JPS5819432A - 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法Info
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- JPS5819432A JPS5819432A JP11597681A JP11597681A JPS5819432A JP S5819432 A JPS5819432 A JP S5819432A JP 11597681 A JP11597681 A JP 11597681A JP 11597681 A JP11597681 A JP 11597681A JP S5819432 A JPS5819432 A JP S5819432A
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- cooled
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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- Mechanical Engineering (AREA)
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- 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】
本発明は、脆性亀裂伝播停止特性の優れ九ライン・ンイ
ゾ哨鋼の製造方法に関するものである。
ゾ哨鋼の製造方法に関するものである。
ｔＩ接鋼・θおよび継目無鋼管材については近年天？ベ
ガスパイプフィンの増加とともに脆性破壊さらには不安
定延性破壊の伝播停止特性が特に注目されている。この
伝播停止特性を評価する方法として米国ノ々ツテル研究
所により提案された１４−ＤＷＴ Ｔ （Ｄｒｏｐ Ｗ
ｅｉｇｂｔ Ｔｅａｒ Ｔｅ５ｔ ）が実際の／Ｉ？イ
ブの破壊特性との対応が良好であると認められＡＰＩ規
格に取や入れられている、この魔性亀裂伝播停止特性の
改善方法として、従来よりＮｂあるいは■添加鋼等でい
わゆるコントロールトローリングに代表されるようにス
ラブを低温加熱し未再結晶温１域での圧延を行なうこと
によって結４粒を微細化させ、さらに圧姑後の冷却時に
Ｎｌ）、Ｖ！＋の炭室化物を析出させるという圧延方法
が広く行なわれている。しかしこの方法では圧延条件を
躍しく制御する丸め生産性の低下が大きく、また加工温
度が低いため継目無鋼管等に適用することは困難である
。
ガスパイプフィンの増加とともに脆性破壊さらには不安
定延性破壊の伝播停止特性が特に注目されている。この
伝播停止特性を評価する方法として米国ノ々ツテル研究
所により提案された１４−ＤＷＴ Ｔ （Ｄｒｏｐ Ｗ
ｅｉｇｂｔ Ｔｅａｒ Ｔｅ５ｔ ）が実際の／Ｉ？イ
ブの破壊特性との対応が良好であると認められＡＰＩ規
格に取や入れられている、この魔性亀裂伝播停止特性の
改善方法として、従来よりＮｂあるいは■添加鋼等でい
わゆるコントロールトローリングに代表されるようにス
ラブを低温加熱し未再結晶温１域での圧延を行なうこと
によって結４粒を微細化させ、さらに圧姑後の冷却時に
Ｎｌ）、Ｖ！＋の炭室化物を析出させるという圧延方法
が広く行なわれている。しかしこの方法では圧延条件を
躍しく制御する丸め生産性の低下が大きく、また加工温
度が低いため継目無鋼管等に適用することは困難である
。
本発明はコントロールトローリングのような敵しい加工
方法を用いず圧延後の焼入れ焼もどし熱処理により脆性
亀裂伝播停止特性の優れ九ライ・ノミイブ用銅を製造す
る方法を提供するものであムすなわち本発明を主熱処理
後のｍ祇が細粒フェライトを主体とした組織となること
を目的として、まｒ再υＧ熱時のオーステナイト結晶粒
の微細化と急速冷却時フェライトの析出核として有効に
南ら（Ｎｂ、 Ａｔ Ｈの利用とα変態時に細粒効果
として励ら（Ｎｉ 、さらにアレスト性能を向上させる
