また、下限値はコスト高になること
を考慮して０．００１％にした。
るため、低いほうが好ましい。０．０３％超含有すると
粒界破壊による靱性低下が顕著となるので、上限値を
０．０３％とした。また、下限値はコスト高になること
を考慮して０．００１％にした。
【００２４】ＳはＭｎＳを生成して延性、特に、板厚方
向の伸びを低下させる上に、疲労破壊の起点となって疲
労強度のバラツキを大きくするので、低いほうが好まし
い。０．０３％超含有するとこの影響が顕著となるの
で、上限値を０．０３％とした。下限値はＰの場合と同
様な理由から０．０００５％にした。
向の伸びを低下させる上に、疲労破壊の起点となって疲
労強度のバラツキを大きくするので、低いほうが好まし
い。０．０３％超含有するとこの影響が顕著となるの
で、上限値を０．０３％とした。下限値はＰの場合と同
様な理由から０．０００５％にした。
【００２５】Ｎは０．０１５％超含有すると、母相中に
固溶して靱性低下を来す。従って、上限値を０．０１５
％とした。下限値はＰやＳと同様にコスト高になること
を考慮して０．００１％にした。
固溶して靱性低下を来す。従って、上限値を０．０１５
％とした。下限値はＰやＳと同様にコスト高になること
を考慮して０．００１％にした。
【００２６】なお、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ及びＮ
ｉの含有量は、所定の強度及び用途の特性から上記成分
範囲内で適宜組み合わされることは言うまでもない。ま
た、上記成分の鋼に、他の合金元素（Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｂ等）を一種乃至二種以上複合して含有させて
も、本発明の効果はいささかも損なわれない。
ｉの含有量は、所定の強度及び用途の特性から上記成分
範囲内で適宜組み合わされることは言うまでもない。ま
た、上記成分の鋼に、他の合金元素（Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｂ等）を一種乃至二種以上複合して含有させて
も、本発明の効果はいささかも損なわれない。
【００２７】従って、Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種
又は二種以上を溶接性の観点からＣ，Ｃｒ，Ｍｏ等を減
少した場合や、焼き戻し脆性と水素脆性の観点からＳ
ｉ，Ｍｎを減少した場合に所定の強度を得るために適宜
選定して添加するものである。この場合、これら元素の
最大添加量は良好な溶接性及び靱性の両面を確保するた
めには、Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂはそれぞれ０．５
％、０．２％、０．２％、０．２％、０．０２％が限界
であり、一方添加量としてＣｕが０．０１％、Ｎｂ、Ｖ
及びＴｉが０．００１％、Ｂが０．０００１％未満では
所定の強度上昇が望めないため、これらの値以上の添加
が必要である。
又は二種以上を溶接性の観点からＣ，Ｃｒ，Ｍｏ等を減
少した場合や、焼き戻し脆性と水素脆性の観点からＳ
ｉ，Ｍｎを減少した場合に所定の強度を得るために適宜
選定して添加するものである。この場合、これら元素の
最大添加量は良好な溶接性及び靱性の両面を確保するた
めには、Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂはそれぞれ０．５
％、０．２％、０．２％、０．２％、０．０２％が限界
であり、一方添加量としてＣｕが０．０１％、Ｎｂ、Ｖ
及びＴｉが０．００１％、Ｂが０．０００１％未満では
所定の強度上昇が望めないため、これらの値以上の添加
が必要である。
【００２８】なお、長時間の溶接後熱処理又は高温使用
に供される低合金鋼の水素脆性は、粒界における不純物
の偏析と水素との複合作用によるものであるから、本発
明によるＮｉ系調質鋼は耐焼き戻し脆性特性のみでな
く、優れた耐水素脆性も有することは明白である。
に供される低合金鋼の水素脆性は、粒界における不純物
の偏析と水素との複合作用によるものであるから、本発
明によるＮｉ系調質鋼は耐焼き戻し脆性特性のみでな
く、優れた耐水素脆性も有することは明白である。
【００２９】次に、本発明では焼き戻し脆性および水素
脆性特性の改善を図るために行う熱処理条件を限定した
理由について説明する。まず、焼き入れ前の温度をＡｃ
3 以上に限定した理由は、母材組織をマルテンサイト主
体にし、十分な母材強度を得るための下限温度であり、
これ以下では十分な固溶Ａｌ量も確保されず、本発明の
効果が十分に反映されない。また、焼き戻し温度の下限
をＡｃ1 以上に限定した理由は、十分な靭性を得るため
である。
脆性特性の改善を図るために行う熱処理条件を限定した
理由について説明する。まず、焼き入れ前の温度をＡｃ
3 以上に限定した理由は、母材組織をマルテンサイト主
体にし、十分な母材強度を得るための下限温度であり、
これ以下では十分な固溶Ａｌ量も確保されず、本発明の
効果が十分に反映されない。また、焼き戻し温度の下限
をＡｃ1 以上に限定した理由は、十分な靭性を得るため
である。
【００３０】なお、熱処理法としては、ここに示した焼
き入れ・焼き戻し（Ｑｕｅｎｃｈ−Ｔｅｍｐｅｒ：Ｑ
Ｔ）だけでなく、Ｑを繰り返すＱＱＴ処理、圧延後の直
接焼き入れＤＱ＋ＱＴ［ＤＱＱＴ処理］、ＱＴ間でＡｃ
1 〜Ａｃ3 での加熱後焼き入れ処理（Ｌ処理）を行う
［ＤＱＬＴ処理］等も有効である。さらに、大型化学反
応容器用等のＮｉ鋼では従来利用されている焼ならし＋
焼き戻し［ＮＴ処理］も利用できることは容易に類推で
きる。
き入れ・焼き戻し（Ｑｕｅｎｃｈ−Ｔｅｍｐｅｒ：Ｑ
Ｔ）だけでなく、Ｑを繰り返すＱＱＴ処理、圧延後の直
接焼き入れＤＱ＋ＱＴ［ＤＱＱＴ処理］、ＱＴ間でＡｃ
