JPS609568B2 - 低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法Info
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- JPS609568B2 JPS609568B2 JP15817078A JP15817078A JPS609568B2 JP S609568 B2 JPS609568 B2 JP S609568B2 JP 15817078 A JP15817078 A JP 15817078A JP 15817078 A JP15817078 A JP 15817078A JP S609568 B2 JPS609568 B2 JP S609568B2
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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は低温鞠性に優れた調質鋼の製造方法に関するも
ので、更に詳しくはＮｉ系成分の銅を圧延若しくは鍛造
し、次いで製品製造時熱処理（焼準を含む）するか、又
は鋼材加工時に熱間加工又は鋼材加工後熱処理（暁準を
含む）して使用する調質鋼の製造方法に関するものであ
る。
ので、更に詳しくはＮｉ系成分の銅を圧延若しくは鍛造
し、次いで製品製造時熱処理（焼準を含む）するか、又
は鋼材加工時に熱間加工又は鋼材加工後熱処理（暁準を
含む）して使用する調質鋼の製造方法に関するものであ
る。
近年、科学技術の進歩に伴ない、化学反応容器、圧力容
器又はその他の機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
、之に加えてこれらの鋼材に要求される材質特性につい
ても高度な要求がなされ、就中低温鞠性に対する要求は
厳しく、その確保が困難になっているのが実状である。
器又はその他の機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
、之に加えてこれらの鋼材に要求される材質特性につい
ても高度な要求がなされ、就中低温鞠性に対する要求は
厳しく、その確保が困難になっているのが実状である。
本発明者は、先に低温鞠性に優れたＭｎ−Ｍｏ又はＭｎ
−Ｍｏ−Ｎｉ系の調質鋼の製造方法を提案した（特願昭
５０−４３４１５号）。その要旨とするところはＣ：０
．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．１０〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．５０〜１．７０％，Ｍｏ：０．３０〜０．８０
％又は、Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｊ：０．１０〜
０．６０％，Ｍｎ：０．５０〜１．７０％，Ｍｏ：０．
３０〜０．８０％，Ｎｉ：０．３０〜１．００％を基本
成分とし、残部Ｆｅ、必要に応じて添加する上記以外の
特殊元素及び不可避不純物を含有する調質金岡において
、鋼中窒素量を４０〜２００ｐｐｍ、過剰ＡＩを−０．
００２〜０．０１０％にし、ＡＩとＮが過飽和に固溶す
る温度以下に冷却した後に熱処理を施すことを特徴とす
る低温級性に優れた調質鋼の製造方法にある。更に本発
明者は仔細に調質鋼の低温籾性について研究した結果、
Ｎｊ系調質鋼の低温勤性を著しく改善しうる製造方法を
提供するものでその特徴とするところはＣ：０．０５〜
０．３０％９ Ｓｉ：０．０２〜０．６０％，Ｍｎ：０
．０２〜２．００％，Ｃｒ：０．０２〜２．５０％，Ｎ
ｊ：１‐ｏｏ〜１０‐ｏｏ％・Ｍ。
−Ｍｏ−Ｎｉ系の調質鋼の製造方法を提案した（特願昭
５０−４３４１５号）。その要旨とするところはＣ：０