Ｓとの組合ｔによって高強度でかつ脆性亀裂伝播停止ｔ
ｒＦＩ性の優れた鋼材を製造する方法であり、Ａ板の与
でなく１目無鋼管のような腹碓な圧延加工を行う、１，
１ ｒ；にも容易に適用可能である。
方法を用いず圧延後の焼入れ焼もどし熱処理により脆性
亀裂伝播停止特性の優れ九ライ・ノミイブ用銅を製造す
る方法を提供するものであムすなわち本発明を主熱処理
後のｍ祇が細粒フェライトを主体とした組織となること
を目的として、まｒ再υＧ熱時のオーステナイト結晶粒
の微細化と急速冷却時フェライトの析出核として有効に
南ら（Ｎｂ、 Ａｔ Ｈの利用とα変態時に細粒効果
として励ら（Ｎｉ 、さらにアレスト性能を向上させる
Ｓとの組合ｔによって高強度でかつ脆性亀裂伝播停止ｔ
ｒＦＩ性の優れた鋼材を製造する方法であり、Ａ板の与
でなく１目無鋼管のような腹碓な圧延加工を行う、１，
１ ｒ；にも容易に適用可能である。
１材の靭性値の計価方法として従来よりその簡便さから
シャルピー衝撃試験が用いられているハとの試践法は試
販片の採取規定より熱処理後の焼入れ表層ｉ１μは必ら
ずしも評１１さ７’Ｌないため焼入れ六層部を除いた部
分の粗織を平均的に微細化すれば本試嗜法での靭性値は
改善されることになる。
シャルピー衝撃試験が用いられているハとの試践法は試
販片の採取規定より熱処理後の焼入れ表層ｉ１μは必ら
ずしも評１１さ７’Ｌないため焼入れ六層部を除いた部
分の粗織を平均的に微細化すれば本試嗜法での靭性値は
改善されることになる。
したがって組織の微細化に有効に慟らく元素（Ｎｂ等）
単、Ｉ虫でもシャルピー衝撃試験による靭性改善効果は
発揮されるが焼入れ表層部の組織改善は必らｒしも釆し
得ない。すなわち一般的に焼入れ後の組織がフェライト
主体となる成分元素範囲においても焼入れ表層部は冷却
速度が速いため中間段階組織（以下Ｂｔ４１織と記す）
あるいは島状マルテンサイト組織となシやすい、このＢ
ｕ（上部ベイナイト）および島状マルテンサイト組織は
強度を高めるが靭性に関しては有害な組織である。本発
明はフエツ″＋毒粒の微細化と靭性に対して有害となる
埴入れ表層部ΩＨｕあるいは島状マルテンサイト組織の
出現を極力抑えることを目的としてＮｂに加えてＡｔ−
Ｎ、Ｎｉの複合添加と８の添加効果により高強度でかつ
脆性亀裂伝播停止特性の優れ九うインノにイゾ用銅の製
造方法に関するものである。
単、Ｉ虫でもシャルピー衝撃試験による靭性改善効果は
発揮されるが焼入れ表層部の組織改善は必らｒしも釆し
得ない。すなわち一般的に焼入れ後の組織がフェライト
主体となる成分元素範囲においても焼入れ表層部は冷却
速度が速いため中間段階組織（以下Ｂｔ４１織と記す）
あるいは島状マルテンサイト組織となシやすい、このＢ
ｕ（上部ベイナイト）および島状マルテンサイト組織は
強度を高めるが靭性に関しては有害な組織である。本発
明はフエツ″＋毒粒の微細化と靭性に対して有害となる
埴入れ表層部ΩＨｕあるいは島状マルテンサイト組織の
出現を極力抑えることを目的としてＮｂに加えてＡｔ−
Ｎ、Ｎｉの複合添加と８の添加効果により高強度でかつ
脆性亀裂伝播停止特性の優れ九うインノにイゾ用銅の製
造方法に関するものである。
以下に本発明の対象となる鋼の成分および製造上の限定
理由を述べる。
理由を述べる。
０は鋼の強化および焼入れ後の組織の細粒化に必要であ
る丸め下限を０．０４％としたが多すぎるとＢｕおよび
島状マルテンサイト組織の出現により靭性の劣化をきえ
し、ま九溶接性にも悪影響をおよぼすため上限を０．１
８ Ｘとした ８ｉは製鋼トおよび強度上昇に必要である丸め下限を０
．０１ Ｎとしたが多すぎると靭性が劣化するため上限
を０．９０ Ｘとした。
る丸め下限を０．０４％としたが多すぎるとＢｕおよび
島状マルテンサイト組織の出現により靭性の劣化をきえ
し、ま九溶接性にも悪影響をおよぼすため上限を０．１
８ Ｘとした ８ｉは製鋼トおよび強度上昇に必要である丸め下限を０
．０１ Ｎとしたが多すぎると靭性が劣化するため上限
