JPS62202020A - Ｂ添加調質鋼の製造方法 - Google Patents
Ｂ添加調質鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS62202020A JPS62202020A JP4395086A JP4395086A JPS62202020A JP S62202020 A JPS62202020 A JP S62202020A JP 4395086 A JP4395086 A JP 4395086A JP 4395086 A JP4395086 A JP 4395086A JP S62202020 A JPS62202020 A JP S62202020A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- heat treatment
- added
- hardenability
- strength
- 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
Links
Landscapes
- 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】
Ｃ産業上の利用分野〕
本発明はＢ添加調質鋼の製造方法に関し更に詳しくは、
微ＩＢのより有効な利用方法に関するものである。
微ＩＢのより有効な利用方法に関するものである。
Ｂは極６’Ｈｔの添加により鋼の焼き入れ性を改善し、
特に強度の向上に有効である。このため、ヘイナイトを
主体とするミクロ組織を有する高張力鋼に広く使用され
ている他、厚肉のボイラー・圧力容器用鋼においてもＢ
の利用が提案され、実用化されている。
特に強度の向上に有効である。このため、ヘイナイトを
主体とするミクロ組織を有する高張力鋼に広く使用され
ている他、厚肉のボイラー・圧力容器用鋼においてもＢ
の利用が提案され、実用化されている。
Ｂの添加による焼き入れ性の向上効果は鋼中でのＢの形
態と深（関係しており、たとえば鉄と鋼第６０年（１９
７４）第１０号頁４８〜６０に述べられるように、窒化
物として析出しない固溶Ｂがオーステナイト（ｒ）粒界
に偏析した場合にのみ焼き入れ性向上効果が得られる。
態と深（関係しており、たとえば鉄と鋼第６０年（１９
７４）第１０号頁４８〜６０に述べられるように、窒化
物として析出しない固溶Ｂがオーステナイト（ｒ）粒界
に偏析した場合にのみ焼き入れ性向上効果が得られる。
このため、Ｂを有効に利用するにはＢと析出物を形成す
るＮを固定する必要があり、Ｂより窒化物を生成し易い
Ａ１．”ｒｉなどが添加される。従来の研究においては
焼き入れ性向上に必要な固溶Ｂを確保するためのＡｌ、
Ｔｉなどの適正添加量を検討したものが多く、これによ
っである程度の成果をあげている。しかしながら、Ｂの
効果を引き出すために多量のＡｊｈＴｉおよびＢの添加
を行っており、この結果、時としてこれらの炭窒化物が
１粒界に粗大析出し脆化や割れの問題を生じている。
るＮを固定する必要があり、Ｂより窒化物を生成し易い
Ａ１．”ｒｉなどが添加される。従来の研究においては
焼き入れ性向上に必要な固溶Ｂを確保するためのＡｌ、
Ｔｉなどの適正添加量を検討したものが多く、これによ
っである程度の成果をあげている。しかしながら、Ｂの
効果を引き出すために多量のＡｊｈＴｉおよびＢの添加
を行っており、この結果、時としてこれらの炭窒化物が