．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．１０〜０．６０％，Ｍ
ｎ：０．５０〜１．７０％，Ｍｏ：０．３０〜０．８０
％又は、Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｊ：０．１０〜
０．６０％，Ｍｎ：０．５０〜１．７０％，Ｍｏ：０．
３０〜０．８０％，Ｎｉ：０．３０〜１．００％を基本
成分とし、残部Ｆｅ、必要に応じて添加する上記以外の
特殊元素及び不可避不純物を含有する調質金岡において
、鋼中窒素量を４０〜２００ｐｐｍ、過剰ＡＩを−０．
００２〜０．０１０％にし、ＡＩとＮが過飽和に固溶す
る温度以下に冷却した後に熱処理を施すことを特徴とす
る低温級性に優れた調質鋼の製造方法にある。更に本発
明者は仔細に調質鋼の低温籾性について研究した結果、
Ｎｊ系調質鋼の低温勤性を著しく改善しうる製造方法を
提供するものでその特徴とするところはＣ：０．０５〜
０．３０％９ Ｓｉ：０．０２〜０．６０％，Ｍｎ：０
．０２〜２．００％，Ｃｒ：０．０２〜２．５０％，Ｎ
ｊ：１‐ｏｏ〜１０‐ｏｏ％・Ｍ。
≧寿（Ｎｉ＋Ｃｒ十Ｍｎ）％および必要に応じてＶ：０
．０１〜０．１０％を含有せしめ、残部は実質的にＦｅ
からなりかつ窒素量を２０〜３０蛇ｐｍ、Ｔｉを不可避
的に含有する量以上でかつ幕３％以下含有し、綱ＡＩ量
を−ｏ‐ｏ１ｏ〜ｏ‐ｏ２ｏ％に調整してなる銅を溶体
化処理して圧延又は鍛造を行ない、次いでＡＩとＮが過
飽和に固溶する温度以下に冷却した後、６５０〜１００
０℃の温度城で焼準、焼入れ、焼戻しまたはそれらの組
み合わされた熱処理を施こすことを特徴とする低温鰍性
に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法に関するものである。
即ち本発明はＮｊ系の魂質鋼に一層良好な低温靭性を付
与するため鋼中のＮと祉量を調節し、ｓｏｌ山一Ａｌａ
ｓＡＩＮを−０．０１０〜０．０２０％に限定せしめる
ために、ＡＩとＮが過飽和に固溶する温度以下に冷却後
に熱処理を続けることにより、過剰ＡＩ量を−０．０１
０〜０．０２０％に制限した結果、鋼中のＭＮを均一且
つ微細に分布せしめ、過剰ＡＩによる鋼中Ｃの活性度上
昇に基づく上部ベイナイト組織の成長促進を防止せしめ
るとともに、過乗船１の偏析に基づく組織の不均一さを
解消せしめて、低温鋤性に箸るしく優れた組織をより有
効に生成せしめた調質鋼を得んとするものである。
．０１〜０．１０％を含有せしめ、残部は実質的にＦｅ
からなりかつ窒素量を２０〜３０蛇ｐｍ、Ｔｉを不可避
的に含有する量以上でかつ幕３％以下含有し、綱ＡＩ量
を−ｏ‐ｏ１ｏ〜ｏ‐ｏ２ｏ％に調整してなる銅を溶体
化処理して圧延又は鍛造を行ない、次いでＡＩとＮが過
飽和に固溶する温度以下に冷却した後、６５０〜１００
０℃の温度城で焼準、焼入れ、焼戻しまたはそれらの組
み合わされた熱処理を施こすことを特徴とする低温鰍性
に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法に関するものである。
即ち本発明はＮｊ系の魂質鋼に一層良好な低温靭性を付
与するため鋼中のＮと祉量を調節し、ｓｏｌ山一Ａｌａ
ｓＡＩＮを−０．０１０〜０．０２０％に限定せしめる
ために、ＡＩとＮが過飽和に固溶する温度以下に冷却後
に熱処理を続けることにより、過剰ＡＩ量を−０．０１
０〜０．０２０％に制限した結果、鋼中のＭＮを均一且
つ微細に分布せしめ、過剰ＡＩによる鋼中Ｃの活性度上
昇に基づく上部ベイナイト組織の成長促進を防止せしめ
るとともに、過乗船１の偏析に基づく組織の不均一さを
解消せしめて、低温鋤性に箸るしく優れた組織をより有
効に生成せしめた調質鋼を得んとするものである。