を０．９０ Ｘとした。
Ｍ１社強度上昇および靭性の向上に必要なため下限を０
．３０ Ｎとしたが多すぎると焼入れ性を高め靭性劣化
の原因となるＢｕあるいは島状マルテンサイト組織が出
現しやすくなるため上限をＺＯＯＸとした。
．３０ Ｎとしたが多すぎると焼入れ性を高め靭性劣化
の原因となるＢｕあるいは島状マルテンサイト組織が出
現しやすくなるため上限をＺＯＯＸとした。
Ｎｂ１ｊ熱開成形加工時および再加熱時に析出する炭窒
化物が再オーステナイト化の際の壽−ステナイト結晶粒
の粗大化を防止し、また急速冷却時のα変態核として慟
らき細粒７工ライト組織とならしめるに必要なため下限
を０．００８ Ｎとしたが多すぎてもその効果が飽和す
るため上限を０．０６０〜とした。
化物が再オーステナイト化の際の壽−ステナイト結晶粒
の粗大化を防止し、また急速冷却時のα変態核として慟
らき細粒７工ライト組織とならしめるに必要なため下限
を０．００８ Ｎとしたが多すぎてもその効果が飽和す
るため上限を０．０６０〜とした。
＾１．Ｎは主に焼入れ熱処理での再加熱の際にＡｔＮと
して析出しオーステナイト結１粒の粗大化を防正し、ま
た焼入れ蒔のα変態核として働らき７工ライト粒の細粒
化および焼入れ表層部のＢｕあるいは島状マルテンサイ
ト組織出現を抑えることＫより脆性亀裂伝播停止特性を
向上させる。 Ａｔ 、 Ｎが少ないと上記効果をもた
らすｍｌ析出量が得られないので下限をそれぞれ０．０
３０ Ｎ、α００８０％としたが多すぎるとＡｔは非金
属介在物の増加をもたらし、Ｎは７１７− Ｎの増加に
よりいずれも靭性の劣化原因となるため上限をそれぞれ
０．１ＯＮ。
して析出しオーステナイト結１粒の粗大化を防正し、ま
た焼入れ蒔のα変態核として働らき７工ライト粒の細粒
化および焼入れ表層部のＢｕあるいは島状マルテンサイ
ト組織出現を抑えることＫより脆性亀裂伝播停止特性を
向上させる。 Ａｔ 、 Ｎが少ないと上記効果をもた
らすｍｌ析出量が得られないので下限をそれぞれ０．０
３０ Ｎ、α００８０％としたが多すぎるとＡｔは非金
属介在物の増加をもたらし、Ｎは７１７− Ｎの増加に
よりいずれも靭性の劣化原因となるため上限をそれぞれ
０．１ＯＮ。
０、０２００％とした。
Ｎムは焼入れ時のα変態温度を低下させることにより、
焼入れ後のフェライト粒の微細化が可能である。少なす
ぎるとその効果があられれず多すぎてもその効果は飽和
し、ま九高価である丸め、下限を０．２０Ｘ、上限を２
００Ｘとした。
焼入れ後のフェライト粒の微細化が可能である。少なす
ぎるとその効果があられれず多すぎてもその効果は飽和
し、ま九高価である丸め、下限を０．２０Ｘ、上限を２
００Ｘとした。
８は圧延により仲秋Ａ系介在物となシ脆性亀裂伝播停止
特性を向上させる効果がある。少ないとその効果が現ら
れれない丸め下限をα００８Ｎとしたが多すぎてもその
効果は脆和するため上限を９、０２０ Ｎとした。
特性を向上させる効果がある。少ないとその効果が現ら
れれない丸め下限をα００８Ｎとしたが多すぎてもその
効果は脆和するため上限を９、０２０ Ｎとした。
また以下の元素は１種まえは２棟以上添加するＶは焼も
どし熱処理時に主に炭化物として析出させ強度の増大を
目的とするが少ないと効果がなく多すき゛てもその効果
は飽和するためＯｏ１〜（）１゜九′とした。
どし熱処理時に主に炭化物として析出させ強度の増大を
目的とするが少ないと効果がなく多すき゛てもその効果
は飽和するためＯｏ１〜（）１゜九′とした。
（］「、馬は強度の増大を目的とするが少ないと効果が
なく多すぎると強度が出すぎ靭性は劣化するため、それ
ぞれ０．０５〜１．０ ％、 ０．０５〜０．５０％と
した。
なく多すぎると強度が出すぎ靭性は劣化するため、それ
ぞれ０．０５〜１．０ ％、 ０．０５〜０．５０％と
した。
０へＯｎは硫化物の形態制御により靭性の方向性の減少
あるいけ溶接部靭性の向上を目的とするが少ないと効果
がなく多すぎると（］系介在物の増大をきたし靭性を劣
化させるためそれぞれ０．００７〜０．０７０ Ｘ 、
