JPS6056019A - 強靭鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、例えば極寒冷地等のような低温環境で使用
される大型構造物素材として好適な強靭鋼を、高価な合
金元素や格別な設備を要することなく低コストで製造す
る方法に関するものである。

近年、我々を取り巻く各種産業の進展ぶりには目を見張
るものがあシ、これにともなって、地下資源の開発、或
いは海洋資源の開発書育成など様々な資源開発活動は益
々活発化の度合を深めて来ている。

そして、これらの活動を支えるものとして、種々の分野
に使用されている鋼材構造物の進歩・発展を見逃すこと
ができないが、開発活動の高能率化や、自然条件の苛酷
な未開発地での活動の必要性等から鋼材構造物は一層巨
大化する傾向を見せはじめてきておシ、同時に極寒冷地
等の厳しい環境での使用をも余儀無くされるようになっ
てきた。

ところで、鋼は、一般に、低温になると靭性の急激な劣
化を来た丁という低温脆化現象を呈することが知られて
おり、このようなことから、極寒冷地で使用する大型構
造物用鋼材には、高い強度金偏えていることはもちろん
のこと、極寒においても優れた靭性を示すものが強く要
望されていたのである。

従来、このような要望に応えるための鋼の強靭化は、Ｎ
ｉ鋼を基本成分鋼として選び、これに熱処理を施すこと
によって微細焼戻しマルテンサイト組織と焼戻し時に析
出する微細な逆変態オーステナイ）Ｔｈ生成せしめるか
、或いは微細焼戻しマルテンサイトと微＃ｌ焼戻しベイ
ナイトとの混合ｍ織並びに微細な逆変態オーステナイト
状態成せしめるかして達成されるのが普通であった。

しかしながら、このよ−うにして得られる強靭鋼はＮｉ
の多量添加を欠くことができず、従って鋼材コストの大
幅上昇を゛・免れることができないという極めて不利な
問題を抱えていたのである。

そこで、本発明者等は、先に、「Ｎｉ等の高価な元素を
多量に含有することのない鋼であっても、オーステナイ
ト状態からの冷却条件を特定のものに制限すると、高強
度と優れた靭性とを同時に示すようになる」との知見に
基づいた強靭鋼の製造方法を特開昭５７−８９４２４号
として提案し、低価格で、シかも優れた特性を備えた強
靭鋼を提供して来たが、この特開昭５７−８９４２４号
として提案された方法にも、「鋼の成分毎にその冷却条
件を変更しなければならないので、製造作業が幾分煩わ
しいＪとの声が開かれていたのである。

