JPH01319629A - 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 - Google Patents
靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法Info
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- JPH01319629A JPH01319629A JP63150224A JP15022488A JPH01319629A JP H01319629 A JPH01319629 A JP H01319629A JP 63150224 A JP63150224 A JP 63150224A JP 15022488 A JP15022488 A JP 15022488A JP H01319629 A JPH01319629 A JP H01319629A
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- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は、石油精製、石油化学等の化学プラントあるい
は火力、原子力等の発電プラント等の高温機器に用いら
れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法に関するものである。
は火力、原子力等の発電プラント等の高温機器に用いら
れるＣｒ−Ｍｏ鋼の製造方法に関するものである。
［従来の技術］
化学反応容器等のプラントにおいては、要求特性に応し
て０．５〜１％Ｍｏの他、Ｏ〜２．５９６ Ｃｒを含有
するＣｒ−Ｍｏ鋼か用いられる。特に、２．２５Ｃｒ
−ＩＭｏ鋼は優れた高温特性により、使用条件の厳しい
用途に好んで使用される。
て０．５〜１％Ｍｏの他、Ｏ〜２．５９６ Ｃｒを含有
するＣｒ−Ｍｏ鋼か用いられる。特に、２．２５Ｃｒ
−ＩＭｏ鋼は優れた高温特性により、使用条件の厳しい
用途に好んで使用される。
近年石油精製ブラント等の操業効率の向上あるいは石炭
液化プラント用としてＶあるいはＮｂを含有するＣｒ−
Ｍｏ鋼か開発されている。石炭ｌｔｌ化ブラント用に対
（７てはＣｒ含有量を３％以上まで増量した鋼も検討さ
れている。
液化プラント用としてＶあるいはＮｂを含有するＣｒ−
Ｍｏ鋼か開発されている。石炭ｌｔｌ化ブラント用に対
（７てはＣｒ含有量を３％以上まで増量した鋼も検討さ
れている。
さらにＣｒ含有量の高い７〜１３％Ｃｒ鋼は発電プラン
ト等の使用温度条件の厳しい機器に、比較的古くより使
用されている。また近年高速増殖炉の蒸気発生器用構造
利料として、■あるいはＮｂを含有する高Ｃｒ鋼が注１
」されている。
ト等の使用温度条件の厳しい機器に、比較的古くより使
用されている。また近年高速増殖炉の蒸気発生器用構造
利料として、■あるいはＮｂを含有する高Ｃｒ鋼が注１
」されている。
これらのＣｒ−Ｍｏ鋼は高温で用いられ、優れた高温強
度か要求されているか、耐圧試験における安全性確保の
観点から優れた低温靭性も必要である。
度か要求されているか、耐圧試験における安全性確保の
観点から優れた低温靭性も必要である。
化学反応容器用等に用いられるＣｒ−Ｍｏ鋼は、従来圧
延後所定の温度（通常９３０’Ｃ）に加熱して焼ならし
あるいは焼入れを実施した後、焼もとじを施して使用さ
れる事が多い。プラントの操業条件の高温高圧化により
鋼材の高強度化か要望され、Ｃｒ含有量の増加あるいは
特開昭８０−２３８４５２号公報に示されるようにＶ、
Ｎｂ等の元素を添加し、高温強度を向上する努力かなさ
れている。
延後所定の温度（通常９３０’Ｃ）に加熱して焼ならし
あるいは焼入れを実施した後、焼もとじを施して使用さ
れる事が多い。プラントの操業条件の高温高圧化により
鋼材の高強度化か要望され、Ｃｒ含有量の増加あるいは
特開昭８０−２３８４５２号公報に示されるようにＶ、
Ｎｂ等の元素を添加し、高温強度を向上する努力かなさ
れている。
しかし、合金元素の有効利用に不可欠な高温での焼なら
しあるいは焼入れは、オーステナイト結晶粒の粗大化を
招き、低温靭性を低下させる。このように、高温強度と
低温靭性は二律背反の結果となり、両立は難しい。
しあるいは焼入れは、オーステナイト結晶粒の粗大化を
招き、低温靭性を低下させる。このように、高温強度と
低温靭性は二律背反の結果となり、両立は難しい。
［発明が解決しようとする課題］