1 〜Ａｃ3 での加熱後焼き入れ処理（Ｌ処理）を行う
［ＤＱＬＴ処理］等も有効である。さらに、大型化学反
応容器用等のＮｉ鋼では従来利用されている焼ならし＋
焼き戻し［ＮＴ処理］も利用できることは容易に類推で
きる。
【００３１】
【実施例】（実施例１）本発明のＮｉ系調質鋼Ａ，Ｂ，
Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆと、比較鋼Ｇ，Ｈ，Ｉを表１（表１−
１、表１−２）に示す。これらの各鋼を５０mm厚さの鋼
板に圧延し、１０００℃×２hrの焼き入れ及び６５０℃
×２hrの焼き戻し［ＱＴ処理］を行い、更に各鋼の半数
の試験片に４８０℃×１０００hrの恒温時効を施し、衝
撃試験（ＪＩＳ４号、Ｃ方向）及びＷＯＬ試験（２３
℃、１気圧水素中）を行った結果を併せて示す。
Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆと、比較鋼Ｇ，Ｈ，Ｉを表１（表１−
１、表１−２）に示す。これらの各鋼を５０mm厚さの鋼
板に圧延し、１０００℃×２hrの焼き入れ及び６５０℃
×２hrの焼き戻し［ＱＴ処理］を行い、更に各鋼の半数
の試験片に４８０℃×１０００hrの恒温時効を施し、衝
撃試験（ＪＩＳ４号、Ｃ方向）及びＷＯＬ試験（２３
℃、１気圧水素中）を行った結果を併せて示す。
【００３２】鋼Ｃは比較例Ｇと同じレベルのＳｏｌ．Ａ
ｌを有しているが、ＡｌＮとしての消費量が少ないＣは
固溶Ａｌが多く、且つ粒界Ａｌ量が０．６％以上の値に
なっておりＧより脆化度が著しく小さい。又、鋼Ｂは比
較例Ｈと同じレベルのＮを含有し、ＡｌＮとしてのＳｏ
ｌ．Ａｌの消費量は殆ど同じであるが、添加されている
Ｓｏｌ．Ａｌが多く、結果的に粒界Ａｌが多くなり、Ｈ
より脆化度が少ない。
ｌを有しているが、ＡｌＮとしての消費量が少ないＣは
固溶Ａｌが多く、且つ粒界Ａｌ量が０．６％以上の値に
なっておりＧより脆化度が著しく小さい。又、鋼Ｂは比
較例Ｈと同じレベルのＮを含有し、ＡｌＮとしてのＳｏ
ｌ．Ａｌの消費量は殆ど同じであるが、添加されている
Ｓｏｌ．Ａｌが多く、結果的に粒界Ａｌが多くなり、Ｈ
より脆化度が少ない。
【００３３】また、同じ発明鋼でも、鋼Ａ及びＢは共に
同レベルのＮを含有しているが、固溶Ａｌ量と粒界Ａｌ
量が多く、Ａの方が更に優れていることが分かる。ま
た、以上の発明鋼では、いずれも｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ
＋Ｍｎ）｝の値が−３以上になっていることもわかる。
一方、発明鋼Ｅは粒界Ａｌ量が少ないが、同時に（Ｓｉ
＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が少なく、逆にＦは（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍ
ｎ）量が多いにも関わらず粒界Ａｌ量も顕著に多いた
め、いずれも耐脆化特性が優れている。
同レベルのＮを含有しているが、固溶Ａｌ量と粒界Ａｌ
量が多く、Ａの方が更に優れていることが分かる。ま
た、以上の発明鋼では、いずれも｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ
＋Ｍｎ）｝の値が−３以上になっていることもわかる。
一方、発明鋼Ｅは粒界Ａｌ量が少ないが、同時に（Ｓｉ
＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が少なく、逆にＦは（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍ
ｎ）量が多いにも関わらず粒界Ａｌ量も顕著に多いた
め、いずれも耐脆化特性が優れている。
【００３４】以上のように０．１５％以上の固溶Ａｌが
ある場合には、粒界のＡｌ量が増加し、畢竟Ｓｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ等の粒界脆化元素の粒界偏析率が低下し、耐焼
き戻し脆性及び耐水素脆性が改善される。本発明鋼Ｄは
バルクの（Ｓｉ＋Ｍｎ）量が低い場合に対応しており、
粒界Ａｌ量が多いために本発明例の中でも最も脆化度が
少ない。
ある場合には、粒界のＡｌ量が増加し、畢竟Ｓｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ等の粒界脆化元素の粒界偏析率が低下し、耐焼
き戻し脆性及び耐水素脆性が改善される。本発明鋼Ｄは
バルクの（Ｓｉ＋Ｍｎ）量が低い場合に対応しており、
粒界Ａｌ量が多いために本発明例の中でも最も脆化度が
少ない。
【００３５】比較例Ｉはバルクの（Ｓｉ＋Ｍｎ）量が
０．６０％と比較的少ないが、本発明例に比べて粒界の
（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が多いために脆化度は大きい。
即ち粒界のＡｌ量の増加により更に耐焼き戻し脆性が改
善され、（Ｓｉ＋Ｍｎ）の値を低減することにより、そ
の効果を助長していることは明らかである。
０．６０％と比較的少ないが、本発明例に比べて粒界の
（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量が多いために脆化度は大きい。
即ち粒界のＡｌ量の増加により更に耐焼き戻し脆性が改
善され、（Ｓｉ＋Ｍｎ）の値を低減することにより、そ
の効果を助長していることは明らかである。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】（実施例２）本発明のＮｉ系調質鋼Ａ、
Ｂ、Ｃ、Ｄと比較例Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈを表２（表２−１、