通常鍛造又は圧延のままではＡＩとＮは鋼中に過飽和に
固熔されていて、大部分のＡＩＮは未析出であるが、本
発明が対象とするような調質鋼では鋼塊又は鋼片の溶体
化処理後鍛造又は圧延について一旦冷却後熱処理（焼準
を含む）するか、又は鋼材加工時に熱間加工又は鋼材加
工後熱処理（暁準を含む）が施こされるため、鋼中に過
飽和に固溶させられたＡＩとＮは熱処理における加熱過
程、即ちフェライトの高温城で効果的に結合し平衡論的
値に近いＡＩＮが均一且つ微細に析出する。
固熔されていて、大部分のＡＩＮは未析出であるが、本
発明が対象とするような調質鋼では鋼塊又は鋼片の溶体
化処理後鍛造又は圧延について一旦冷却後熱処理（焼準
を含む）するか、又は鋼材加工時に熱間加工又は鋼材加
工後熱処理（暁準を含む）が施こされるため、鋼中に過
飽和に固溶させられたＡＩとＮは熱処理における加熱過
程、即ちフェライトの高温城で効果的に結合し平衡論的
値に近いＡＩＮが均一且つ微細に析出する。
このようにしてＡＩとＮとを過飽和に固溶ごせた後の加
熱過程でＮＮを析出させた場合に、山がＮに対して過剰
の時にはＮａｓＭＮ量はＴｉに固定された量を除く鋼中
Ｎ量にほぼ等しく、ＮがＡＩに対して過剰の時にはＡｌ
ａｓＮＮ量は鋼中のＳｏｌ．ＡＩ量にほぼ等しくなると
考えられる。本発明者はＮｉ系の調質鋼の低温靭性につ
いて研究した結果、過剰山は過剰Ｎ＝Ｓｏｌ．ＡＩ−山
ａｓＡＩＮとなり、ＡＩとＮが過飽和に固港する温度以
下に冷却後熱処理することにより実質的に過剰山量を過
乗船Ｉ：Ｓｏｌ．ＡＩ−２（Ｎ−０．３ｒｉ）で定義し
て−０．０１％≦過剰Ａｉ≦０．０２０％及び２政ｐｍ
≦鋼中ＮＳ３０のｐｍとなるようにＳｏｌ．ＡＩと鋼中
Ｎを第１図に示すように制御すれば、低温靭性が著しく
向上し、そのバラッキも小さくなることを確めた。
熱過程でＮＮを析出させた場合に、山がＮに対して過剰
の時にはＮａｓＭＮ量はＴｉに固定された量を除く鋼中
Ｎ量にほぼ等しく、ＮがＡＩに対して過剰の時にはＡｌ
ａｓＮＮ量は鋼中のＳｏｌ．ＡＩ量にほぼ等しくなると
考えられる。本発明者はＮｉ系の調質鋼の低温靭性につ
いて研究した結果、過剰山は過剰Ｎ＝Ｓｏｌ．ＡＩ−山
ａｓＡＩＮとなり、ＡＩとＮが過飽和に固港する温度以
下に冷却後熱処理することにより実質的に過剰山量を過
乗船Ｉ：Ｓｏｌ．ＡＩ−２（Ｎ−０．３ｒｉ）で定義し
て−０．０１％≦過剰Ａｉ≦０．０２０％及び２政ｐｍ
≦鋼中ＮＳ３０のｐｍとなるようにＳｏｌ．ＡＩと鋼中
Ｎを第１図に示すように制御すれば、低温靭性が著しく
向上し、そのバラッキも小さくなることを確めた。
鋼中窒素レベルは鋼の溶製法（平炉、電気炉、転炉等）
ト脱酸レベル、熔鋼の注入及び造塊方法によって大きく
変動するものであり、単なるＡＩ含有量の制御だけでは
Ｎｉ系の調質鋼の良好なる低温鞠性を得ることは困難で
ある。
ト脱酸レベル、熔鋼の注入及び造塊方法によって大きく
変動するものであり、単なるＡＩ含有量の制御だけでは
Ｎｉ系の調質鋼の良好なる低温鞠性を得ることは困難で
ある。
又、本発明が対象とする調質鋼では、前述の理由でＡＩ
（又はＮ）含有量の大部分は鋼中Ｎ（又は山）と効果的
に結合しＭＮとして析出するので、本発明で定義する過
剰山量を、Ｓｏｌ．山と鋼中窒素のバランスにより制御
し、過剰ＡＩ量を−０．０１０〜０．０２０％の範囲に
限定し、かつ港体化処理後の圧延又は鍛造に引き続きＡ
ＩとＮとを鋼中に過飽和に固溶させた後、熱処理するこ
とにより、極めて効果的にＮｉ系調貿鋼の低温鞭性を向
上せしめるものである。ここに溶体化処理条件はＴｉを
含有する本発明では該成分の炭窒化物溶体化のために１
１５０００以上への加熱が必要である。また省エネルギ
ー、スケール発生大等の点から上限温度は規制され１３
００００以下が好ましい。なおＭとＮとを鋼中に過飽和
に固溶させるには鋼材をＡＩとＮの固熔温度以上に加熱