本発明者等は、上述のような観点から、Ｎｉ元素の添加
が無い安価な成分の鋼を素材とし、しかも煩わしい作業
を要することもなく、極寒冷地等で使用する大型構造物
等として十分に適用が可能な強靭鋼を、簡単容易に、か
つ低コストで製造する方法を見出子べく研究を行った結
果、以下（ａ）〜（ｆ）に示す如き知見を得るに至った
のである。即ち、（ａ）　従来のように、Ｎｉ鋼を基本
成分鋼として選び、更にその焼戻し時に析出してくる微
細な逆変態オーステナイトヲ利用しなくても、鋼の組織
を極微細な焼戻しマルテンサイト組織、或いは極微細な
、焼戻しマルテンサイトと焼戻し低温ベイナイトとの混
合組織（以下、これらを焼戻し低温変態組織と称す）と
するだけで、極寒冷地における大型構造物素材鋼として
十分に満足し得る適度の強度及び靭性を具備した鋼材が
得られること、（ト））該極微細焼戻し低＠変態組織を
イ作るには、焼戻し前の低＠変態組織が極微細でなけれ
ばならず、また極微細な低温変態組織は、焼入れ前の組
織が微細な低温変態組織、それもラス（ｔａｔ、ｈ　）
の崩れの小さい細粒組織でないと実現できないこと、（
Ｃ）　一般に、銅の結晶粒微細化のためには、誘導加熱
法等の急速加熱手段を用いて焼入れを行う・のが有効で
あることが知られているが、特定量のＣ成分と、特定量
のＮｂ及びＴｉ成分の１種以上とを同時に含有する鋼に
おいては、熱間圧延後に直接焼入れした後、電気炉加熱
のよりな１’Ｃ／秒以下程度のゆつくシした加熱速度で
加熱しても、Ａｃ３点以上でオーステナイト結晶粒粗大
化開始温度（Ａａｌ変態点＋２００℃）以下の温度に加
熱後焼入れる処理を少なくとも１回以上繰シ返すと、微
細な低温変態組織（マルテンサイト、低温ベイナイト）
が得られること、 （ｄ）　更に、上記特定成分を有する鋼を直接焼入れし
た後で１回以上の焼入れ処理を繰シ返して組織の細粒化
を図る場合、直接焼入れする前の熱間圧延を２段階に分
け、オーステナイト域で先ず第１次の熱間圧延全行い、
その後オーステナイト状態のまま直ちに細粒オーステナ
イト域（オーステナイトが粗大化しない温度域）Ｋ保定
又は再加熱して第２次の熱間圧延を行い、この第２次熱
間圧延後にオーステナイト状態から直接焼入れすると、
例え次の繰シ返し焼入れ時の加熱速度が極めてゆつくル
したものであったとしても極細粒組織の実現が可能とな
ること、 （ｅ）　直接焼入れ処理後及び繰）返し焼入れ処理後の
いずれか、或いはいずれもの処理の後、次の焼入れに際
しての加熱のｈに１．置き割れ等の防止の目的で焼戻し
処理（以下、ラフテン・母−と称す）を行う場合には、
結晶粒を所望の細粒とするために該ラフテンパー条件を
、 Ａｌ＝　Ｔ　（Ａ２＋１０ｇｔ　） なる式で計算されるＡＩが Ａ、　（１９，ＯＸ　１０３ を満足するように設定しなければならず、このようにす
ることによってラフテンパーによるマルテンサイトや低
温ベイナイトのラスの崩れが小さく抑えられること、 （ｆ）　鋼中に、更にＣｕ　、　Ｃｒ　、　Ｍｏ　、　
Ｗ及びＶの１種以上を添加含有せしめると鋼の強度等が
一層向上し、またＣａ及び希土類元素の１種以上を添加
含有させると鋼中の介在物が球状化されるとともに鋼の
清浄化がなされて靭性の改筈全見、そして微量のＢを添
加含有せしめると鋼の強度及び靭性が一層改善されるこ
と。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Ｃ：　０．１５〜０．４５％（以下、％は重量割合とす
る）、 Ｓｉ　：　０．０５〜１．００％、　Ｍｎ　：　０．３
〜２．０％。

Ａｔ：　０．０１〜０．１０％。

Ｎｂ及びＴｉの１種又は２種：　０．００５〜０．ｊ５
０％。

全含有し、必要によシ更に、 第１区分・・・ Ｃｕ　：　０．０５〜０．５０％。

Ｃｒ　：　０．０５〜２．００％。

Ｍｏ及びＷの１種又は２種： Ｍｏ　十’／ｚ　Ｗで帆０５〜１．２０％。

Ｖ：０．０１〜０．１５％。

第２区分・・・ Ｃａ：　０．００１〜０．０５０％。

希土類元素：　０．００１〜０．０５０％。

第３区分・・・ Ｂ　：　０．０００５〜０．００５０％。

のうちの１種以上をも含むとともに、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り、 から成シ、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量がそれぞれ
、 Ｐ　：　０．０２５％以下。