表２−２）に示す。これらの各鋼を２５mm厚さの鋼板に
圧延し、９００℃×２hrの焼き入れ及び５９０℃×１hr
の焼き戻し［ＱＴ処理］を行った。更に実施例１と同様
の試験を行った結果を併せて示す。
Ｂ、Ｃ、Ｄと比較例Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈを表２（表２−１、
表２−２）に示す。これらの各鋼を２５mm厚さの鋼板に
圧延し、９００℃×２hrの焼き入れ及び５９０℃×１hr
の焼き戻し［ＱＴ処理］を行った。更に実施例１と同様
の試験を行った結果を併せて示す。
【００３９】鋼Ａ，Ｅは９％Ｎｉ鋼他は５％Ｎｉ鋼であ
る。本発明鋼はいずれも比較例よりも固溶Ａｌが多いこ
とにより粒界Ａｌ量が増加し、耐焼き戻し脆化、水耐素
脆化が改善されている。更に鋼Ｄ，Ｈは実施例１と同様
に（Ｓｉ＋Ｍｎ）の値が小さく、比較例Ｈも本発明鋼
Ｂ，Ｃよりも脆化度が小さいが、本発明鋼Ｄは更に優れ
た耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性を有しており、その効
果は実施例１と変わらないばかりか、低Ｃ化による靱性
レベル全体の改善が可能となった。
る。本発明鋼はいずれも比較例よりも固溶Ａｌが多いこ
とにより粒界Ａｌ量が増加し、耐焼き戻し脆化、水耐素
脆化が改善されている。更に鋼Ｄ，Ｈは実施例１と同様
に（Ｓｉ＋Ｍｎ）の値が小さく、比較例Ｈも本発明鋼
Ｂ，Ｃよりも脆化度が小さいが、本発明鋼Ｄは更に優れ
た耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性を有しており、その効
果は実施例１と変わらないばかりか、低Ｃ化による靱性
レベル全体の改善が可能となった。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】（実施例３）本発明のＮｉ系調質鋼Ａ，
Ｂ，Ｃ，Ｄを表３（表３−１、表３−２）に示す。Ａ〜
Ｃは５％Ｎｉ鋼、Ｄは９％Ｎｉ鋼であり、全て２５mm厚
さの鋼板に圧延したものである。熱処理としてはＡの場
合に９００℃×２hrの焼き入れを行った後、さらに８８
０℃×２hrの焼き入れ及び５９０℃×１hrの焼き戻し
（ＱＱＴ処理）を行った。またＢ，Ｃ及びＤはそれぞれ
圧延後９００℃から直ちに焼き入れ、５９０℃×１hrの
焼き戻しを行ったもの（ＤＱ処理）、９００℃×２hrの
焼き入れ後、７８０℃で１時間加熱後焼き入れ、これに
５９０℃×１hrの焼き戻しを行ったもの（ＱＬＴ処
理）、圧延後空冷した後に、５９０℃×１hrの焼き戻し
を行ったもの（ＮＴ処理）である。
Ｂ，Ｃ，Ｄを表３（表３−１、表３−２）に示す。Ａ〜
Ｃは５％Ｎｉ鋼、Ｄは９％Ｎｉ鋼であり、全て２５mm厚
さの鋼板に圧延したものである。熱処理としてはＡの場
合に９００℃×２hrの焼き入れを行った後、さらに８８
０℃×２hrの焼き入れ及び５９０℃×１hrの焼き戻し
（ＱＱＴ処理）を行った。またＢ，Ｃ及びＤはそれぞれ
圧延後９００℃から直ちに焼き入れ、５９０℃×１hrの
焼き戻しを行ったもの（ＤＱ処理）、９００℃×２hrの
焼き入れ後、７８０℃で１時間加熱後焼き入れ、これに
５９０℃×１hrの焼き戻しを行ったもの（ＱＬＴ処
理）、圧延後空冷した後に、５９０℃×１hrの焼き戻し
を行ったもの（ＮＴ処理）である。
【００４３】本発明鋼はいずれも単純なＱＴ処理ではな
いが、いずれも表１や表２の比較例よりも固溶Ａｌが多
いことにより粒界Ａｌ量が増加し、耐焼き戻し脆化、水
耐素脆化が改善されている。
いが、いずれも表１や表２の比較例よりも固溶Ａｌが多
いことにより粒界Ａｌ量が増加し、耐焼き戻し脆化、水
耐素脆化が改善されている。
【００４４】
【表５】
【００４５】
【表６】
【００４６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼は旧オー
ステナイト粒界のＡｌ量を高めることにより、耐焼き戻
し脆性及び耐水素脆化特性が著しく向上し、産業上の発
展に寄与するところ大である。
ステナイト粒界のＡｌ量を高めることにより、耐焼き戻
し脆性及び耐水素脆化特性が著しく向上し、産業上の発
展に寄与するところ大である。
【図１】縦軸に脆化度、横軸に旧オーステナイト粒界に
おけるＡｌ量をとり、脆化度が粒界Ａｌ量の増大に従っ
て低下していることを模式的に示す図。
おけるＡｌ量をとり、脆化度が粒界Ａｌ量の増大に従っ
て低下していることを模式的に示す図。
【図２】縦軸に脆化度、横軸に旧オーステナイト粒界に
おける（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量をとり、脆化度が前記式
内の量の増加に従って増加していることを模式的に示す
図。
おける（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）量をとり、脆化度が前記式
内の量の増加に従って増加していることを模式的に示す
図。
【図３】縦軸に脆化度、横軸に旧オーステナイト粒界に
おける｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量をとり、脆化
度が前記式内の量の増加に従って低下していることを模
式的に示す図。
おける｛Ａｌ−（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）｝量をとり、脆化
度が前記式内の量の増加に従って低下していることを模
式的に示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年１月２６日（１９９９．１．２
６）
６）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３６】