化学反応容器は高温で使用され、高温での引張強度、ク
リープ強度か必要である。この他、化学反応容器には定
期的な耐圧試験か義務つけられており、使用素）イに対
して優れた低温靭性も要求される。また、一般にＣｔ・
−Ｍｏ鋼は高温での使用中に靭性か徐々に低下するため
、使用初期の靭性値か優れている提供用期間を長くする
ことかできる。
リープ強度か必要である。この他、化学反応容器には定
期的な耐圧試験か義務つけられており、使用素）イに対
して優れた低温靭性も要求される。また、一般にＣｔ・
−Ｍｏ鋼は高温での使用中に靭性か徐々に低下するため
、使用初期の靭性値か優れている提供用期間を長くする
ことかできる。
本発明は、高温特性を改善するための高温での焼ならし
あるいは焼入れにおいても、細粒のオーステナイトを維
持し、焼もどし後の低温靭性か優れたＣｒ−Ｍｏ鋼を製
造する方法を提供することを目的としている。
あるいは焼入れにおいても、細粒のオーステナイトを維
持し、焼もどし後の低温靭性か優れたＣｒ−Ｍｏ鋼を製
造する方法を提供することを目的としている。
［課題を解決するための手段］
本発明者らは、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の焼入れ焼もどし材での低
温靭性に決定的な影響を及ぼすオーステナイト粒度を、
高温の焼ならしあるいは焼入れにおいても細粒に維持す
る方法を種々検討した。
温靭性に決定的な影響を及ぼすオーステナイト粒度を、
高温の焼ならしあるいは焼入れにおいても細粒に維持す
る方法を種々検討した。
その結果焼入れ処理での条件を制御するのみては目的を
達成することが難しく、圧延終了温度との刊合せにより
初めて、高温での焼ならしあるいは焼入れにおいて細粒
オーステナイト粒を維持できることを見出した。
達成することが難しく、圧延終了温度との刊合せにより
初めて、高温での焼ならしあるいは焼入れにおいて細粒
オーステナイト粒を維持できることを見出した。
本発明は前記の知見に基づいてなされたものであり、そ
の要旨は、重量％にて、Ｃ： ０．０３〜０．１７％、
Ｓ ｉ ： ０．０２−０．５％、Ｍｎ ： ０．１
〜３．０％、Ｃｒ ： ０．５〜１３％、Ｍｏ ＋Ｗ：
０Ｊ−３，０％、ＶＯ１０３〜０．５％、Ｎｂ：Ｏ，
Ｏ１〜０．２％、ＡΩ ：ｒ、 − ０．００３〜０４０５％、Ｎ・０．旧％以下、Ｐ ：
０．０２％以下、Ｓ ： ０．０２％以下を基本成分と
し、必要により、Ｂ・０．０００２〜０００５％を単独
で、又はＴｉ ：０．００５〜（］０５％と糾合わせて
含有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００
〜１２８０℃に加熱した後圧延し、圧延化上げ温度（Ｔ
ｆ）から求められる昇温速度（ＨＲ）の範囲、 （１７００−Ｔｆ ） ／３００≧ ｌｏｇ（Ｈ）≧（１，４００−Ｔｆ） ／３００で昇温
した後、焼ならし焼もどしあるいは焼入れ焼もとじを実
施することを特徴とする靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の
製造方法である。
の要旨は、重量％にて、Ｃ： ０．０３〜０．１７％、
Ｓ ｉ ： ０．０２−０．５％、Ｍｎ ： ０．１
〜３．０％、Ｃｒ ： ０．５〜１３％、Ｍｏ ＋Ｗ：
０Ｊ−３，０％、ＶＯ１０３〜０．５％、Ｎｂ：Ｏ，
Ｏ１〜０．２％、ＡΩ ：ｒ、 − ０．００３〜０４０５％、Ｎ・０．旧％以下、Ｐ ：
０．０２％以下、Ｓ ： ０．０２％以下を基本成分と
し、必要により、Ｂ・０．０００２〜０００５％を単独
で、又はＴｉ ：０．００５〜（］０５％と糾合わせて
含有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００
〜１２８０℃に加熱した後圧延し、圧延化上げ温度（Ｔ
ｆ）から求められる昇温速度（ＨＲ）の範囲、 （１７００−Ｔｆ ） ／３００≧ ｌｏｇ（Ｈ）≧（１，４００−Ｔｆ） ／３００で昇温
した後、焼ならし焼もどしあるいは焼入れ焼もとじを実
施することを特徴とする靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の
製造方法である。
［作 用］
以下本発明についてさらに詳細に説明する。
Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元素であ
り、化学反応容器用鋼として要求される強度レベルから