１粒界に粗大析出し脆化や割れの問題を生じている。
本発明はこのようなことから、より少量のＢ。
／ｌの添加によってＡｆｆ、Ｔｉ、Ｂの炭窒化物の粗大
析出による脆化割れを防止し、高強度、高靭性を有する
Ｂ添加鋼を安定して製造することを目的とする。
析出による脆化割れを防止し、高強度、高靭性を有する
Ｂ添加鋼を安定して製造することを目的とする。
本発明は以上の如き問題点を有利に解決するためなされ
たものでその要旨とするところは、重量比にて Ｂ：０．０００２〜ｏ、ｏｏｉｏ％。
たものでその要旨とするところは、重量比にて Ｂ：０．０００２〜ｏ、ｏｏｉｏ％。
Ｓｏｌ Ａｌ： ０．０１０〜０．０４０％。
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％
を基本成分として含有する厚さ２００ｍｍ未満の炭素鋼
及び低合金鋼の調質熱処理時、昇温速度を５０°ｃ／ｈ
〜１５０℃／ｈとして加熱することを特徴とするＢ添加
調質鋼の製造方法に関するものである。
及び低合金鋼の調質熱処理時、昇温速度を５０°ｃ／ｈ
〜１５０℃／ｈとして加熱することを特徴とするＢ添加
調質鋼の製造方法に関するものである。
ここで、各添加元素の範囲を限定した理由を述べる。Ｂ
は前述のようにオーステナイト粒界に偏析し鋼の焼き入
れ性を著しく向上させる。その効果は２ ｐｐｒｎ以上
で観察されるがｌＯｐｐｍを越えて添加すると、一部は
粗大なりＮとして析出しかえって焼き入れ性を損なうほ
か、鋼塊や連鋳スラブの冷却時に表面割れを生じるため
上限を１０ｐｐｍとする。Ａｌは協力な脱酸効果と共に
、本発明のようなり添加鋼においては固溶Ｎを固定しＢ
の効果を高める必須の元素である。そのためには０、０
１０％以上のＳｏｌ、ＡＩ！が必要であるが、０、０４
０％を越えて添加すると粗大なＡＩＮが析出し溶接熱影
響部の延性・靭性低下、スラブの表面割れなどの問題を
生じるので上限を０．０４０％とする。Ｎは鋼中でＡＩ
！と析出物／ｌ’Ｎを形成し細粒化をとおして靭性の向
上に有効であり下限を１０ｐｐｍ （０，００１０％
）とする。しかしながら、多量に含有するとＡＩＮとな
らない固溶ＮがＢＮとなって焼き入れ性の向上に必要な
固溶Ｂが不足するため上限を５０ｐｐｍ （０，００
５０％）とする。
は前述のようにオーステナイト粒界に偏析し鋼の焼き入
れ性を著しく向上させる。その効果は２ ｐｐｒｎ以上
で観察されるがｌＯｐｐｍを越えて添加すると、一部は
粗大なりＮとして析出しかえって焼き入れ性を損なうほ
か、鋼塊や連鋳スラブの冷却時に表面割れを生じるため
上限を１０ｐｐｍとする。Ａｌは協力な脱酸効果と共に
、本発明のようなり添加鋼においては固溶Ｎを固定しＢ
の効果を高める必須の元素である。そのためには０、０
１０％以上のＳｏｌ、ＡＩ！が必要であるが、０、０４
０％を越えて添加すると粗大なＡＩＮが析出し溶接熱影
響部の延性・靭性低下、スラブの表面割れなどの問題を
生じるので上限を０．０４０％とする。Ｎは鋼中でＡＩ
！と析出物／ｌ’Ｎを形成し細粒化をとおして靭性の向
上に有効であり下限を１０ｐｐｍ （０，００１０％
）とする。しかしながら、多量に含有するとＡＩＮとな
らない固溶ＮがＢＮとなって焼き入れ性の向上に必要な
固溶Ｂが不足するため上限を５０ｐｐｍ （０，００
５０％）とする。
しかして本発明は上記Ｂ 、 Ｓｏｌ、 Ａｌ、Ｎを基
本成分として含有する炭素鋼および低合金鋼を対象とす
るもので、炭素鋼とは上記３元素の外にＣ：０．０５〜