Ｓ　：　０．０１５％以下。

である鋼を、オルステナイト状態で第１次熱間圧延した
後、オーステナイト状態のまま直ちにＡｃ３妾参点〜（
Ａｃ３点＋２００℃〕の温度域に保定又は再加熱して第
２次熱間圧延し、続いてオーステナイト状態からそのま
ま直接焼入れを行い、次いで、これをＡｃｇ点〜［：　
Ａｃ３点＋２００℃〕の温度域に加熱後焼入れする処理
、或いは、これをＡ１＝　Ｔ　（Ａ２　＋ｌｏｇｔ　） Ｌ　Ｊ −１０ｘＴｉ（’Ｊ＋）　、 なる式で泪算されるＡＩが、 Ａ＋＜１９．０Ｘ１０” を満足する条件で焼戻しくラフテン／４−）Ｉ、た後Ａ
ｃ３点〜〔ＡＣ３点＋２００℃〕の温度域に加熱後焼入
れするという処理全１回以上繰シ返し、その後Ａｃ１点
以下の温間で焼戻し処理を施すことにより、高強度と、
極寒冷地等のような低温環境においても優れた靭性を示
す強靭鋼を得る点に特徴を有するものである。

なお、この発明の方法において、第２次熱間圧延を施す
ために細粒オーステナイト域に再加熱するに際し、第１
次熱間圧延後に鋼材の保有している熱全有効に利用して
加熱エネルギーを節減できることは大きな％徴の１つで
ある。即ち、第１次熱間圧延後、変態をυ１始させるこ
となく、従ってオーステナイト状態から直ちに細粒オー
ステナイト域に加熱するか又は保持するために、鋼材の
保有する大きな熱エネルギーを有効に利用できて、加熱
エネルギーの節約がなされるのである。

従来、このような２段階の熱間圧延工程をとる場合には
、第１次熱間圧延後に一旦Ａｒｌ変態点以下に冷却して
変態を終了はせ、その後にＡｃ３点以上に再加熱して熱
間圧延を行うのが常であったが、これは変態をくぐらせ
ることによって細粒化を狙ったものであり、低温からＡ
ｃ３点以上に再加熱するために大きな熱エネルギー全必
要としていた。

また、従来は、この第２次熱間圧延の終了後大気放冷に
よって室温まで冷却し、続いて焼入れ・焼戻し処理する
のが常であったが、この場合、焼入れ加熱の前組織はフ
ェライトやノ（−ライト或いは高温ベイナイトといった
高温変態生成物であり、このような前組織では次に焼入
れ処理を施しても細粒化できない。

しかるに、本発明でに、第１次熱間圧延終了後に直接細
粒オーステナイト域に再加熱するが、該温度域に保定し
ても、次の第２次熱間圧延での加工によシ十分な細粒効
果が生じ、この後に直接焼入れした低温変態組織は細粒
組織となシ、続く焼入れ処理によって容易に極細粒組織
を実現できるので、必ずしも第１次熱間圧延後に変態を
完了させる必要はなく、そのため鋼材の持つ熱エネルギ
ーの有効利用も可能となるのである。

また、この発明の方法において、ゆつ〈シとした加熱速
度での焼入れ処理を２回以上繰シ返す場合には、２回目
以降のｎ回目の焼入れに際してのオーステナイト化加熱
温度は、（ｎ−１）回目の焼入れの際のオーステナイト
化加熱温度以下であるのが好ましく、このよりにするこ
とによって鋼の組織は一層細粒で、かつ整粒となシ、靭
性がよシ改善されることとなる。

つまり、この発明は、「特定量のＣ成分と、歯成分及び
Ｔｉ成分のいずれか又は両者とを同時に含有する鋼にお
いては、熱間圧延工程を２段階に分けて実施し、先ずオ
ーステナイト状態で第１次の熱間圧延を行った後、変態
を開始させることなくオーステナイト状態のままで直ち
に細粒オーステナイト域に保定するか又は再加熱して第
２次熱間圧延を行い、続いてオーステナイト、状態から
直ちに直接焼入れすれば、その後電気炉加熱のようにゆ
つくシとした加熱速度で加熱してもＡＣ３点以上オー支
テナイト結晶粒粗大化開始温度以下の温度に加熱後焼入
れる処理を少なくとも１回以上繰シ返すことによって鋼
が極めて細粒化する。従って、これをＡｃ１点以下の温
度で焼戻しすれば非常に微細な焼戻し低温変態組織とな
って、十分な強度と優れた靭性を共に具備することが可
能となる。」との技術的事項を骨子としたものである。