Ｏ，ＩＪ ０１０〜０．０７０ Ｎとした３、Ｔｉに
ｌ’ｉ炭化物の析出により強要を上昇させるが少ないと
効果がなく多すぎると巨大な窒化物を生成し靭性を低下
させるので０００５〜０．０５ ％とし丸。
あるいけ溶接部靭性の向上を目的とするが少ないと効果
がなく多すぎると（］系介在物の増大をきたし靭性を劣
化させるためそれぞれ０．００７〜０．０７０ Ｘ 、
Ｏ，ＩＪ ０１０〜０．０７０ Ｎとした３、Ｔｉに
ｌ’ｉ炭化物の析出により強要を上昇させるが少ないと
効果がなく多すぎると巨大な窒化物を生成し靭性を低下
させるので０００５〜０．０５ ％とし丸。
Ｏｕは強度を増加させると共に耐候性、耐食性、−１水
素誘起割れ性を与えることを目的とするが少ないと効果
がなく多すぎても効果は飽和するため００５〜０５ＯＮ
とした。
素誘起割れ性を与えることを目的とするが少ないと効果
がなく多すぎても効果は飽和するため００５〜０５ＯＮ
とした。
鋼板％継目無鋼管等に成形加工する熱間加工条件のうち
加熱温度は熱間成形加工前に＃１とんどのＮｂ、Ｉ￥Ｖ
を固溶させておくために充分高くしておかねばならない
、この温度はＯ，ＮとＮｂ、Ａｔ、Ｖの溶解度積に支配
されるが本発明範囲内の０．ＮとＮｂ、鳩Ｖ量であれば
１２００℃以上の温度ですべて固溶し、ま良熱間成形加
工能率上なんら支障を生じないので加熱温度は１２００
℃以上とした。
加熱温度は熱間成形加工前に＃１とんどのＮｂ、Ｉ￥Ｖ
を固溶させておくために充分高くしておかねばならない
、この温度はＯ，ＮとＮｂ、Ａｔ、Ｖの溶解度積に支配
されるが本発明範囲内の０．ＮとＮｂ、鳩Ｖ量であれば
１２００℃以上の温度ですべて固溶し、ま良熱間成形加
工能率上なんら支障を生じないので加熱温度は１２００
℃以上とした。
また本発明はコントロールＰローリングのような低温度
での圧延によるものではなく焼入れ焼もどし熱処理によ
つ゛（鋼板、継目無鋼管等の脆性亀裂伝播停止特性の向
上をはかることを目的とすることから圧延条件は特に限
定しない。この場合の加工方法として圧延、押し出しな
どが用いられるが本発明では加工方法は限定しない。熱
間成形加工終了後熱処理を行なうため−ＩＪｊＡｒｓ点
以下の温度に冷却させる必要があるが冷却速度について
は特に限定しない。またこの場合のＡｒ１点はすべての
オーステナイトが低温変態組織（７エライト、バーライ
ト、ベイナイト、マルテンサイト）Ｋ変態を終了する温
度とする。次いでＡｒ１点以下の温度から再加熱してオ
ーステナイト化する場合、熱間成＋１＜加「中および再
加熱中に析出するＮｂ （ＯＮ ） 、ＡＪＪ〜をオー
ステナイト結晶粒の粗大化防止に、またその後の急速冷
却の際にα変態核として働らかせ、さらにＮ１による細
粒効果によって焼入れ表層部から肉厚中心部にわたシ大
部分を細粒フェライト組織とならしめ脆性亀裂伝播停止
特性を向上させることが口Ｊ能となる。オーステナイト
化温度における保持時間はオーステナイト結晶粒の粗大
化防止のため必＊Ｊｌ！小限にとどめることが望ましい
。また急速冷却時の冷却速度は添加元名により異なるが
冷却後の組織の大部分が細粒フェライトとなるような速
度が必快である。したがって本発明では冷１．ａ速度は
限定しないが空冷より速い速度が望ましい。境入れ後の
焼もどし熱処理１！度は鋼材の靭性を安定させるため４
００ｍ’Ｃ以上は必要であるがＳｃ１．＋貝を超えると
焼もどし本来の意味が失なわれ１１１す るため上限をＡｃ１点以下とし友。
での圧延によるものではなく焼入れ焼もどし熱処理によ
つ゛（鋼板、継目無鋼管等の脆性亀裂伝播停止特性の向
上をはかることを目的とすることから圧延条件は特に限
定しない。この場合の加工方法として圧延、押し出しな
どが用いられるが本発明では加工方法は限定しない。熱
間成形加工終了後熱処理を行なうため−ＩＪｊＡｒｓ点
以下の温度に冷却させる必要があるが冷却速度について
は特に限定しない。またこの場合のＡｒ１点はすべての
オーステナイトが低温変態組織（７エライト、バーライ