０．３５％、 Ｍｎ ： ０．３０〜２．５０％のほか
最大０．７０％、までのＳｉを含有したもの、および低
合金鋼とは上記炭素鋼にさらにＮ ｉ ： ０．２０〜
３．００％、 Ｃｒ ： ０．３０〜５．００％、
Ｍｏ：０．２０〜１．５０％、 Ｃｕ ： ０．０３０
〜１．５００％、Ｎｂ：ｏ、ｏｔｏ〜０．１００％、Ｖ
：０．０３０〜０．３００％。
本成分として含有する炭素鋼および低合金鋼を対象とす
るもので、炭素鋼とは上記３元素の外にＣ：０．０５〜
０．３５％、 Ｍｎ ： ０．３０〜２．５０％のほか
最大０．７０％、までのＳｉを含有したもの、および低
合金鋼とは上記炭素鋼にさらにＮ ｉ ： ０．２０〜
３．００％、 Ｃｒ ： ０．３０〜５．００％、
Ｍｏ：０．２０〜１．５０％、 Ｃｕ ： ０．０３０
〜１．５００％、Ｎｂ：ｏ、ｏｔｏ〜０．１００％、Ｖ
：０．０３０〜０．３００％。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％を一種または二種以上
含有したものである。
含有したものである。
Ｃは鋼のベースの焼き入れ性を確保する元素であり、そ
の下限は０．０５％であるが多いと溶接性や靭性を阻害
するので上限を０．３５％とする。
の下限は０．０５％であるが多いと溶接性や靭性を阻害
するので上限を０．３５％とする。
５ｉはフェライト地を強化する元素として有効であり、
必要に応じて添加するが０．７０％を越えて添加すると
靭性の低下をまねき、かつ鋼板内部の偏析を助長して溶
接性を劣化させるため上限を０．７０％とする。Ｍｎば
強度とともに靭性の向上にも有効な元素であり、特にＣ
とのバランスから靭性を確保するため０．３０％以上の
添加が必要である。しかしながら２．５０％を越えた添
加は効果がないばかりでなく不経済でもあるため上限を
２．５０％とする。Ｎｉは焼き入れ性、靭性の向上に有
効であり、その効果は０．２０％より認められるが高価
であり上限を３．００％とする。ＭｏはＢと共存すると
大幅な焼き入れ性向上効果があり０．２０％以上を添加
するが、多すぎるとＳＲ割れを生じるため、上限を１．
５０％とする。ＣｒはＭＯ及びＢと共存すると焼き入れ
性向上効果が大であり、０．３０％以上の添加でその効
果を生じるが多量添加は効果がなく不経済でもあるので
上限を５．００％とするる。■は析出効果により、特に
高温強度の確保に有利であるので０．０３０％以上を添
加するが、多量の添加は溶接性を損なうので上限を０．
３０％とする。Ｎｂは微量の添加で焼き入れ性向上に効
果をもちｏ、ｏｉｏ％以上を添加するが、上限０．１０
％を越えると溶接性を著しく損なう。ＴｉはＡｌと同様
Ｎを固定し、Ｂの効果を引き出すほか、溶接部の靭性確
保にも有効でありｏ、 ｏ ｏ ｓ％以上で効果をもつ
。しかしながら、多量の添加は粗大な析出物を生じ靭性
を阻害するため上限を０．０５０％とする。Ｃｕも０．
０３０％以上の添加で強度の向上に効果があるが１．５
０％を越えて添加しても効果が無いため、０．０３０〜
１．５０％を添加範囲とする。
必要に応じて添加するが０．７０％を越えて添加すると
靭性の低下をまねき、かつ鋼板内部の偏析を助長して溶
接性を劣化させるため上限を０．７０％とする。Ｍｎば
強度とともに靭性の向上にも有効な元素であり、特にＣ
とのバランスから靭性を確保するため０．３０％以上の
添加が必要である。しかしながら２．５０％を越えた添
加は効果がないばかりでなく不経済でもあるため上限を