、少なくても００３％を必要とする。
り、化学反応容器用鋼として要求される強度レベルから
、少なくても００３％を必要とする。
Ｃ量の増加とともに、鋼材の靭性か低下し、溶接性も悪
くなるため、上限を０１７％とする。
くなるため、上限を０１７％とする。
Ｓｌは脱酸および強度上昇のため００２％以上添加する
が、添加量が多いと靭性を低ドするため一１限を０５％
とする。
が、添加量が多いと靭性を低ドするため一１限を０５％
とする。
ＭｎはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元素である
が、添加量が多いと変態点が低下しすぎ、焼ならし、焼
入れで残留オーステナイト量か多くなるため０．１〜３
，０％とする。
が、添加量が多いと変態点が低下しすぎ、焼ならし、焼
入れで残留オーステナイト量か多くなるため０．１〜３
，０％とする。
Ｐは鋼中でミクロ偏析し靭性の方向差を著（７くするば
かりでなく、焼もとし時および溶接後熱処理時に粒界に
偏析し靭性を低下さぜる元素であるため、減少させるこ
とか望ましいので、上限を０．０２％とする。
かりでなく、焼もとし時および溶接後熱処理時に粒界に
偏析し靭性を低下さぜる元素であるため、減少させるこ
とか望ましいので、上限を０．０２％とする。
Ｓは鋼中で非金属介在物ＭｎＳを形成し、靭性の方向差
を大きくし、且つンヤルピー試験での」二部側エネルギ
ーを低下させるため、」１限を０．０２％とする。
を大きくし、且つンヤルピー試験での」二部側エネルギ
ーを低下させるため、」１限を０．０２％とする。
Ｃｒは焼入れ性を増すとともに、焼もとしおよび溶接後
熱処理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上させる。ま
たＣｒは炭窒化物を安定化し、鋼の耐水素侵食性を向上
させるため、０，５％以」−添加する。しかし、１３％
超の添加は化学反応容器用鋼とし２ては不必要なため、
」１限を１３％とする。
熱処理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上させる。ま
たＣｒは炭窒化物を安定化し、鋼の耐水素侵食性を向上
させるため、０，５％以」−添加する。しかし、１３％
超の添加は化学反応容器用鋼とし２ては不必要なため、
」１限を１３％とする。
ＭｏおよびＷは高温強度、特にクリープ破断強度を増す
ために添加する。［７かし、単独又は合口で０３％未満
の添加では効果か顕著でなく、３．０％超では効果が飽
和するため、添加量を０３〜３．０％とする。
ために添加する。［７かし、単独又は合口で０３％未満
の添加では効果か顕著でなく、３．０％超では効果が飽
和するため、添加量を０３〜３．０％とする。
■はそれ自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するととも
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。しかし、００３％未満の添加では
効果か十分てなく、０．５％超では効果か飽和し添加量
に応じた効果か得られないため、添加量を０．０３〜０
．５％とする。
に、Ｃｒの炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安
定化する効果がある。しかし、００３％未満の添加では
効果か十分てなく、０．５％超では効果か飽和し添加量
に応じた効果か得られないため、添加量を０．０３〜０
．５％とする。
Ｎｂは加熱冷却の熱履歴の間に安定な炭窒化物を形成し
７、鋼の高温強度を向上させる効果を有する元素である
。また、圧延により加工誘起析出し、結晶粒界の移動を
妨げ、［Ｉｆ結晶粒の粗大化を阻止する。このため、０
旧％以上を添加するが、０２％超では添加量に見合った
効果が得られないため、経済的に０．２％以下に抑制す
る。
７、鋼の高温強度を向上させる効果を有する元素である
。また、圧延により加工誘起析出し、結晶粒界の移動を
妨げ、［Ｉｆ結晶粒の粗大化を阻止する。このため、０
旧％以上を添加するが、０２％超では添加量に見合った
効果が得られないため、経済的に０．２％以下に抑制す
る。
八ρは鋼の脱酸に不可欠な元素であり、このＩ］的から
下限を０．００３％とする。しかし、へρ添加量か高く
なるとクリープ破断強度を害するため添加の」１限を０
．０５％とする。
下限を０．００３％とする。しかし、へρ添加量か高く
なるとクリープ破断強度を害するため添加の」１限を０