もちろん、直接焼入れ後の焼入れに際して急速加熱処理
を採用すれば、一層の細粒組織が得られることは当然の
ことである。

次に、この発明の方法において、鋼の化学成分組成、及
び圧延・熱処理条件を前記の如くに数値限定した理由を
説明する。

Ａ、鋼の化学成分組成 ■　Ｃ Ｃ成分は、鋼の焼入れ性増加、強度増加に加えて、細粒
化のためには欠くことのできないものであるが、その含
有量が０．１５％未満では、直接焼入れ処理後に、特に
ゆつ〈シとした加熱速度の場合に１回以上の繰Ｑ返し焼
入れ全行っても所望の細粒化が達成できず、また強度低
下及び焼入れ性力化を来たすこととなり、−万〇、４５
％を越えて含有させると靭性劣化を招くようになること
がらＣ含有量は０．１５〜０．４５％と定めた。

■５ｉ Ｓｔ酸成分、鋼の脱酸剤として有効なものであるほか、
強度及び伊：入れ性？高める作用を有す、るものである
が、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所望の
効果を得ることができず、他方１．００％を越えて含有
させると靭性を劣化するようになるので、Ｓ１含有量全
０．０５〜１．００％と定めた。

■Ｍｎ Ｍｎ成分ＶＣは、焼入れ性改善作用、強度及び靭性向上
作用、及び鋼の脱酸作用があるが、その含有量が帆３％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、他方２．０
％を越えて含有されると逆に靭性の劣化を招くこととな
るので、　Ｍｎ含有量を０．３〜２．０％と定めた。

■　Ａｔ Ａｔ成分は、銅の脱酸の′＊建化、均質化及び細粒化を
図るために添加するものであるが、その含有量が０．０
１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、他方ｏ
、ｉ　ｏ％を越えて含有させると脱酸効果は飽和してし
まい、また介在物増大による疵の発生や靭性の劣化をも
招くことから、Ａｔ含有量を０．０１〜０．１０％と定
めた。

■　Ｎｂ、及びＴ１ Ｎｂ及びＴｉ成分には、鋼の強度増加作用、焼戻し軟化
抵抗の増大作用に加えて、組織を細粒化するという均等
な作用があるが、これらの元素の１種又は２種の合計含
哨量が０．００５％未満では、直接焼入れした後、特に
ゆつくシとした加熱速度の場合、１゛回以上の繰返し焼
入れ処理を行っても所望の細粒化が達成できず、他方こ
れらの元素の１種又は２種の合計含有量が０．１５０％
を越えると前記作用にそれ以上の向上効果が得られない
ばかりでなく、靭性劣化全も来たすようになるので、歯
及びＴｉのＩｆ！又は２種の含有量を帆００５〜０１５
０％と定めた。

■　Ｐ、及びＳ Ｐ及び８分は、鋼の靭性向上のためには可及的に少ない
万が好ましいものであるがζ鋼の製造コストを考慮して
Ｐの上限ｔ−０，０２５％、Ｓの上限’ｉ０．０１５％
とそれぞれ定めた。

（ｉ　Ｃｕ　、　Ｃｒ　、　Ｖ　、　Ｍｏ　＋及びＷこ
れらの成分には鋼の強度を向上する作用があるので、必
要に応じて１種以上全添加含有せしめるものであるが、
以下、個々の元素についてその詳細な特性及び含有量限
定理由を説明する。

ｉ）　Ｃｕ Ｃｕ成分は、鋼の靭性をそれ程阻害することなく強度上
昇をもたらす好塘しい元素であるが、その含有量が０．
０５％未満では所望の効果を得ることができず、他方帆
５０％を越えて含有させると熱間加工性の劣化を招くよ
うになることから、Ｃｕ含有ｉｉ０．０５〜０．５０％
と定めた。

ｉｔ）　Ｃｒ Ｃｒ成分には、鋼の焼入れ性、強度、及び焼戻し軟化抵
抗を増大させる作用があるが、その含有量が０．０５％
未満でｆ′ｉ罰配作用に所望の効果を得ることができず
、他方２．００％を越えて含有させると靭性の劣化を招
くことから、Ｃｒ含有量を０．０５〜２．００％と定め
た。

