JPS61143516A - ９％Ｎｉ鋼の製造方法 - Google Patents
９％Ｎｉ鋼の製造方法Info
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- JPS61143516A JPS61143516A JP26493284A JP26493284A JPS61143516A JP S61143516 A JPS61143516 A JP S61143516A JP 26493284 A JP26493284 A JP 26493284A JP 26493284 A JP26493284 A JP 26493284A JP S61143516 A JPS61143516 A JP S61143516A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- toughness
- rolling
- low
- 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.)
- Pending
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Classifications
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
く技術分野〉
本発明は、液化天然〃ス等の極低温液化〃スの圧力容器
用等の材料として使用される９％Ｎｉ鋼の製造方法に関
する。
用等の材料として使用される９％Ｎｉ鋼の製造方法に関
する。
く従来技術〉
従来、９％Ｎｉ鋼は主として焼入れ焼戻し法によって製
造されてきた。しかし最近、省エネルギの観点から焼入
れのための再加熱が不要な直接焼入れ（熱間圧延後直ち
に焼入れすること）焼戻し法が注目を集めている。この
方法は、従来の焼入れ焼戻し法に比べて結晶粒が粗くな
って材質が劣化するので、これを防ぐための制御圧延と
組み合わせて用いることが必須であり、将来はこの制御
圧延＋直接焼入れ焼戻し法が９％Ｎｉ鋼の製造方法の主
流となるものと考えられる。
造されてきた。しかし最近、省エネルギの観点から焼入
れのための再加熱が不要な直接焼入れ（熱間圧延後直ち
に焼入れすること）焼戻し法が注目を集めている。この
方法は、従来の焼入れ焼戻し法に比べて結晶粒が粗くな
って材質が劣化するので、これを防ぐための制御圧延と
組み合わせて用いることが必須であり、将来はこの制御
圧延＋直接焼入れ焼戻し法が９％Ｎｉ鋼の製造方法の主
流となるものと考えられる。
しかしながら、９％Ｎｉ鋼の制御圧延＋直接焼入れ焼戻
し法は未だ完成された技術ではない１例えばこれまでに
提案されている方法として、制御圧電時の鋼片の加熱温
度を通常よりも若干低めにし、比較的低温域で高圧下す
ることによって、微細な結晶粒を生成せしめて低温靭性
の向上を図ったものがある。この低温域での高圧下は、
７シキエラ７エライトやフェライトパーライト組織を呈
するより低級な低温用アルミキルド鋼等に用いられる方
法そのものであり、これらの鋼種に対してはオーステナ
イト粒の微細化を促すのみならず、変形帯をはじめとす
るオーステナイト粒界以外のフェライト核発生サイトの
生成を促進し、フェライト粒の微細化ひいては低温靭性
の向上に大きな効果を上げている。
し法は未だ完成された技術ではない１例えばこれまでに
提案されている方法として、制御圧電時の鋼片の加熱温
度を通常よりも若干低めにし、比較的低温域で高圧下す
ることによって、微細な結晶粒を生成せしめて低温靭性
の向上を図ったものがある。この低温域での高圧下は、
７シキエラ７エライトやフェライトパーライト組織を呈
するより低級な低温用アルミキルド鋼等に用いられる方
法そのものであり、これらの鋼種に対してはオーステナ
イト粒の微細化を促すのみならず、変形帯をはじめとす
るオーステナイト粒界以外のフェライト核発生サイトの
生成を促進し、フェライト粒の微細化ひいては低温靭性
の向上に大きな効果を上げている。
しかし、上記方法は、マルテンサイトマたはマルテンサ
イトと下部ベイナイトの混合組繊を呈する９％Ｎｉ鋼に
対しては、その結晶粒を十分に細粒化せしめることがで
きず、材質特に低温靭性を十分に向上さ讐ることがで軽
ない、言い換えれば、低温靭性の点で十分に満足できる
９％Ｎｉ鋼を製造し得るまでには至っていないというの
が現状である。