し、しかる後に鍛造又は圧延し、次いで６００００以下
、好ましくは５００ｏｏ以下に冷却すれば良く、その冷
却速度は３０仇吻厚程度の鋼板を空冷する程度の速度で
十分であり、又速い程効果的であるのは云うまでもない
。
（又はＮ）含有量の大部分は鋼中Ｎ（又は山）と効果的
に結合しＭＮとして析出するので、本発明で定義する過
剰山量を、Ｓｏｌ．山と鋼中窒素のバランスにより制御
し、過剰ＡＩ量を−０．０１０〜０．０２０％の範囲に
限定し、かつ港体化処理後の圧延又は鍛造に引き続きＡ
ＩとＮとを鋼中に過飽和に固溶させた後、熱処理するこ
とにより、極めて効果的にＮｉ系調貿鋼の低温鞭性を向
上せしめるものである。ここに溶体化処理条件はＴｉを
含有する本発明では該成分の炭窒化物溶体化のために１
１５０００以上への加熱が必要である。また省エネルギ
ー、スケール発生大等の点から上限温度は規制され１３
００００以下が好ましい。なおＭとＮとを鋼中に過飽和
に固溶させるには鋼材をＡＩとＮの固熔温度以上に加熱
し、しかる後に鍛造又は圧延し、次いで６００００以下
、好ましくは５００ｏｏ以下に冷却すれば良く、その冷
却速度は３０仇吻厚程度の鋼板を空冷する程度の速度で
十分であり、又速い程効果的であるのは云うまでもない
。
ところでＮｉ系調質鋼における過剰山は鋼中Ｃの活性度
を上昇させて上部ベイナイトの生成を促進する結果、過
乗船１を多く含むものは極めて低温轍性の悪い組織とな
り、且つ過剰Ｎは鋼中においてミクロ的に偏祈して局部
的にもベイニティックフヱラィトを発達させ縞状組織に
似た不均一組織を助長する結果、衝撃値のバラッキを大
きくすることが相乗的に作用して低温鋤性を悪くしてい
るものである。
を上昇させて上部ベイナイトの生成を促進する結果、過
乗船１を多く含むものは極めて低温轍性の悪い組織とな
り、且つ過剰Ｎは鋼中においてミクロ的に偏祈して局部
的にもベイニティックフヱラィトを発達させ縞状組織に
似た不均一組織を助長する結果、衝撃値のバラッキを大
きくすることが相乗的に作用して低温鋤性を悪くしてい
るものである。
本発明において過剰山、鋼中Ｎを限定する理由は過剰Ａ
ーが−０．０１０％未満では、過剰Ｎが５０ｐｐｍ以上
となり、固溶Ｎによる時効腕化が生じ鞠性が著るしく損
なわれ、過剰ＡＩが０．０２０％を超えると変態組織の
改善ができず、上部ベイナイトが多く級性の悪い組織と
なるとともに、過剰Ｎのミクロ的偏析による不均一組織
が生ずるために、衝撃値のバラッキが大きくなるととも
に低温靭性が急激に悪化するためである。
ーが−０．０１０％未満では、過剰Ｎが５０ｐｐｍ以上
となり、固溶Ｎによる時効腕化が生じ鞠性が著るしく損
なわれ、過剰ＡＩが０．０２０％を超えると変態組織の
改善ができず、上部ベイナイトが多く級性の悪い組織と
なるとともに、過剰Ｎのミクロ的偏析による不均一組織
が生ずるために、衝撃値のバラッキが大きくなるととも
に低温靭性が急激に悪化するためである。
少くとも２０ｐｐｍのＮは鋼中に不可避的に固溶されて
いるものであり、３０岬ｐｍを超える鋼中Ｎ量は、山Ｎ
脆性を誘引するために２０〜３００ｐｐｍに限定される
。本発明において窒素およびアルミニウム以外の他の成
分を限定するのは以下に述べる理由による。
いるものであり、３０岬ｐｍを超える鋼中Ｎ量は、山Ｎ
脆性を誘引するために２０〜３００ｐｐｍに限定される
。本発明において窒素およびアルミニウム以外の他の成
分を限定するのは以下に述べる理由による。
Ｃは０．３０％を超えると低温靭’性及び溶接性を馨る
しく阻害し、０．０５％未満では必要な強度を確保する
ことが出来ないため０．０５〜０．３０％と限定される
。
しく阻害し、０．０５％未満では必要な強度を確保する
ことが出来ないため０．０５〜０．３０％と限定される
。
Ｓｉ及びＭｎは焼戻し脆性が（Ｓｉ十Ｍｎ）％に比例し