１ｉｔ）　Ｍｏ　、及びＷ Ｍｏ及びＷ成分には、いずれも焼入れ性及び強度を上昇
させ、焼戻し軟化抵抗を増大するという均等な作用があ
るか、ＷｉｊＭｏに対して原子量が約２倍であり、効果
の点ではＭＯ含有量がＷの半分で丁度均等となるもので
ある。そして、ＭＯ＋１／２Ｗの値が帆０５％未満では
前記作用に所望＼ の効果が得られず、Ｍｏ　＋”１２　Ｗで１．２０％を
越えてＭｏ及びＷの゛１種以上を含有させても強度上昇
効果が飽和してしまう上、かえって靭性の劣化を招くよ
うになることから、ＭＯ及びＷの１種又は２種の含有量
をＭｏ　＋１／２Ｗで０．０５〜１．２０％と定めた。

Ｉｖ）　Ｖ ■成分には、鋼の強度を上昇するとともに、焼戻し軟化
抵抗を増大する作用を有するものであるが、その含有量
が１０１％未満では前、記作用に所望の効果を得ること
ができず、他方０．１５％を越えて含有させると靭性の
劣化を招くようになることから、■含有量を０．０１〜
０．１５％と定めた。

■　Ｃａ、及び希土類元素 これらの成分には、いずれも鋼中の介在物を球状化する
とともに鋼を清浄化して、圧延方向と直角をなす方向に
おける靭性全改善し鋼の異方性を小さくする作用がある
ので、必要に応じて１種以上添加含有せしめられるもの
であるが、いずれも０．００１％未満の含有量では前記
作用に所望の効果を得ることができず、他方、いずれも
０．０５０％を越えて含有せしめると前記靭性蔽善効果
が飽和してしまうのみならず、酸化物等の非金属介在物
が増大して鋼の清浄性が低下するので、それぞれの含有
量ヲともにｏ、ｏ　ｏ　１〜０．０５０％と定めた。な
お、希土類元素はミツシュメタルの形で添加することが
実用上好ましい手段である。

■　Ｂ Ｂ成分には、鋼の焼入れ性を向上させて強度及び靭性を
改善する作用があるので、必要に応じて添加含有せしめ
られる元素であるが、その含有量が０．００’０５％未
満でに前記作用に所望の効果を得ることができず、他方
０．００５０％を越えて含有させてもそれ以上の向上効
果がもたらされないこンから、Ｂ含有量をｏ、ｏ　ｏ　
ｏ　ｓ〜０．００５０％と定めた。

なお、Ｂ処理を行った鋼の場合には、鋼中のＮ含有量（
％）が〔２，５ＸＢ（％）−１，５Ｘ１０　：）以下で
あるとＡｃ１点以下での焼戻し時に粗大なボロカーバイ
ドが析出して所望の高靭性を有する鋼を得ることができ
なくなる恐れがあり、更にＮ含有量（％）が［３ＸＢ（
％）＋１．２Ｘ１０　］以上であるとＢの焼入れ性向上
作用が十分に発揮されず、強度及び靭性が劣化する恐れ
を生ずることから、３ ２．５　Ｘ　Ｂ　（％）−１，５Ｘ１０　＜　Ｎ（％）
（３ＸＢ（％）　＋１．２　Ｘ　１０−２なる制限を設
けることが望ましい。

また、この場合に、鋼が０．００５％以下のＴｉを含ん
でいないならば、焼入扛加熱温度ｉ　１０７５’℃以下
にすることが望ましい。

Ｂ、圧延・熱処理条件 この発ａＡは、以上のように構成された鋼を溶製した後
、厚板、形鋼、鋼管等に熱間で圧延加工するが、この際
、オーステナイト粒を細粒化するために熱間圧延工程金
、第１次圧延と、引き続いて変態全開始させることなく
直ちに細粒オーステナイト域に保定するか又は再加熱し
てから行う第２次圧延とに分けて行う。