イトと下部ベイナイトの混合組繊を呈する９％Ｎｉ鋼に
対しては、その結晶粒を十分に細粒化せしめることがで
きず、材質特に低温靭性を十分に向上さ讐ることがで軽
ない、言い換えれば、低温靭性の点で十分に満足できる
９％Ｎｉ鋼を製造し得るまでには至っていないというの
が現状である。
〈発明の目的〉
そこで、本発明の目的は、優れた低温靭性を有する極低
温圧力容器用等の９％Ｎｉ鋼の製造方法を提供すること
である。
温圧力容器用等の９％Ｎｉ鋼の製造方法を提供すること
である。
〈発明の構成〉
発明者らは、９％Ｎｉ鋼の低温靭性を着しく上昇せしめ
る最適な加熱温度、熱間圧延温度および焼戻し温度を見
出す種々の実験、研究を重ね、これらの結果に基づき本
発明を構成したものである。
る最適な加熱温度、熱間圧延温度および焼戻し温度を見
出す種々の実験、研究を重ね、これらの結果に基づき本
発明を構成したものである。
この第１の発明の構成は、ｃ：ｏ、ｏｉ〜０．１０重量
％（以下ＩＥ量％）、Ｓｉ： ０．０２−０．５０％、
Ｍｎ： ０．１０〜２．００％、Ｎｉ：８．００−１０
．００％、ｌ！：０．００５〜０．１０％を含み残部Ｆ
ｅＢよび不可避的不純物からなる鋼片を、９００〜１０
００℃の温度範囲に加熱し、７００℃以上で熱間圧藍に
付した後、直ちに焼入れし、続いて５６０〜６２０”Ｃ
の温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
％（以下ＩＥ量％）、Ｓｉ： ０．０２−０．５０％、
Ｍｎ： ０．１０〜２．００％、Ｎｉ：８．００−１０
．００％、ｌ！：０．００５〜０．１０％を含み残部Ｆ
ｅＢよび不可避的不純物からなる鋼片を、９００〜１０
００℃の温度範囲に加熱し、７００℃以上で熱間圧藍に
付した後、直ちに焼入れし、続いて５６０〜６２０”Ｃ
の温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
また、この第２の発明の構成は、Ｃ：０．０１−ｏ、ｉ
ｏ％、Ｓｉ： ０，０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０
−２．００％、Ｎｉ： ８．００〜１０．００％、Ａ１
： ０．００５〜０．１０％を含み、サラニＣｕ：≦１
．００％＋ Ｃｒ：≦ｉ、ｏｏ％＊Ｍｏ：≦０．５０％
、■：≦０．１０％、Ｂ： ≦０．００５％＊Ｔｉ：≦
０．０５％＊ Ｃａ： ≦０．０１％ｔ Ｃｅ：≦０．
０５％＊ Ｍｇ： ≦０ 、０１％＊ Ｚｒ：≦０．０
５％、 Ｌａ： ≦０．０５％の少なくとも一種を含み
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、９０
０〜１０００℃の温度範囲に加熱し、７００℃以上で熱
間圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて５６０〜６
２０ ”Ｃの温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
ｏ％、Ｓｉ： ０，０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０
−２．００％、Ｎｉ： ８．００〜１０．００％、Ａ１
： ０．００５〜０．１０％を含み、サラニＣｕ：≦１
．００％＋ Ｃｒ：≦ｉ、ｏｏ％＊Ｍｏ：≦０．５０％
、■：≦０．１０％、Ｂ： ≦０．００５％＊Ｔｉ：≦
０．０５％＊ Ｃａ： ≦０．０１％ｔ Ｃｅ：≦０．
０５％＊ Ｍｇ： ≦０ 、０１％＊ Ｚｒ：≦０．０
５％、 Ｌａ： ≦０．０５％の少なくとも一種を含み
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、９０
０〜１０００℃の温度範囲に加熱し、７００℃以上で熱
間圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて５６０〜６
２０ ”Ｃの温度範囲で焼戻すことを特徴とする。
以下、本発明の化学成分限定理由について述べる。
Ｃは、強度確保のため必要な元素であり、０゜０１％以
上含有させる必要があるが、過度に加えると溶接性およ
び低温靭性を劣化させるので、０゜１０％を上限とする
。
上含有させる必要があるが、過度に加えると溶接性およ
び低温靭性を劣化させるので、０゜１０％を上限とする