２．５０％とする。Ｎｉは焼き入れ性、靭性の向上に有
効であり、その効果は０．２０％より認められるが高価
であり上限を３．００％とする。ＭｏはＢと共存すると
大幅な焼き入れ性向上効果があり０．２０％以上を添加
するが、多すぎるとＳＲ割れを生じるため、上限を１．
５０％とする。ＣｒはＭＯ及びＢと共存すると焼き入れ
性向上効果が大であり、０．３０％以上の添加でその効
果を生じるが多量添加は効果がなく不経済でもあるので
上限を５．００％とするる。■は析出効果により、特に
高温強度の確保に有利であるので０．０３０％以上を添
加するが、多量の添加は溶接性を損なうので上限を０．
３０％とする。Ｎｂは微量の添加で焼き入れ性向上に効
果をもちｏ、ｏｉｏ％以上を添加するが、上限０．１０
％を越えると溶接性を著しく損なう。ＴｉはＡｌと同様
Ｎを固定し、Ｂの効果を引き出すほか、溶接部の靭性確
保にも有効でありｏ、 ｏ ｏ ｓ％以上で効果をもつ
。しかしながら、多量の添加は粗大な析出物を生じ靭性
を阻害するため上限を０．０５０％とする。Ｃｕも０．
０３０％以上の添加で強度の向上に効果があるが１．５
０％を越えて添加しても効果が無いため、０．０３０〜
１．５０％を添加範囲とする。
次に、本発明のポイントとなる調質熱処理時の昇温速度
について述べる。ここで言う調質熱処理とは、Ｂ添加鋼
において、鋼板の最終的な（使用状態での）強度・靭性
などを確保するために行う熱処理をいい、具体的にはそ
の鋼のＡｃ３点以上に加熱したのち大気中放冷（焼なら
し）もしくは水冷などの加速冷却（焼き入れ）を行うこ
とであり、実際の鋼板はさらに必要に応じて焼戻やＰＷ
ＨＴ （溶接後熱処理）を受けた後使用される。また、
極厚鋼板の場合には、この調質熱処理の前に脱水素熱処
理が行われることがあるが、一般には厚板圧延の後直ち
にこの調質熱処理が実施される。本願発明者等は、この
調質熱処理の諸条件について検討した結果、その昇温速
度がＢ添加鋼の焼き入れ性に大きく影響することを見出
した。すなわち第１図に示すごとく、昇温速度を１５０
°ｃ／ｈより遅い緩昇温とＶると鋼の焼き入れ性が一ヒ
がり強度が大幅に向上する。第２図にその鋼のミクロ組
織を示すが、本発明の緩昇温材（Ａ）では焼き入れ性の
向上によりベイナイトを示すのに対し、従来の急速昇温
材（Ｂ）では焼き入れ性が不十分で多数のボリゴナルフ
エライトが発生している。しかして両者の焼き入れ性の
差は、調質熱処理時のγ粒界に偏析する固溶Ｂ量の差に
よるものであり、その原因は以下のように考えられる。
について述べる。ここで言う調質熱処理とは、Ｂ添加鋼
において、鋼板の最終的な（使用状態での）強度・靭性
などを確保するために行う熱処理をいい、具体的にはそ
の鋼のＡｃ３点以上に加熱したのち大気中放冷（焼なら
し）もしくは水冷などの加速冷却（焼き入れ）を行うこ
とであり、実際の鋼板はさらに必要に応じて焼戻やＰＷ
ＨＴ （溶接後熱処理）を受けた後使用される。また、
極厚鋼板の場合には、この調質熱処理の前に脱水素熱処
理が行われることがあるが、一般には厚板圧延の後直ち
にこの調質熱処理が実施される。本願発明者等は、この
調質熱処理の諸条件について検討した結果、その昇温速
度がＢ添加鋼の焼き入れ性に大きく影響することを見出
した。すなわち第１図に示すごとく、昇温速度を１５０
°ｃ／ｈより遅い緩昇温とＶると鋼の焼き入れ性が一ヒ
がり強度が大幅に向上する。第２図にその鋼のミクロ組