そして、第２次熱間圧延後、直ちにオーステナイト状態
から適当な冷却媒体で直接焼入れすると微細な低温変態
組織が得られるのである。

このことは直接焼入れに際しての焼割れ感受性の低減に
有効であるという２次的効果をも生ずるが、その第１義
とするところは、電気炉加熱のようなゆつくシとした加
熱速度であったとしても、続いて細粒オーステナイト域
に加熱後焼入れる処理を１回以上行うのみで鋼の細粒化
を達成できるような下地を作る点Ｖｃ６る。

即ち、直接焼入れ処Ｗ＆ＶＣ行う焼入れに際しての前組
織が微細な低温変態組織であれば、それもラスの崩れの
小さい細粒組織であれば、次の焼入れによって極めて微
細な組織を得ることができるのである。従って、直接焼
入れで微細な低温変態組織が得られるように細粒オース
テナイト域に保定するか又は再加熱して第２次熱間圧延
を施すことは、本発明方法の大きな特徴の１つである。

そして、２次圧延の際の再加熱温度、及び繰ル返し焼入
れの際の加熱温度がＡｃｓ点未満であると当然のことな
からオーステナイト化が達成できず、一方ＣＡｃ５点＋
２００℃〕を越えて加熱するとオーステナイト結晶粒が
粗大化してしまって、本発明処理によっても所望の微細
組織を得ることができなくなる。

また、ラフテンノや−を施す際には、 Ａ１＝　Ｔ　（Ａ２＋眩ｔ） なる式で計算されるＡＩが ＡＩ＞　１９．ＯＸ　１０３ であると、ラフテンノ臂−によってマルテンサイトラス
や低温ベイナイトラスに大きな崩れを生じ、細粒組織を
得られなくなるので、ラフテンノや一条件に上記ＡＩの
値が ＡＩ　＜　１９．Ｏｘ　１　ｇ３ となるように選ぶこととした。

更に、上述のような焼入れ処理によって得た微細組織を
、最終的にＡｃ１点以下の温度でｇＰ、戻し処理すれば
、鋼に所望の強度と靭性とが付与されるのである。

この場合、焼戻し温度がＡｃ１点を越えると鋼材強度が
大幅に変動し、靭性も劣化することから、該温度をＡｃ
１点以下と定めた。

次に、この発明を実施例によυ比較例と対比しながら具
体的に説明する。

実施例　ｌ ます、通常の方法によつ一〇第１表に示す如き成分組成
の鋼１〜６４を溶製した。

次に、これらの鋼片を１２００　’Ｃに均熱した後、第
２表に示される条件にて熱間圧延し、焼入れ・焼戻し処
理を行った。

得られた鋼板について、降伏点（耐力）、引張強さ、及
びシャルピー破面遷移温度を測定し、その結果も第２表
に併せて示した。

なお、第２表における比較法人とは、１２００℃に鋼片
を均熱した後第１次の熱間圧延で最終製品の寸法に仕上
げを行ない、それを室温まで空冷した抜焼入れ・焼戻し
処理するものであシ、本発明法とは、１２００℃に均熱
してオーステナイト域で第１次の熱間圧延を行った後、
変態を開始させることなく、従ってオーステナイト状態
から直ちに細粒オーステナイト域に保定又は再加熱して
第２次の熱間圧延を行い、最終製品寸法に仕上げ、その
後オーステナイト状態から直接焼入れし、更に焼入れ・
焼戻し処理を行ったものである。

第２表に示はれる結果からも、鋼の成分組成及び熱処理
条件が本発明の範囲円にあるものは強度及び靭性が優れ
ているとともに、そのバランスが良好であるのに対して
、鋼の成分組成、或いは熱処理条件が本発明の範囲から
外れている比較法によって得られた鋼材では、上記特性
に劣っていることが明白である。

実施例２ 前記第１表中の本発明対象鋼である鋼４０を１２２０℃
に均熱後、オーステナイト域で第１次の熱間圧延を施し
た後、第３表に示すヒートパターンで第２次熱間圧延、
直接焼入れ、焼入れ、及び焼戻しを行い、得られた鋼材
の強度及び靭性を測定した。