。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸のために０．０２％以上の添加が
必要であり、強度向上にも有効であるが、過度に加える
と溶接性および低温靭性を劣化させるので、０．５０％
を上限とする。
必要であり、強度向上にも有効であるが、過度に加える
と溶接性および低温靭性を劣化させるので、０．５０％
を上限とする。
Ｍｎは、Ｃと並んで強度確保のための基本的な元素であ
り、０．１０％以上の添加が必要であるが、やはり過度
に添加すると溶接性や低温靭性な劣化させるので、２．
００％を上限とする。
り、０．１０％以上の添加が必要であるが、やはり過度
に添加すると溶接性や低温靭性な劣化させるので、２．
００％を上限とする。
Ｎｉは、靭性の向上に極めて有効な元素であり、その効
果を十分に発揮させるには８．００％以上の添加が必要
である。しかし、添加量が１０．００％越えると上記効
果は飽和し、また不経済となるので、１０．００％を上
限とする。
果を十分に発揮させるには８．００％以上の添加が必要
である。しかし、添加量が１０．００％越えると上記効
果は飽和し、また不経済となるので、１０．００％を上
限とする。
ＡＩは、脱酸剤として必要なばかりでなく、ＡＩＮとし
て鋼中に析出し、結晶粒の粗大化を抑制する効果をもつ
ので、ｏ、ｏ ｏ ｓ％以上の添加が必要であるが、過
度の添加は低温靭性を劣化させるので、０．１０％を上
限とする。
て鋼中に析出し、結晶粒の粗大化を抑制する効果をもつ
ので、ｏ、ｏ ｏ ｓ％以上の添加が必要であるが、過
度の添加は低温靭性を劣化させるので、０．１０％を上
限とする。
本発明は、上記元素以外に必要に応じて、Ｃｕ。
Ｃｒ＊ＭｏｔＶｔＢ＊ＴｉｔＣａｔＣｅｔＭｇｔＺｒｔ
Ｌａの少なくとも１種を添加することができる。
Ｌａの少なくとも１種を添加することができる。
Ｃｕは強度上昇と耐食性向上に有効だが、多すぎると熱
間加工性を低下させ、Ｃｒ、Ｍｏは強度上昇に有効だが
、多すぎると溶接性の悪化とコスト高を招き、■は炭窒
化物析出による強度上昇、細粒化による靭性向上効果が
あるが、多いと溶接性を悪化させ、Ｂは微量で焼入れ性
向上による強度上昇効果があるが、多いと粗大なり窒化
物の形成により上記効果がなくなる。これらの理由から
、夫々の上限を、ＣｕおよびＣｒは１．００％、Ｍｏは
０．５０％、Ｖｇｌｏ、１０％、Ｂ１１０．００５％と
する。
間加工性を低下させ、Ｃｒ、Ｍｏは強度上昇に有効だが
、多すぎると溶接性の悪化とコスト高を招き、■は炭窒
化物析出による強度上昇、細粒化による靭性向上効果が
あるが、多いと溶接性を悪化させ、Ｂは微量で焼入れ性
向上による強度上昇効果があるが、多いと粗大なり窒化
物の形成により上記効果がなくなる。これらの理由から
、夫々の上限を、ＣｕおよびＣｒは１．００％、Ｍｏは
０．５０％、Ｖｇｌｏ、１０％、Ｂ１１０．００５％と
する。
Ｔｉは、高温で安定なＴｉＮとして鋼中に析出し、オー
ステナイト粒の成長を抑えて細粒化に寄与し、低温靭性
や溶接部の靭性を更に改善せしめるが、多すぎるとかえ
って上記靭性を劣化させるので、０．０５％を上限とす
る。
ステナイト粒の成長を抑えて細粒化に寄与し、低温靭性
や溶接部の靭性を更に改善せしめるが、多すぎるとかえ
って上記靭性を劣化させるので、０．０５％を上限とす
る。
Ｃａ ｔ Ｃｅ ｅ Ｍ ｇ ＋ Ｚ ｒ ＊ Ｌ ａ
は、鋼中の硫化物を球状化し、圧延方向に伸長するＭ
ｎ Ｓの生成を抑えて、圧延方向と直角（クロス）方向
の低温靭性を改善せしめるが、多すぎるとかえって低温
靭性の劣化を招（ので、夫々の上限を、ＣａおよびＭｇ
は０．０１％、Ｃｅ、７．ｒおよｒｌＬａは０．０５％
する。
は、鋼中の硫化物を球状化し、圧延方向に伸長するＭ
ｎ Ｓの生成を抑えて、圧延方向と直角（クロス）方向
の低温靭性を改善せしめるが、多すぎるとかえって低温
靭性の劣化を招（ので、夫々の上限を、ＣａおよびＭｇ
は０．０１％、Ｃｅ、７．ｒおよｒｌＬａは０．０５％
する。
次に、本発明の熱処理条件限定理由について述べる。
鋼片の加熱温度の範囲を９００〜１０００℃とした理由
は下記のとおりである。即ち、本発明による化学組成の
鋼片の加熱温度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示
した第１図において、−１９６℃でのクロス方向ｖノツ
チシャルビ衝撃試験吸収エネルギｖＥ−＋ｓｉは、上記