．０５％とする。
ＮはＣと同様、鋼の強度を上昇させるか、通常の溶製方
法では０．０８％以」二の添加て鋼塊内に気孔を形成す
る。気孔か圧延によっても未圧着であると、圧延および
靭性を低下させるため、上限を０．０８％とする。
法では０．０８％以」二の添加て鋼塊内に気孔を形成す
る。気孔か圧延によっても未圧着であると、圧延および
靭性を低下させるため、上限を０．０８％とする。
Ｂは微量添加で焼入れ性を上昇させる元素であり、焼入
れ性を必要とする場合に添加する。焼入れ向上効果は０
．０００２％から認められるか、０．００５０％超に増
量する意味はない。このため、添加量を０．０００２〜
０．００５％とする。
れ性を必要とする場合に添加する。焼入れ向上効果は０
．０００２％から認められるか、０．００５０％超に増
量する意味はない。このため、添加量を０．０００２〜
０．００５％とする。
ＴｉはＮと結合し、Ｂが焼入れ性向上に無効なりＮとな
るのを妨げる効果を有する。このため、０．００５％以
−にのＴ１をＢとともに添加することかできる。しかし
、鋼中の窒素量か高ずぎると、ＴｉＮが多量に形成され
清浄度を害するため、Ｂ添加効果を利用する場合にはＮ
量をＯ４４％以下に規制するため、Ｔｉ添加量は０．０
５％以下で十分である。
るのを妨げる効果を有する。このため、０．００５％以
−にのＴ１をＢとともに添加することかできる。しかし
、鋼中の窒素量か高ずぎると、ＴｉＮが多量に形成され
清浄度を害するため、Ｂ添加効果を利用する場合にはＮ
量をＯ４４％以下に規制するため、Ｔｉ添加量は０．０
５％以下で十分である。
次に圧延条件について述べる。
前記のような化学成分を有する鋼は転炉、電気炉て溶製
した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱カス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊てスラブとされる。
した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱カス処理を施し
て得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳型で造塊した
後、分塊てスラブとされる。
スラブは連続鋳造法により溶鋼から直接製造しても良い
。分塊での均熱・圧−トはいかなるものであっても構わ
ない。即ち、スラブを冷却した後均熱してもよく、分塊
のまま熱片で均熱炉に装入しＣも良い。１１００〜１２
８０℃て均熱の後、圧延または鍛造によりスラブとする
。スラブ厚は製品板厚の１．３〜２．５倍程度か好まし
い。
。分塊での均熱・圧−トはいかなるものであっても構わ
ない。即ち、スラブを冷却した後均熱してもよく、分塊
のまま熱片で均熱炉に装入しＣも良い。１１００〜１２
８０℃て均熱の後、圧延または鍛造によりスラブとする
。スラブ厚は製品板厚の１．３〜２．５倍程度か好まし
い。
スラブは鋼に含有されるＮ １．１および■の一部ある
いは全部か固溶する温度で加熱されることが不可欠であ
る。したかって、スラブ加熱温度を１１００℃以」二と
する。しかし、スラブ加熱温度が高すぎると組織か粗大
化しすき、圧延によっても微細化されにくくなるため、
上限を１２８０℃とする。
いは全部か固溶する温度で加熱されることが不可欠であ
る。したかって、スラブ加熱温度を１１００℃以」二と
する。しかし、スラブ加熱温度が高すぎると組織か粗大
化しすき、圧延によっても微細化されにくくなるため、
上限を１２８０℃とする。
加熱されたスラブは複数パスの圧下により圧延される。
圧下量が多くかつ圧延終了温度か低い程オーステナイト
粒は微細化され、あるいは伸長粒での短径寸法が小さく
なる。圧下量即ちスラブ厚と製品厚の比は２以上が好ま
しい。圧延終了温度が低い程、組織が細分化されるか、
低温となる程度形抵抗が大きく圧延機の負担が大きくな
るため、工業的には７００℃以上が好ましい。
粒は微細化され、あるいは伸長粒での短径寸法が小さく
なる。圧下量即ちスラブ厚と製品厚の比は２以上が好ま
しい。圧延終了温度が低い程、組織が細分化されるか、
低温となる程度形抵抗が大きく圧延機の負担が大きくな
るため、工業的には７００℃以上が好ましい。
圧延された鋼板は冷却され表面手入れの後、焼ならしあ
るいは焼入れのための加熱を行う。加熱温度すなわち焼
入れ温度が高温はとＣｒ、Ｍｏ。
るいは焼入れのための加熱を行う。加熱温度すなわち焼