このようにして得られた結果を第３表に併せて示した。

なお、第３表において「比較法」とは※印を付した点で
本発明の熱処理条件を満足しないものである、。

第３表に示される結果からも、本発明方法によれば、強
度及び靭性の優れた鋼材を得られることが明らかである
。これに対して、熱処理条件が本発明の範囲から外れる
と強展及び靭性の劣った鋼材しか得られないことも明白
である。

実施例　３ 前記第１表中の本発明対象鋼である鋼４５を１２３０℃
に均熱後、オーステナイト域で第１次の熱間圧延を施し
、続いてオーステナイト状態を呈する８７０℃から１ｏ
ｉｏ℃にまで再加熱して第２次熱間圧延を行って最終製
品寸法に仕上げ、次いで第４表に示す温度から直接焼入
れし、その後更に第４表に示す条件にて焼入れ・焼戻し
処理して強度及び靭性全測定した。

このようにして得られた結果を第４表に併せて示した。

第４表に示される結果からも、本発明の方法によって強
度及び靭性の優れた鋼材を得られることが明白である。

実施例　４ 前記第１表中の本発明対象鋼４６ｋ１２３０℃に均熱し
た後、第５表に示した処理条件にて板材を製造し、得ら
れた板材についてオーステナイト粒度番号（ＡＳＴＭ随
）を細足した。

なお、第５表における処理条件はそれぞれ［有］　オー
ステナイト域で第１次の熱間圧延を行った後、３２０℃
まで冷却して変態を終了させ、その後９３０℃に再加熱
して第２次熱間圧延を行って最終製品寸法に仕上げ、そ
れを室温まで空冷した後、９３０℃に０．７５℃／秒の
加熱速度で加熱して焼入れ処理を行う、 ■　オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行ってから
、変態を開始させることなく８７０℃から９５０℃へ再
加熱して第２次熱間圧延を行い、最終製品寸法に仕上げ
た後、８５０℃から直接焼入れし、更に９３０℃に０．
７５°Ｃ／秒の加熱速度で加熱して焼入れ処理？行う、 というものであった。

（注）楽印は、本発明の条件から外れていることを示す
。

第　５　表 第５表に示される結果から覗、本発明の条件を満たす処
理によって細粒組織の得られることが明らかである。

実施例　５ 前記第１表中の本発明対象＃４６及び比較鋼６２ｔ−１
２００℃に加熱してオーステナイト域で第１次の熱間加
工を行った後、オーステナイト状態金星する８７０℃か
ら９６０℃へ再加熱して第２次熱間圧延を行って最終製
品寸法に仕上げ、続いて８６０℃から直接焼入れし、そ
の後更に第６表に示す条件にて焼入れΦ焼戻し処理して
から、得られた製品の強度及び靭性を測定した。

このようにして得られた結果を第６表に併せて示した。

第６表に示される結果からは、本発明の方法によって得
られる鋼材はどの強度レベルでも、即ちどの焼戻し温度
域での焼戻しによっても優れた強度・靭性バランスヲ肩
する〃）、比較法でｉｊ：Ｐ成分が高く、又高温焼戻し
処理の場合に粗大なＭｎ２（Ｃ、Ｂ）６　型ボロカーバ
イドが析出してくるので、強度が下っても靭性が向上し
ない材料しか得られないことがわかる。

実施例　６ 前記第１表中の本発明対象鋼４５を１２５０℃に均熱し
た後、オーステナイト域で第１次の熱間圧延を行い、続
いてオーステナイト状態を呈する８８０℃から９６０℃
へ再加熱して第２次熱間圧延を行って最終製品寸法に仕
上げ、引続き８７０℃から直接焼入れし、その後第７表
に示す条件にて途中のラフテクノ４−処理を行い、次い
で焼入れ・焼戻し処理を行った。