加熱温度が９００〜１０００℃の範囲で最高値を示す一
方、加熱温度がこの範囲を外れると急激に低下するから
である。また、後述する熱間圧延を７００℃以上で完了
させるためには、鋼片の加熱温度の下限を９００℃とす
る必要があるからである。なお、上記ｖＥ−＋ｓｓ値の
低下原因についで述べれば、１０００℃を越えた場合は
、ミクロ組織を対比して示した第２図からも分かるよう
に、１０００℃加熱材（ａ）に比べて１１００℃加熱材
（ｂ）は結晶粒が粗大化しているからであり、一方９０
０℃未満の場合は、必然的に圧延仕上温度が低くなり、
鋼中に転位などの格子欠陥が過度に導入され、これが焼
戻し後まで残存することにより強度が異常上昇する結果
、逆に低温靭性が劣化するからである。
は下記のとおりである。即ち、本発明による化学組成の
鋼片の加熱温度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示
した第１図において、−１９６℃でのクロス方向ｖノツ
チシャルビ衝撃試験吸収エネルギｖＥ−＋ｓｉは、上記
加熱温度が９００〜１０００℃の範囲で最高値を示す一
方、加熱温度がこの範囲を外れると急激に低下するから
である。また、後述する熱間圧延を７００℃以上で完了
させるためには、鋼片の加熱温度の下限を９００℃とす
る必要があるからである。なお、上記ｖＥ−＋ｓｓ値の
低下原因についで述べれば、１０００℃を越えた場合は
、ミクロ組織を対比して示した第２図からも分かるよう
に、１０００℃加熱材（ａ）に比べて１１００℃加熱材
（ｂ）は結晶粒が粗大化しているからであり、一方９０
０℃未満の場合は、必然的に圧延仕上温度が低くなり、
鋼中に転位などの格子欠陥が過度に導入され、これが焼
戻し後まで残存することにより強度が異常上昇する結果
、逆に低温靭性が劣化するからである。
熱間圧延を７００℃以上で行なう理由は下記のとおりで
ある。即ち、本発明による化学組成の鋼片の圧延仕上温
度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示した＃２図に
おいて、−１９６℃でのクロス方向■ノツチシャルビ衝
撃試験吸収エネルギｖ Ｅ −＋ ｓ ｓは、圧延仕上
温度が７００℃を下回ると鋼片の加熱温度にかかわらず
急激に低下するからである。この低下の原因については
、７００℃未満では前述と同様に鋼中に格子欠陥が過度
に導入されて残存し、強度が異常上昇する結果、低温靭
性が急激に劣化するからである。なお、圧延仕上温度が
７００℃以上の場合、１１００〜１２００℃加熱材では
圧延仕上温度の低下とともにｖ Ｅ −＋ ＊ ａが向
上する傾向があるが、９００〜１０００℃（本発明の範
囲）加熱材ではｖＥ−＋ｓｓは圧延仕上温度（７００〜
９００℃）に依存せず、常に最高値を示すことがわかる
。
ある。即ち、本発明による化学組成の鋼片の圧延仕上温
度がこの鋼片の低温靭性に及ぼす影響を示した＃２図に
おいて、−１９６℃でのクロス方向■ノツチシャルビ衝
撃試験吸収エネルギｖ Ｅ −＋ ｓ ｓは、圧延仕上
温度が７００℃を下回ると鋼片の加熱温度にかかわらず
急激に低下するからである。この低下の原因については
、７００℃未満では前述と同様に鋼中に格子欠陥が過度
に導入されて残存し、強度が異常上昇する結果、低温靭
性が急激に劣化するからである。なお、圧延仕上温度が
７００℃以上の場合、１１００〜１２００℃加熱材では
圧延仕上温度の低下とともにｖ Ｅ −＋ ＊ ａが向
上する傾向があるが、９００〜１０００℃（本発明の範
囲）加熱材ではｖＥ−＋ｓｓは圧延仕上温度（７００〜
９００℃）に依存せず、常に最高値を示すことがわかる
。
熱間圧延後直ちに焼入れする理由は、焼入れのための再
加熱工程を省略することによって、経済的メリットを得
るためであることはいうまでもな−１゜ さらに、焼戻し温度を５６０〜６２０℃とした理由は、
５６０℃未満ではマルテンサイトの回復が不十分なため
十分な靭性が得ら紅ず、また６２０℃を超えると、一部
オーステナイトへの変態が進行するため冷却後に十分な
靭性が得られないからである。
加熱工程を省略することによって、経済的メリットを得
るためであることはいうまでもな−１゜ さらに、焼戻し温度を５６０〜６２０℃とした理由は、
５６０℃未満ではマルテンサイトの回復が不十分なため
十分な靭性が得ら紅ず、また６２０℃を超えると、一部
オーステナイトへの変態が進行するため冷却後に十分な