ト、ベイナイト、マルテンサイト）Ｋ変態を終了する温
度とする。次いでＡｒ１点以下の温度から再加熱してオ
ーステナイト化する場合、熱間成＋１＜加「中および再
加熱中に析出するＮｂ （ＯＮ ） 、ＡＪＪ〜をオー
ステナイト結晶粒の粗大化防止に、またその後の急速冷
却の際にα変態核として働らかせ、さらにＮ１による細
粒効果によって焼入れ表層部から肉厚中心部にわたシ大
部分を細粒フェライト組織とならしめ脆性亀裂伝播停止
特性を向上させることが口Ｊ能となる。オーステナイト
化温度における保持時間はオーステナイト結晶粒の粗大
化防止のため必＊Ｊｌ！小限にとどめることが望ましい
。また急速冷却時の冷却速度は添加元名により異なるが
冷却後の組織の大部分が細粒フェライトとなるような速
度が必快である。したがって本発明では冷１．ａ速度は
限定しないが空冷より速い速度が望ましい。境入れ後の
焼もどし熱処理１！度は鋼材の靭性を安定させるため４
００ｍ’Ｃ以上は必要であるがＳｃ１．＋貝を超えると
焼もどし本来の意味が失なわれ１１１す るため上限をＡｃ１点以下とし友。
−また焼入れ焼もどし熱処理に用いる装置としては炉加
熱、誘導加熱、火焔輻射、塩浴、金楓浴等があるが本発
明では特に限定しない。しかしながら、誘導加熱装置１
等オーステナイト化に豊する加熱時間が短かい方が本発
明鋼に対して有利となム以上の本発明法により製造され
た脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼板および継目精鋼管
は特に厚肉材のライン・ぐイブ用として有効である。
熱、誘導加熱、火焔輻射、塩浴、金楓浴等があるが本発
明では特に限定しない。しかしながら、誘導加熱装置１
等オーステナイト化に豊する加熱時間が短かい方が本発
明鋼に対して有利となム以上の本発明法により製造され
た脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼板および継目精鋼管
は特に厚肉材のライン・ぐイブ用として有効である。
以下、本発明の−Ｊ施例について説明する。
表１に実施例供試材の化学成分を示し、熱間成形圧延条
件および熱処理条件を表２に示す。熱処理装膚は炉加熱
、 ｊｌ浴、誘導加熱装置を用いた。
件および熱処理条件を表２に示す。熱処理装膚は炉加熱
、 ｊｌ浴、誘導加熱装置を用いた。
脆性亀裂伝播停止特性の１価手段としては、Ｂ−１）
Ｗ ’ｒ ｉ”を行ない、加えてｊｌＥ来から靭性の評
価方法として一般的に汀なわれている２■Ｖノツチシヤ
ルピー衝撃も行った。試験片の採取位置はＢ−■口ｖ
’ｒ ’ｒ ｉｔ全肉厚、シャルピー試禮は肉厚中心部
とした。なおり−Ｄ ’ｗＶ ’ｒ ’ｒについては脆
性亀裂伝播停止特性をより正しく評価するため試験片の
ノツチ部にあらかじめＴｌＧ１１ｉ化ビー１処理を行っ
た後プレスノツチを行った。この方法によりプレスノツ
チだけの場合によく現われる逆破面（ノツチ底から一旦
延性亀裂が発生しその後脆性亀裂に転化）はｉつ丸く現
われなかった。
Ｗ ’ｒ ｉ”を行ない、加えてｊｌＥ来から靭性の評
価方法として一般的に汀なわれている２■Ｖノツチシヤ
ルピー衝撃も行った。試験片の採取位置はＢ−■口ｖ
’ｒ ’ｒ ｉｔ全肉厚、シャルピー試禮は肉厚中心部
とした。なおり−Ｄ ’ｗＶ ’ｒ ’ｒについては脆
性亀裂伝播停止特性をより正しく評価するため試験片の
ノツチ部にあらかじめＴｌＧ１１ｉ化ビー１処理を行っ
た後プレスノツチを行った。この方法によりプレスノツ
チだけの場合によく現われる逆破面（ノツチ底から一旦
延性亀裂が発生しその後脆性亀裂に転化）はｉつ丸く現
われなかった。
弐３にシャルピー試験、Ｂ−ＤＷＴＴ、引張試験結果を
示す、同表から明らか表ように焼入れ表Ｂ−ＤＷＴ’ｌ
’では比較鋼に比らべ本発明鋼が大幅に改善されること
がわかる。
示す、同表から明らか表ように焼入れ表Ｂ−ＤＷＴ’ｌ
’では比較鋼に比らべ本発明鋼が大幅に改善されること
がわかる。
すなわち本発」によれば、Ｎｈ、ＡＩ−ＮおよびＮｉに