て悪化するため、低ければ低い程好ましいが、製鋼上０
．０２％以上必要であり、強度を確保するため更にそれ
以上添加される。
て悪化するため、低ければ低い程好ましいが、製鋼上０
．０２％以上必要であり、強度を確保するため更にそれ
以上添加される。
しかし乍ら０．６０％を超えるＳｉ及び２．００％を超
えるＭｎは低温軸性、溶接性をも阻害するためにＳｉ及
びＭｎはそれぞれ０．０２〜０．６０％及び０．０２％
〜２．００％に限定される。Ｎｉ‘ま１．００％未満で
は低温鞠性が不十分でありまた１０％を超えて添加して
もその効果が向上しないので１．００〜１０．００％と
限定される。Ｃｒは不可避的に０．０２％程度は固溶さ
れ、２．５０％を超えると溶接性が箸るしく悪くなるた
めに０．０２〜２．５０％と限定される。Ｍｏは該鋼が
熱処理中に、Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｎとＰとの相互作用（誘
引力）により惹起される焼戻し縦化を防止するために添
加され、その範囲はＭｏＺ泰。
えるＭｎは低温軸性、溶接性をも阻害するためにＳｉ及
びＭｎはそれぞれ０．０２〜０．６０％及び０．０２％
〜２．００％に限定される。Ｎｉ‘ま１．００％未満で
は低温鞠性が不十分でありまた１０％を超えて添加して
もその効果が向上しないので１．００〜１０．００％と
限定される。Ｃｒは不可避的に０．０２％程度は固溶さ
れ、２．５０％を超えると溶接性が箸るしく悪くなるた
めに０．０２〜２．５０％と限定される。Ｍｏは該鋼が
熱処理中に、Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｎとＰとの相互作用（誘
引力）により惹起される焼戻し縦化を防止するために添
加され、その範囲はＭｏＺ泰。
（Ｎｉ十Ｃｒ十Ｍｎ）％とする。尚、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，
Ｃｒ，Ｍｏ及びＮｉの含有量は所定の強度を得るために
、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。
Ｃｒ，Ｍｏ及びＮｉの含有量は所定の強度を得るために
、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。
又上記成分の鋼に強度向上のため必要に応じてＶを０．
０１〜０．１０％含有させても本発明の効果はいささか
も損なわれない。すなわち０．０１％未満では強度向上
効果が少なく、０．１０％を越える多量の添加は溶接性
、低温轍性を阻害するので制限される。Ｔｉは鋼中に不
可避的に含有する量以上または他の目的例えば大入熱溶
接性確保等で添加されるものであるが、ＴｉによりＮを
固定し、過剰ＡＩ量を増加させないためにＮ量と当量す
なわちＮ％／０．３以下に限定される。Ｈ虹部低温靭性
は過剰Ｔｉによって悪化するのでＮとの当量が最も好ま
しい。後述するように、Ｎｉ系調質鋼の鋤性改善におい
て結晶粒の微細化は必要条件ではあるが本発明の技術思
想の本質ではなく、本発明は、本発明に従って過乗船１
を皆無とすること又は、可能な限り、微小量に限定する
ことにより、変態組織の改善及びミクロ的不均一組織の
解消を基本思想とするものであり、更に過剰ＡＩ量を微
４・量に抑えるため第１図に示す範囲にＡＩとＮを制御
するとともに、溶体化処理に引続く圧延又は鍛造後に一
日冷却し、ＡＩとＮとを鋼中に過飽和に固熔ごせた上で
熱処理することにより、Ａ！とＮとを効果的に結合させ
過乗船１を有利に微小量に限定し、変態組織の改善を図
り、該鋼の低温鰯性を著しく優れたものにしようとする
ものである。以上述べたような成分の鋼は本発明に従い
鍛造若しくは圧延に引続いて鋼板製造時に熱処理するか
、又は鋼材加工時に熱闇処理するか又は鋼材加工後熱処