このようにして得られた製品の強度及び靭性を測定した
結果を第７表に併せて示した。

第７表に示される結果からも、本発明の方法によれば強
度及び靭性が共に優れた鋼材が得られることが明らかで
ある。

上述のように、この発明によれば、Ｎｉ等の高価な元素
を添加することなく、シかも格別な設備や炉わしい作業
を要することもなく、極寒冷地等で使用する大型構造物
等に好適な強靭鋼を、簡単容易に、かつ低コストで製造
できるなど、産業上有用な効果がもたらされるのである
。

出願人　住友金属工業株式会社 代理人　富　１）和　夫　ほか１名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ［１１重量割合で、 Ｃ：　０．１５〜０．４５％。 Ｓｔ　：　０．０５〜１．００％。 Ｍｎ　：　０．３〜２．０　％　。 Ａｔ：０．０１〜０．１０％。 Ｎｂ及びＴｉの１種又は２種； ０．００５〜０．１５０％。 全含有し、必要により更に、 第１区分・・・ Ｃｕ　：　０．０５〜０．５０％。 Ｃｒ：　０．０５〜２．００　％　。 ＭＯ及びＷの１種又は２種 Ｍｏ　＋１／２Ｗで帆０５〜１．２０％。 Ｖ　：　０．０　１〜０．１５　％　。 第２区分・・・ Ｃａ：　０．００１〜０．０５０％。 希土類元素：　０．００１〜０．０５０％。 第３区分・・・ Ｂ　：　０．０００５〜０．００５０％。 のうちの１種以上をも含むとともに、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り、 から成ｐ、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量がそれぞれ
   、 Ｐ　：　０．０２５％以下。 Ｓ　：　０．０１５％以下。 である鋼を、オーステナイト状態で第１次熱間圧延した
   後、オーステナイト状態のま！、直ちにＡＣ３点〜ＣＡ
   　ｃ　ａ点＋２００℃〕の温度域に保定又は再加熱して
   第２次熱間圧延し、続いてオーステナイト状態からその
   まま直接焼入れを行い、次いで、これをＡＣ３点〜（Ａ
   ｃｇ点＋２００℃〕の温度域に加熱後焼入れする処理を
   更に１回以上繰り返し、その後Ａｅｔ点以下の温度で焼
   戻し処理を施すことを特徴とする強靭鋼の裟造力泳。 （２）重ｌ°割合で、 Ｃ：　０．１５〜０．４５％。 Ｓｉ　：　０．０５〜１．００％。 Ｍｎ　：　０．３〜２．０％。 Ａｔ：０．０１〜０．１０％。 Ｎｂ及びＴｉの１種又は２種： ０．００５〜０．１５０％。 を含有し、必要によシ更に、 第１区分・・・ Ｃｕ：　０．０５〜０．５０　％　。 Ｃｒ　：　０．０５〜２．００％。 Ｈａ及びＷの１ｓ又は２種： Ｍｏ　＋’／２　Ｗで０．０５〜１．２０　％　。 Ｖ　：　０．０１〜０．１５％。 第２区分・・・ Ｃａ：　０．００１〜０．０５０％。 希王類元素：　０．００１〜０．０５０係。 第３区分・・・ Ｂ　：　０．０００５〜０．００５０％。 のうちの１種以上を含むとともに、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り、 から成シ、かつ不純物中のＰ及びＳの含有量がそれぞれ
   、 Ｐ　：　０．０２５％以下。 Ｓ　：　０．０１５％以下。 である鋼を、オーステナイト状態で第１次熱間圧延した
   後、オーステナイト状態のまま直ちにＡｃｓ点〜（Ａｃ
   ｓ点＋２００　℃）の温度域に保定又は再加熱して第２
   次熱間圧延し、続いてオーステナイト状態からそのまま
   直接焼入れを行い、次いで、これを ＡＩ＝　Ｔ　（Ａ２　＋１ｏｉｔ　ｔ　）Ａｓ　＜　１
   ９．ＯＸ　１０３ を満足する条件で焼戻しする処理と、Ａｃ３点〜ＣＡｃ
   ｓ点＋２００℃〕の温度域に加熱後焼入れする処理とを
   この順序で１回以上繰シ返し、その後ＡＣ１点以下の温
   度で焼戻し処理を施すことを特徴とする強靭鋼の製造方
   法。