よる７工ライト粒の細粒効果に併わせ、従来ではなし得
なかった焼入れ表層部の組織改善力五可Ｓヒとなり、さ
らに加えてＳによる改善効果を組み合せることによって
コント田−ルトローリングのような低温度域での厳しい
圧嬌法によらず通常行う焼入れ焼もどし熱処理法で脆性
亀裂伝播停止特性の優れたライン／ｌ（プ用銅の製造が
可能となる。
よる７工ライト粒の細粒効果に併わせ、従来ではなし得
なかった焼入れ表層部の組織改善力五可Ｓヒとなり、さ
らに加えてＳによる改善効果を組み合せることによって
コント田−ルトローリングのような低温度域での厳しい
圧嬌法によらず通常行う焼入れ焼もどし熱処理法で脆性
亀裂伝播停止特性の優れたライン／ｌ（プ用銅の製造が
可能となる。
第１図は鋼中Ｎ Ｅ−有鎗とシャルピー特性、ＤＷ ’
ｌ’ Ｔ特性の関係を示す図である。
ｌ’ Ｔ特性の関係を示す図である。
Claims (3)
- （１）Ｏ：α０４〜０．１８％、８ｉ：０．０１〜０．
９０％、Ｍｅ： ０．３０−２００％、Ｎｂ：αＯＯＳ
〜０．０６０九、Ａｔ：ｏ、ｏｓ〜α１０％、Ｎ：０．
００８０〜α０２００％と、■：α０１〜０．１０Ｘ、
Ｏｕ： ０．０ ト０．５０Ｘ、Ｏｒ：α０５〜１．０
Ｘ％ＭＯ：α０５〜部Ｏ％、Ｔｌ：αＯ０５〜０．０５
０ Ｘ％Ｏ＠：０．０Ｇ７〜α０７０％、０１：α００
１０〜０．０７０ ％の１槙または２種以上を目的に応
じて含有し、その他止むを得ざる不純物を含有する鋼を
１２００℃以上の温度に加熱し引き続き熱間加工を行っ
たのちＡｒｔ変態点以下の温度に冷却して再びオーステ
ナイト化し九のち空冷速度より速い速度で常温近くまで
冷却後４００℃〜Ａｃｌ変態点の温度に加熱焼もどし熱
処理を行ない大部分を細粒フェライト組織とならしめる
ことを特徴とした脆性亀裂伝播停止特性の優れたライン
ノＲイッ用鋼の製造方法。 - （２） Ｏ： Ｑ、０４〜１１１８Ｎ、 ８ｉ：
α０１〜０．９ＯＮ、Ｍｎ： ０．３０−２−００８、
Ｎｂ：ａＯ０８〜ａ０６Ｇ％、Ｍ ： ０．０３〜０．
１０Ｘ、 Ｎ ： ０．００８ Ｇ−０，０２００ｘと
、Ｖ ： （１０１〜ａｌ ＯＸ％Ｏｕ： ０．０５〜
０．５０Ｘ、Ｏｒ：α０５〜１．ＯＮ、 Ｍｏ： α０
５〜０．５０〜、Ｔｌ： ０．Ｏ０５〜ａ０５０Ｘ、Ｏ
ｅ： ０．００７〜０、０７０ ｋ、Ｏａ： ０．００
１Ｇ−０，０７０ＸＯ１１１有する鋼を１０００℃以上
の温度に加熱し引き続で常温近くまで冷却壁４０００〜
Ａｃ１変態点の温度に加熱焼もどし熱処理を行ない大部
分を細粒７工ライト組織とならしめることを特徴とした
脆性亀裂伝播停止特性の優れ九うインノぞイブ用鋼の製
造方法。 - （３） ０ ： ０．０４〜０．１８ Ｘ、Ｓｌ：０
．０１〜０．９０Ｘ 、 Ｍｎ： ０．３０〜２．０
ＯＮ 、 Ｎｂ： ０．００８〜Ｏ，０６０％１Ｍ：
α０３〜αｌ０ＸＮ：０．００８０〜００２００Ｘと、
ｖ：α０１〜０．１０Ｘ％Ｏｕ： ０．０５−０．５０
Ｘ、 Ｏｒ： α０５〜１．０ Ｘ、 Ｍｏ：
０．０５ ′−０、５０Ｘ、 Ｔｌ：α０Ｇ５〜α
０５０％の１種または２種以Ｅを目的に応じて含有し、
さらにＮｉ：０．２０〜ＺＯＯＸ％Ｓ：αＯＯＳ〜０．
０２０ Ｎとその他止むを得ざる不純物を含有する鋼を
１２００℃以上の温度に加熱し引き続き熱間加工を行っ
たのちＡｒｌ変趨点以下の温度に冷却して再びオーステ
ナイト化したのち空冷、剣度より速い速度で常温近くま
で冷却後４００℃〜ＡＣ１変態点の温ＷＩＬＫ加熱焼も
どし熱処理を行ない大部分を細粒フェライト１稙となら
しめることを特徴とした脆性亀裂伝播停止特性の優れた
ラインパイプ用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11597681A JPS5819432A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11597681A JPS5819432A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5819432A true JPS5819432A (ja) | 1983-02-04 |