理して使用されるものであるが、熱処理としては、夫自
体公知の熱処理を加えれば良く、例えばフェライト高温
城（６５０〜７１０００）の温度以上１０００ｑＣ以下
に保持する焼準、焼入れ、焼戻し又はそれらの組み合わ
されたものでありうる。
０１〜０．１０％含有させても本発明の効果はいささか
も損なわれない。すなわち０．０１％未満では強度向上
効果が少なく、０．１０％を越える多量の添加は溶接性
、低温轍性を阻害するので制限される。Ｔｉは鋼中に不
可避的に含有する量以上または他の目的例えば大入熱溶
接性確保等で添加されるものであるが、ＴｉによりＮを
固定し、過剰ＡＩ量を増加させないためにＮ量と当量す
なわちＮ％／０．３以下に限定される。Ｈ虹部低温靭性
は過剰Ｔｉによって悪化するのでＮとの当量が最も好ま
しい。後述するように、Ｎｉ系調質鋼の鋤性改善におい
て結晶粒の微細化は必要条件ではあるが本発明の技術思
想の本質ではなく、本発明は、本発明に従って過乗船１
を皆無とすること又は、可能な限り、微小量に限定する
ことにより、変態組織の改善及びミクロ的不均一組織の
解消を基本思想とするものであり、更に過剰ＡＩ量を微
４・量に抑えるため第１図に示す範囲にＡＩとＮを制御
するとともに、溶体化処理に引続く圧延又は鍛造後に一
日冷却し、ＡＩとＮとを鋼中に過飽和に固熔ごせた上で
熱処理することにより、Ａ！とＮとを効果的に結合させ
過乗船１を有利に微小量に限定し、変態組織の改善を図
り、該鋼の低温鰯性を著しく優れたものにしようとする
ものである。以上述べたような成分の鋼は本発明に従い
鍛造若しくは圧延に引続いて鋼板製造時に熱処理するか
、又は鋼材加工時に熱闇処理するか又は鋼材加工後熱処
理して使用されるものであるが、熱処理としては、夫自
体公知の熱処理を加えれば良く、例えばフェライト高温
城（６５０〜７１０００）の温度以上１０００ｑＣ以下
に保持する焼準、焼入れ、焼戻し又はそれらの組み合わ
されたものでありうる。
熱処理温度の下限６５０００は過飽和に固熔された山と
Ｎとを効果的に結合析出させ過剰ＡＩを微少量に限定す
るために制限され、上限１０００００はＮＮとして析出
させたものを再固溶させないために制限する。本発明を
実施例にもとづいて説明する。
Ｎとを効果的に結合析出させ過剰ＡＩを微少量に限定す
るために制限され、上限１０００００はＮＮとして析出
させたものを再固溶させないために制限する。本発明を
実施例にもとづいて説明する。
実施例 １
本発明に従ったＮｉ系調質鋼の実施例の化学成分を表−
１に示す。
１に示す。
上記化学成分を有する鋼Ａ〜Ｇを１１５０００に加熱し
て溶体化処理（１００脚厚鋼板に厚板圧延した後に、３
００００まで一旦冷却後引き続き１０００ｑｏ×２時間
の焼入れ及び６５０ｑｏ×２時間の焼戻しを施こし、材
質試験を行なった。表−１ 実施例１の化学成分 表−２に材質試験結果を示し、衝撃特性を過剰Ｎで整理
した結果を第２図及び第３図に示す。
て溶体化処理（１００脚厚鋼板に厚板圧延した後に、３
００００まで一旦冷却後引き続き１０００ｑｏ×２時間
の焼入れ及び６５０ｑｏ×２時間の焼戻しを施こし、材
質試験を行なった。表−１ 実施例１の化学成分 表−２に材質試験結果を示し、衝撃特性を過剰Ｎで整理
した結果を第２図及び第３図に示す。
尚引張試験片はＣ方向ＪＩＳＩＯ号、衝撃試験片はＣ方
向ＪＩＳ４号を使用した。オーステナィト粒度はＡＳＴ
Ｍ ＥＩ１２によつた。表−２ 実施例１の材質試験結
果 以上の如く、Ｎｉ系調質鋼の実施例において鋼Ａ〜Ｅは
本発明鋼であり、鋼Ｆ，Ｇは比較例である。
向ＪＩＳ４号を使用した。オーステナィト粒度はＡＳＴ
Ｍ ＥＩ１２によつた。表−２ 実施例１の材質試験結
果 以上の如く、Ｎｉ系調質鋼の実施例において鋼Ａ〜Ｅは
本発明鋼であり、鋼Ｆ，Ｇは比較例である。