靭性が得られないからである。
このように、本発明の熱処理条件は、９％Ｎｉ鋼の組織
が低温域で高圧下するという従来の制御圧延法では十分
に微細化できないマルテンサイトあるいはマルテンサイ
トと下部ベイナイトの混合組織であることに鑑み、鋼片
を極低温加熱（９００〜１０００℃）するようにした点
にとりわけ特徴があり、これらの熱処理条件によっての
み結晶粒の十分な微細化を図れ、優れた低温靭性な得る
ことができるのである。
が低温域で高圧下するという従来の制御圧延法では十分
に微細化できないマルテンサイトあるいはマルテンサイ
トと下部ベイナイトの混合組織であることに鑑み、鋼片
を極低温加熱（９００〜１０００℃）するようにした点
にとりわけ特徴があり、これらの熱処理条件によっての
み結晶粒の十分な微細化を図れ、優れた低温靭性な得る
ことができるのである。
〈発明の効果〉
本発明によれば、制御圧延士直接焼入り焼戻し法で微細
な結晶粒を有する９％Ｎｉ鋼を製造することができるの
で、製造原価を低減できるうえ、優れた低温靭性の９％
Ｎｉ鋼を得ることができる。
な結晶粒を有する９％Ｎｉ鋼を製造することができるの
で、製造原価を低減できるうえ、優れた低温靭性の９％
Ｎｉ鋼を得ることができる。
〈実施例〉
以下、本発明を図示の実施例により詳細に説明する。
第４図に示す化学組成を有する９％Ｎｉ鋼を、種々の条
件で加熱・圧延し、直接焼入れ焼戻し処理した後、−１
９６℃でクロス方向（圧延方向に直交する方向）■ノツ
チシャルビ衝撃試験を行なった。このと鯵の加熱温度、
圧延仕上温度と上記衝撃試験吸収エネルギｖＥ−＋□の
関係を第５図に示す１図中Ｎｏ、１〜４は各発明鋼、Ｎ
ｏ、５〜９は夫々上記発明鋼に対する比較鋼である。Ｎ
ｏ、１〜４は、もちろん本発明の加熱温度範囲（９００
〜１０００℃）および圧延仕上温度範囲（２７００℃）
内にあり、いずれも２６〜２７ｋｇｆ−ｓｅと従来の焼
入・れ焼戻し法（焼入れのための再加熱必要）と同等の
優れたｖＥ−１，、値を示している。これに対して、Ｎ
ｏ、５〜７は、加熱温度が上記範囲（９００〜１０００
℃）を上回っており、ＶＥ−＋ｓｓ値が発明鋼よりも５
〜１２ｋｇｆ−憶低下しているのが分かる。
件で加熱・圧延し、直接焼入れ焼戻し処理した後、−１
９６℃でクロス方向（圧延方向に直交する方向）■ノツ
チシャルビ衝撃試験を行なった。このと鯵の加熱温度、
圧延仕上温度と上記衝撃試験吸収エネルギｖＥ−＋□の
関係を第５図に示す１図中Ｎｏ、１〜４は各発明鋼、Ｎ
ｏ、５〜９は夫々上記発明鋼に対する比較鋼である。Ｎ
ｏ、１〜４は、もちろん本発明の加熱温度範囲（９００
〜１０００℃）および圧延仕上温度範囲（２７００℃）
内にあり、いずれも２６〜２７ｋｇｆ−ｓｅと従来の焼
入・れ焼戻し法（焼入れのための再加熱必要）と同等の
優れたｖＥ−１，、値を示している。これに対して、Ｎ
ｏ、５〜７は、加熱温度が上記範囲（９００〜１０００
℃）を上回っており、ＶＥ−＋ｓｓ値が発明鋼よりも５
〜１２ｋｇｆ−憶低下しているのが分かる。
また、Ｎｏ、８は加熱温度、圧延仕上温度が共に上記各
範囲を下回り、Ｎｏ、９は圧延仕上温度が上記範囲（２
７００℃）を下回っており、ｖＥ−＋ｓｓ値が発明鋼よ
りも約５ ｋｇｆ・−低下しているのが分かる。
範囲を下回り、Ｎｏ、９は圧延仕上温度が上記範囲（２
７００℃）を下回っており、ｖＥ−＋ｓｓ値が発明鋼よ
りも約５ ｋｇｆ・−低下しているのが分かる。
従って、加熱温度、圧延仕上温度が本発明で規定する範
囲外である比較鋼は、壬の低温靭性が発明鋼に比べて着
しく劣っていると結論できる。
囲外である比較鋼は、壬の低温靭性が発明鋼に比べて着
しく劣っていると結論できる。
第１図は衝撃試験吸収エネルギｖＥ−＋ｓｓに及ぼす鋼
片の加熱温度の影響を示す図、第２図（ａ）、（ｂ）は
１０００℃加熱材および１１００℃加熱材のミクロ組織
を示す図、第３図はｖＥ−＋＊ｓに及ぼす圧延仕上温度
の影響を示す図、第４図は本発明による９％Ｎｉ鋼の化
学組成を示す図、第５図は上記９％Ｎｉ鋼の加熱温度、
圧延仕上温度とＶＥ−、，６の関係を示す図である。
片の加熱温度の影響を示す図、第２図（ａ）、（ｂ）は
１０００℃加熱材および１１００℃加熱材のミクロ組織
を示す図、第３図はｖＥ−＋＊ｓに及ぼす圧延仕上温度
の影響を示す図、第４図は本発明による９％Ｎｉ鋼の化
学組成を示す図、第５図は上記９％Ｎｉ鋼の加熱温度、