織を示すが、本発明の緩昇温材（Ａ）では焼き入れ性の
向上によりベイナイトを示すのに対し、従来の急速昇温
材（Ｂ）では焼き入れ性が不十分で多数のボリゴナルフ
エライトが発生している。しかして両者の焼き入れ性の
差は、調質熱処理時のγ粒界に偏析する固溶Ｂ量の差に
よるものであり、その原因は以下のように考えられる。
すなわち、熱間圧延後常温まで冷却された鋼板において
は、Ｂの多くはＢＮとしてスラブ加熱時に生じた旧γ粒
界に析出している。この析出したＢＮは、調質熱処理の
昇温時にＡ６ ＋ＢＮ→ＡＩＮ＋Ｂの反応により固溶Ｂ
を生成し、固溶Ｂが調質熱処理時のγ粒界に偏析して焼
き入れ性を向上させる。しかしながら、昇温速度が速い
場合にはこの反応を生じる時間が短いため、十分な固溶
Ｂを確保することができず、焼き入れ性は向上しない。
は、Ｂの多くはＢＮとしてスラブ加熱時に生じた旧γ粒
界に析出している。この析出したＢＮは、調質熱処理の
昇温時にＡ６ ＋ＢＮ→ＡＩＮ＋Ｂの反応により固溶Ｂ
を生成し、固溶Ｂが調質熱処理時のγ粒界に偏析して焼
き入れ性を向上させる。しかしながら、昇温速度が速い
場合にはこの反応を生じる時間が短いため、十分な固溶
Ｂを確保することができず、焼き入れ性は向上しない。
第３図にＢのフィッション トラック エツチング写真
を示す。焼き入れ性の高い緩昇温材（Ａ）では、旧γ粒
界上のＢＮがほぼ消失し、新しいγ粒界上にＢの偏析が
みられる。一方、急速昇温材（Ｂ）では旧γ粒界上に多
数のＢＮが残存し新しいｒ粒界上にはＢの偏析がない。
を示す。焼き入れ性の高い緩昇温材（Ａ）では、旧γ粒
界上のＢＮがほぼ消失し、新しいγ粒界上にＢの偏析が
みられる。一方、急速昇温材（Ｂ）では旧γ粒界上に多
数のＢＮが残存し新しいｒ粒界上にはＢの偏析がない。
調質熱処理時の昇温速度は、前述のように１５０°Ｃ／
ｈ以下が必要であるが、余り昇温速度を遅くするのは不
経済であり、実用上５０℃／ｈ〜１５０℃／ｈが適当で
ある。
ｈ以下が必要であるが、余り昇温速度を遅くするのは不
経済であり、実用上５０℃／ｈ〜１５０℃／ｈが適当で
ある。
板厚を２００ ｕ＋未満に限定したのは、鋼板の厚みが
２００ｆｌを越えると、熱処理炉の能力の問題から現実
にこの昇温速度による調質熱処理が行われる場合があり
人為的に昇温速度を制御しなくても適切な昇温速度とな
る場合が多い。しかしながら、厚みが２００ｎ未満の鋼
板においてはｉＩｉ質熱熟熱処理時温速度はこの範囲よ
り迄かに速い。したがって、特に板厚２００酊未溝の鋼
板において、本発明に従って調質熱処理時の昇温速度を
規制することが重要である。
２００ｆｌを越えると、熱処理炉の能力の問題から現実
にこの昇温速度による調質熱処理が行われる場合があり
人為的に昇温速度を制御しなくても適切な昇温速度とな
る場合が多い。しかしながら、厚みが２００ｎ未満の鋼
板においてはｉＩｉ質熱熟熱処理時温速度はこの範囲よ
り迄かに速い。したがって、特に板厚２００酊未溝の鋼
板において、本発明に従って調質熱処理時の昇温速度を
規制することが重要である。
また調質熱処理時の加熱温度は、昇温速度はどにＡｌｘ
の析出に影響を及ぼさないが、高温はど一旦析出したＡ
４Ｎが溶けやすくなるため、ＡＣ３点以上でなるべく低
い温度が好ましく、実操業上の温度管理精度を併せ考え
れば、Ａｃ＝〜Ａｃ、＋１００℃の範囲が好ましい。
の析出に影響を及ぼさないが、高温はど一旦析出したＡ
４Ｎが溶けやすくなるため、ＡＣ３点以上でなるべく低