表−１及び表−２において過剰山の少ない本発明鋼は比
較例と降伏強度及び引張強度は概ね同一レベルであるが
、比較例よりも明らかに衝撃特性及び伸びが磯れている
。本発明鋼Ｂは比較例Ｇと、本発明鋼Ｃ，Ｅは比較例Ｆ
と同レベルのＮ含有量であり、それぞれにおいてＮＮの
析出量は同程度であり、オ−ステナィト粒度もそれぞれ
同一であるにも拘らず、過剰山の少ない本発明鋼は比較
例よりも低温靭性が箸るしく優れている。
較例と降伏強度及び引張強度は概ね同一レベルであるが
、比較例よりも明らかに衝撃特性及び伸びが磯れている
。本発明鋼Ｂは比較例Ｇと、本発明鋼Ｃ，Ｅは比較例Ｆ
と同レベルのＮ含有量であり、それぞれにおいてＮＮの
析出量は同程度であり、オ−ステナィト粒度もそれぞれ
同一であるにも拘らず、過剰山の少ない本発明鋼は比較
例よりも低温靭性が箸るしく優れている。
一方、本発明鋼Ａ，Ｄは比鮫例ＦとＳｏｌ．山の含有量
が同じであるにも拘らず、Ｎが添加された過剰ＡＩの少
ない本発明鋼の方が衝撃特性が著しく優れている。即ち
これら結果を本発明で定義する過剰ＡＩで整理すれば、
第２図及び第３図に示す如く、一２０℃吸収エネルギー
及び５０％脆性被面遷移温度は過剰ＡＩと極めて良い相
関関係があり、本発明に従って過剰ＡＩを皆無又は極〈
微小量に限定することが該鋼の低温轍性の改善に極めて
効果的であり、結晶粒の微細化は本発明鋼においては必
要条件ではあるが、本質的なものでないことがわかる。
が同じであるにも拘らず、Ｎが添加された過剰ＡＩの少
ない本発明鋼の方が衝撃特性が著しく優れている。即ち
これら結果を本発明で定義する過剰ＡＩで整理すれば、
第２図及び第３図に示す如く、一２０℃吸収エネルギー
及び５０％脆性被面遷移温度は過剰ＡＩと極めて良い相
関関係があり、本発明に従って過剰ＡＩを皆無又は極〈
微小量に限定することが該鋼の低温轍性の改善に極めて
効果的であり、結晶粒の微細化は本発明鋼においては必
要条件ではあるが、本質的なものでないことがわかる。
以上述べたようにＮｉ系調質鋼において本発明に従い過
乗船１を皆無又は極微小量に限定することによって、極
めて優れた低温鞠性を有する鋼材を得ることが出来る。
乗船１を皆無又は極微小量に限定することによって、極
めて優れた低温鞠性を有する鋼材を得ることが出来る。
このように週乗ＵＡＩの限定により低温瓢性が改善され
る理由は、過乗船１を微小量に限定することにより上部
ベイナイトの生成が抑制され、靭性の良好な変態組織が
得られるとともに過剰山のミクロ的偏折自体も小さくす
る結果、不均一組織の生成が阻止され衝撃値のバラツキ
も少なくなるためである。
る理由は、過乗船１を微小量に限定することにより上部
ベイナイトの生成が抑制され、靭性の良好な変態組織が
得られるとともに過剰山のミクロ的偏折自体も小さくす
る結果、不均一組織の生成が阻止され衝撃値のバラツキ
も少なくなるためである。
第１図はＳｏｌ．ＡＩと鋼中Ｎの制御範囲を示す説明図
、第２図は実施例の衝撃特性（ｖＥｏｑｏ）と過剰山と
の関係を示す説明図、第３図は実施例の衝撃特・性（ｖ
Ｔｒｓ）と過剰ＡＩとの関係を示す説明図である。 多′図 多２図 多３図
、第２図は実施例の衝撃特性（ｖＥｏｑｏ）と過剰山と
の関係を示す説明図、第３図は実施例の衝撃特・性（ｖ
Ｔｒｓ）と過剰ＡＩとの関係を示す説明図である。 多′図 多２図 多３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０５〜０．３０％，Ｓｉ：０．０２〜０．
６０％，Ｍｎ：０．０２〜２．００％，Ｃｒ：０．０２
〜２．５０％，Ｎｉ：１．００〜１０．００％，Ｍｏ≧
１／（５０）（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）％、残部は実質的に
Ｆｅからなりかつ窒素量を２０〜３００ｐｐｍ、Ｔｉを