入れ温度が高温はとＣｒ、Ｍｏ。
Ｎｂ、Ｖ等の添加元素が固溶され、高温強度の向上に有
効に作用する。しかし、通常の焼ならしあるいは焼入れ
の温度より５０℃高い９８０℃でも、オーステナイ）・
粒は粗大化し、焼戻し後には良好な靭性か得られない場
合がある。
効に作用する。しかし、通常の焼ならしあるいは焼入れ
の温度より５０℃高い９８０℃でも、オーステナイ）・
粒は粗大化し、焼戻し後には良好な靭性か得られない場
合がある。
しかし、圧延終了温度と昇温速度に関する系統的な試験
の結果、圧延終了温度に応じた昇温速度範囲で加熱する
ならば、９８０℃においても粗粒が発生せず、均一な微
細粒を得ることが出来ることか分かった。
の結果、圧延終了温度に応じた昇温速度範囲で加熱する
ならば、９８０℃においても粗粒が発生せず、均一な微
細粒を得ることが出来ることか分かった。
０１４％Ｃ−０，２５％５ｔ−０，４５％Ｍｎ −０
，００８％Ｐ −０，００５％Ｓ−２．５８％Ｃｒ−１
．０７％Ｍｏ−０，２３％Ｖ −０，０３９％Ｎｂ
−０，００７％Ａｌ −０００８％Ｎ鋼についての結果
を第１図および第２図に示す。
，００８％Ｐ −０，００５％Ｓ−２．５８％Ｃｒ−１
．０７％Ｍｏ−０，２３％Ｖ −０，０３９％Ｎｂ
−０，００７％Ａｌ −０００８％Ｎ鋼についての結果
を第１図および第２図に示す。
第１図に示すように、高温焼入れ（９８０’Ｃ）で細粒
を得るためには、最適昇温速度範囲が存在する。
を得るためには、最適昇温速度範囲が存在する。
第２図に示すように、」１記の最適昇温速度（ＨＲ）の
範囲は、圧延終了温度（Ｔ、）により変化し、 （１，７０（１〜Ｔｆ） ／３００≧ ｌ ｏｇ （ＨＲ）≧（１４００−Ｔｆ） ／３００で
表される。すなわち、圧延終了温度が低い程、昇温速度
を大きくする必要かあることが明らかである。
範囲は、圧延終了温度（Ｔ、）により変化し、 （１，７０（１〜Ｔｆ） ／３００≧ ｌ ｏｇ （ＨＲ）≧（１４００−Ｔｆ） ／３００で
表される。すなわち、圧延終了温度が低い程、昇温速度
を大きくする必要かあることが明らかである。
第３図に、第２図の圧延終了温度（９００’Ｃ）の場合
につき、焼ならし加熱での昇温速度に対する、焼もどし
く６９０’ＣＸ ３０時間）後のシャルピー遷移温度の
関係を示している。−４０℃以下の優れた破面遷移温度
は第１図の細粒域と全く一致しており、本発明の靭性改
善効果は明らかである。
につき、焼ならし加熱での昇温速度に対する、焼もどし
く６９０’ＣＸ ３０時間）後のシャルピー遷移温度の
関係を示している。−４０℃以下の優れた破面遷移温度
は第１図の細粒域と全く一致しており、本発明の靭性改
善効果は明らかである。
焼入れあるいは焼ならしの後、焼もどしを行ない各種プ
ラントの製作に供せられる。焼もどし条件は特に制限さ
れず、従来の温度範囲（６５０〜ｂ［実 施 例コ 第１表に示す化学成分を有する鋼を第２表に示す条件で
圧延および熱処理した。表中の条件で焼もどし後、オー
ステナイト粒径を測定するとともに、引張試験およびシ
ャルピー試験を行ない、引張強さおよびシャルピー破面
遷移温度を求めた。
ラントの製作に供せられる。焼もどし条件は特に制限さ
れず、従来の温度範囲（６５０〜ｂ［実 施 例コ 第１表に示す化学成分を有する鋼を第２表に示す条件で
圧延および熱処理した。表中の条件で焼もどし後、オー
ステナイト粒径を測定するとともに、引張試験およびシ
ャルピー試験を行ない、引張強さおよびシャルピー破面
遷移温度を求めた。
結果を第２表中に示している。
第２表に示すようにＱ印で示される本発明による場合、
９８０℃以上の高温焼入れ加熱においても均一かつ微細
なオーステナイト粒か得られており、焼もどし後の引張
強さおよび靭性（破面遷移温度）とも良好である。
９８０℃以上の高温焼入れ加熱においても均一かつ微細
なオーステナイト粒か得られており、焼もどし後の引張
強さおよび靭性（破面遷移温度）とも良好である。
これに対し×て示す比較例は、何れも圧延仕上温度から
求められる昇温速度の範囲を外すれているため、γ粒度
か細粒にならず靭性レベルか低いものとなっている。
求められる昇温速度の範囲を外すれているため、γ粒度
か細粒にならず靭性レベルか低いものとなっている。
［発明の効果］
本方法により製造したＣｒ−Ｍｏ鋼板は、繰り返し焼入
れ等の煩雑な工程を経なくても、微細なオーステナイト
粒か得られ、高温焼入れにより高強度化されるにもかか
わらず、通常の焼入れ温度から焼入れだ場合と同等の優