Family
ID=14675786
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11597681A Pending JPS5819432A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5819432A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61235534A (ja) * | 1985-04-09 | 1986-10-20 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 |
| JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
| JPH04358025A (ja) * | 1991-02-07 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 細粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造方法 |
| JPH05271860A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 |
| CN104789894A (zh) * | 2015-04-04 | 2015-07-22 | 王文姣 | 一种高强度汽车保险杠的热处理方法及该高强度汽车保险杠 |
| CN105586530A (zh) * | 2015-04-04 | 2016-05-18 | 王文姣 | 一种汽车保险杠及其制备方法 |
| CN112159924A (zh) * | 2020-09-09 | 2021-01-01 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种低硬度高强度高级别管线钢及其生产方法 |
-
1981
- 1981-07-24 JP JP11597681A patent/JPS5819432A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61235534A (ja) * | 1985-04-09 | 1986-10-20 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 |
| JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
| JPH04358025A (ja) * | 1991-02-07 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 細粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造方法 |
| JPH05271860A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊特性の良好な構造用鋼とその製造方法 |
| CN104789894A (zh) * | 2015-04-04 | 2015-07-22 | 王文姣 | 一种高强度汽车保险杠的热处理方法及该高强度汽车保险杠 |
| CN105586530A (zh) * | 2015-04-04 | 2016-05-18 | 王文姣 | 一种汽车保险杠及其制备方法 |
| CN112159924A (zh) * | 2020-09-09 | 2021-01-01 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种低硬度高强度高级别管线钢及其生产方法 |
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