不可避的に含有する量以上でかつＮ／０．３％以下含有
し、過剰Ａｌ量（但し過剰Ａｌ＝ｓｏｌ．Ａｌ−２（Ｎ
−０．３Ｔｉ））を−０．０１０〜０．０２０％に調整
してなる鋼を溶体化処理して圧延又は鍜造を行ない、次
いでＡｌとＮが過飽和に固溶する温度以下に冷却した後
、６５０〜１０００℃の温度域で焼準、焼入れ、焼戻し
またはそれらの組み合わされた熱処理を施こすことを特
徴とする低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法。 ２ Ｃ：０．０５〜０．３０％，Ｓｉ：０．０２〜０．
６０％，Ｍｎ：０．０２〜２．００％，Ｃｒ：０．０２
〜２．５０％，Ｎｉ：１．００〜１０．００％，Ｍｏ≧
１／（５０）（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｎ）％，Ｖ：０．０１〜
０．１０％、残部は実質的にＦｅからなりかつ窒素量を
２０〜３００ｐｐｍ、Ｔｉを不可避的に含有する量以上
でかつＮ／０．３％以下含有し、過剰Ａｌ量（但し過剰
Ａｌ＝ｓｏｌ．Ａｌ−２（Ｎ−０．３Ｔｉ））を−０．
０１０〜０．０２０％に調整してなる鋼を溶体化処理し
て圧延又は鍜造を行ない、次いでＡｌとＮが過飽和に固
溶する温度以下に冷却した後、６５０〜１０００℃の温
度域で焼準、焼入れ、焼戻しまたはそれらの組み合わさ
れた熱処理を施こすことを特徴とする低温靭性に優れた
Ｎｉ系調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15817078A JPS609568B2 (ja) | 1978-12-23 | 1978-12-23 | 低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15817078A JPS609568B2 (ja) | 1978-12-23 | 1978-12-23 | 低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5585627A JPS5585627A (en) | 1980-06-27 |
| JPS609568B2 true JPS609568B2 (ja) | 1985-03-11 |
Family
ID=15665798
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15817078A Expired JPS609568B2 (ja) | 1978-12-23 | 1978-12-23 | 低温靭性に優れたＮｉ系調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS609568B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110592470B (zh) * | 2019-08-22 | 2021-06-04 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种保低温韧性的大厚度SA302GrC钢板及其制备方法 |
| CN113549746B (zh) * | 2021-07-29 | 2022-11-18 | 江苏联峰能源装备有限公司 | 一种20MnMo管板用钢的锻造与热处理工艺 |
-
1978
- 1978-12-23 JP JP15817078A patent/JPS609568B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5585627A (en) | 1980-06-27 |
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