れた靭性が得られる。
れ等の煩雑な工程を経なくても、微細なオーステナイト
粒か得られ、高温焼入れにより高強度化されるにもかか
わらず、通常の焼入れ温度から焼入れだ場合と同等の優
れた靭性が得られる。
優れた高温強度と良好な低温靭性の要求される化学プラ
ントあるいは発電ブランＩ・用銅として極めて有用なも
のであり、工業的価値が高い。
ントあるいは発電ブランＩ・用銅として極めて有用なも
のであり、工業的価値が高い。
第１図は昇温速度と焼ならし後のγ粒の関係を表す図面
、第２図は焼ならしで細粒子を得るための圧延終了温度
と昇温速度の絹合せを示す図面、第３図は焼ならしての
昇温速度とシャルピー破面遷移温度の関係を示す図面で
ある。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫昇溢速崖 Ｃ
’Ｃ／ｈ ） 昇邊し車）Ｉ （’Ｃｙ勢ジ −２０９＝
、第２図は焼ならしで細粒子を得るための圧延終了温度
と昇温速度の絹合せを示す図面、第３図は焼ならしての
昇温速度とシャルピー破面遷移温度の関係を示す図面で
ある。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫昇溢速崖 Ｃ
’Ｃ／ｈ ） 昇邊し車）Ｉ （’Ｃｙ勢ジ −２０９＝
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜１３％、Ｍ
ｏ＋Ｗ：０．３〜３．０％、 Ｖ：０．０３〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下 残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１００〜１２８
０℃に加熱した後圧延し、圧延仕上げ温度（Ｔ＿ｆ）か
ら求められる昇温速度（Ｈ＿Ｒ）の範囲、（１７００−
Ｔ＿ｆ）／３００≧ ｌｏｇ（Ｈ＿Ｒ）≧（１４００−Ｔ＿ｆ）／３００で昇
温した後、焼ならし焼もどしあるいは焼入れ焼もどしを
実施することを特徴とする靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板
の製造方法。 ２、重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％
、Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｃｒ：０．５〜１３％、
Ｍｏ＋Ｗ：０．３〜３．０％、 Ｖ：０．０３〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下 を基本成分とし、さらに、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％を単独で、又はＴｉ：０．００５〜０．０５％と組
合わせて含有し、残Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を
用いることを特徴とする請求項１に記載する靭性の優れ
たＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法。
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| JP63150224A JP2680350B2 (ja) | 1988-06-20 | 1988-06-20 | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
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| JP2680350B2 JP2680350B2 (ja) | 1997-11-19 |
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ID=15492253
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| JP63150224A Expired - Lifetime JP2680350B2 (ja) | 1988-06-20 | 1988-06-20 | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
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