【表１】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３７】
【表２】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４０】
【表３】
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４１】
【表４】
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４４】
【表５】
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４５】
【表６】
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、 Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界のＡｌ量が０．６
〜５．０％の値を有することを特徴とする耐焼き戻し脆
性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼。 - 【請求項２】 重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、 Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界の（Ｓｉ＋Ｍｎ＋
Ｃｒ）量が０．０５〜３．５％の値を有することを特徴
とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調
質鋼。 - 【請求項３】 重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．４％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６％、 Ｍｎ：０．０２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０２〜３．０％、 Ｃｒ：０．０１〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜１０．０％、 Ｐ ：０．００１〜０．０３％、 Ｓ ：０．０００５〜０．０３％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１５％ を基本成分とし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼において、旧オーステナイト粒界の｛Ａｌ−（Ｓｉ
＋Ｍｎ＋Ｃｒ）｝量が−３．０〜４．０％の値を有する
ことを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れ
たＮｉ系調質鋼。 - 【請求項４】 重量％にて、さらに Ｃｕ：０．０１〜０．５％、 Ｎｂ：０．００１〜０．２％、 Ｖ ：０．００１〜０．２％、 Ｔｉ：０．００１〜０．２％、 Ｂ ：０．０００１〜０．０２％ の一種又は二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれ
か１項に記載の耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れた
Ｎｉ系調質鋼。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化
学成分を有する鋼塊をＡｒ3 変態点以上に加熱後焼き入
れし、さらにＡｃ1 以下の温度で焼き戻し処理をするこ
とを特徴とする耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れた
Ｎｉ系調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11013501A JP2000212705A (ja) | 1999-01-21 | 1999-01-21 | 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11013501A JP2000212705A (ja) | 1999-01-21 | 1999-01-21 | 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000212705A true JP2000212705A (ja) | 2000-08-02 |
Family
ID=11834882
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11013501A Withdrawn JP2000212705A (ja) | 1999-01-21 | 1999-01-21 | 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000212705A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2671963A1 (en) | 2012-06-06 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength large steel forging |
| CN104278210A (zh) * | 2013-07-08 | 2015-01-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种超低温压力容器用高镍钢及其制造方法 |
| CN108220809A (zh) * | 2017-12-26 | 2018-06-29 | 钢铁研究总院 | 一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢 |
| CN115161550A (zh) * | 2022-06-01 | 2022-10-11 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种大型液压冲击破碎器用高强度紧固件用钢及其制造方法 |
-
1999
- 1999-01-21 JP JP11013501A patent/JP2000212705A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2671963A1 (en) | 2012-06-06 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength large steel forging |
| CN104278210A (zh) * | 2013-07-08 | 2015-01-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种超低温压力容器用高镍钢及其制造方法 |
| CN108220809A (zh) * | 2017-12-26 | 2018-06-29 | 钢铁研究总院 | 一种具有较低氢脆敏感性的高强高韧钢 |
| CN115161550A (zh) * | 2022-06-01 | 2022-10-11 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种大型液压冲击破碎器用高强度紧固件用钢及其制造方法 |
| CN115161550B (zh) * | 2022-06-01 | 2023-10-20 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种大型液压冲击破碎器用高强度紧固件用钢及其制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2009355404B2 (en) | High-toughness abrasion-resistant steel and manufacturing method therefor | |
| US10597760B2 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
| JPH08501352A (ja) | 優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法 | |
| US6743305B2 (en) | High-strength high-toughness precipitation-hardened steel | |
| TWI758184B (zh) | 沃斯田鐵系不鏽鋼材及其製造方法、以及板彈簧 | |
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| CN104878316A (zh) | 一种高强韧高氮奥氏体不锈钢 | |
| JP3546421B2 (ja) | 高強度・高耐食含窒素オーステナイ ト系ステンレス鋼 | |
| WO2020128725A1 (en) | Hot rolled and steel and a method of manufacturing thereof | |
| KR20040054198A (ko) | 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법 | |
| JP2002167652A (ja) | 高強度・高耐疲労特性に優れた薄板材 | |
| JP2008156678A (ja) | 耐遅れ破壊特性および耐腐食性に優れた高強度ボルト | |
| 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 | |
| JP2002285290A (ja) | 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP6279118B1 (ja) | 耐食性及び曲げ加工性に優れた高強度の複相ステンレス鋼材 | |
| JP2000212705A (ja) | 耐焼き戻し脆性及び耐水素脆性に優れたＮｉ系調質鋼及びその製造方法 | |
| JP2011195922A (ja) | Ｃｖｔリング用薄板鋼 | |
| JP2002161342A (ja) | 強度、耐疲労性及び耐食性に優れた構造用鋼 | |
| JPH07188840A (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 | |
| KR102472740B1 (ko) | 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법 | |
| JPH10245656A (ja) | 冷鍛性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| KR102160735B1 (ko) | 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 | |
| FI127450B (en) | Martensitic stainless steel and process for its manufacture | |
| US20170356070A1 (en) | Maraging steel | |
| JP2521547B2 (ja) | 低温用鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060404 |