圧延仕上温度とＶＥ−、，６の関係を示す図である。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０１〜０．１０重量％（以下重量％）、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０
０％、Ｎｉ：８．００〜１０．００％、Ａｌ：０．００
５〜０．１０％を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる鋼片を、９００〜１０００℃の温度範囲に加熱し
、７００℃以上で熱間圧延に付した後、直ちに焼入れし
、続いて５６０〜６２０℃の温度範囲で焼戻すことを特
徴とする９％Ｎｉ鋼の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２〜０
．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎｉ：８．０
０〜１０．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
み、さらにＣｕ：≦１．００％、Ｃｒ：≦１．００％、
Ｍｏ：≦０．５０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｂ：≦０．０
０５％、Ｔｉ：≦０．０５％、Ｃａ：≦０．０１％、Ｃ
ｅ：≦０．０５％、Ｍｇ：≦０．０１％、Ｚｒ：≦０．
０５％、Ｌａ：≦０．０５％の少なくとも一種を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、９００
〜１０００℃の温度範囲に加熱し、７００℃以上で熱間
圧延に付した後、直ちに焼入れし、続いて５６０〜６２
０℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする９％Ｎｉ鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26493284A JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | ９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26493284A JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | ９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61143516A true JPS61143516A (ja) | 1986-07-01 |
Family
ID=17410189
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26493284A Pending JPS61143516A (ja) | 1984-12-14 | 1984-12-14 | ９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61143516A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3712290A4 (en) * | 2017-11-17 | 2020-09-23 | Posco | Cryogenic steel plate and process for the manufacture thereof |
-
1984
- 1984-12-14 JP JP26493284A patent/JPS61143516A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3712290A4 (en) * | 2017-11-17 | 2020-09-23 | Posco | Cryogenic steel plate and process for the manufacture thereof |
| US11608549B2 (en) | 2017-11-17 | 2023-03-21 | Posco Co., Ltd | Cryogenic steel plate and method for manufacturing same |
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