い温度が好ましく、実操業上の温度管理精度を併せ考え
れば、Ａｃ＝〜Ａｃ、＋１００℃の範囲が好ましい。
なお、調質熱処理の前処理として、熱間圧延のように熱
サイクルに加工が加わるような場合Ａ１＋ＢＮ−ＡｆＮ
＋Ｂの反応がより速やかにおこりやすく好ましい。
サイクルに加工が加わるような場合Ａ１＋ＢＮ−ＡｆＮ
＋Ｂの反応がより速やかにおこりやすく好ましい。
いずれの前処理においても、加熱温度は１０００℃程度
の低温加熱が好ましい。
の低温加熱が好ましい。
しかしてＢ添加調質鋼における熱処理条件の影響に関し
ては、わずかの報告しかない。すなわち、特公昭５３−
２３７６７、特公昭５８−３９８９１があげられる。特
公昭５３−２３７６７はＢ添加鋼において、その効果を
高めるために二回熱処理が有効であり、各々の加熱温度
に最適値があるとしているが、熱処理時の昇温条件に関
しては全（言及がない。また特公昭５８−３９８９１は
Ｃｒ−ＭＯ鋼を対象として、圧延後の冷却速度を１５”
Ｃ／ｈｒ以下にすることを提案しているが、熱処理の昇
温速度に関しては言及がない、 本発明は、Ｂ添加調ｖｗＪの製造において、これら従来
の検討が見落としていた、よりＢの添加効果を際立たせ
る条件番見出したものであり、この条件下でＢの効果が
最大限に利用できることがらＢの添加量やＮを固定する
ためのＡＣＴｉの添加量を従来より減らずことも可能で
ある。この結果、高強度・高靭性鋼板を安定して製造す
ることが容易となる他、Ｂ添加１１質鋼において、時と
して問題となっていたＡｔ’、Ｔｉ、Ｈの炭窒化物の粗
大析出による脆化・割れの問題も解決される。
ては、わずかの報告しかない。すなわち、特公昭５３−
２３７６７、特公昭５８−３９８９１があげられる。特
公昭５３−２３７６７はＢ添加鋼において、その効果を
高めるために二回熱処理が有効であり、各々の加熱温度
に最適値があるとしているが、熱処理時の昇温条件に関
しては全（言及がない。また特公昭５８−３９８９１は
Ｃｒ−ＭＯ鋼を対象として、圧延後の冷却速度を１５”
Ｃ／ｈｒ以下にすることを提案しているが、熱処理の昇
温速度に関しては言及がない、 本発明は、Ｂ添加調ｖｗＪの製造において、これら従来
の検討が見落としていた、よりＢの添加効果を際立たせ
る条件番見出したものであり、この条件下でＢの効果が
最大限に利用できることがらＢの添加量やＮを固定する
ためのＡＣＴｉの添加量を従来より減らずことも可能で
ある。この結果、高強度・高靭性鋼板を安定して製造す
ることが容易となる他、Ｂ添加１１質鋼において、時と
して問題となっていたＡｔ’、Ｔｉ、Ｈの炭窒化物の粗
大析出による脆化・割れの問題も解決される。
第１表に本発明の実施例を比較例とともに示す。
これらの鋼はずべ゛Ｃ転炉で溶製したのらインゴット−
分塊工程もしくは連続鋳造装置を経てスラブとなったも
のを厚板工場にて最終厚みに哲通圧延し、常温まで冷却
後、再度所定の温度に加熱し調質熱処理を行ったもので
ある。第１表中、調質熱処理時昇温速度は３００℃から
８５０℃までの平均昇温速度を示す。また冷Ｊ：１１条
件とは調質熱処理時の冷却条件をいう０羽貫熱処理後、
同表に示す焼戻を実施したのち機械的性質を測定した。
分塊工程もしくは連続鋳造装置を経てスラブとなったも
のを厚板工場にて最終厚みに哲通圧延し、常温まで冷却
後、再度所定の温度に加熱し調質熱処理を行ったもので
ある。第１表中、調質熱処理時昇温速度は３００℃から
８５０℃までの平均昇温速度を示す。また冷Ｊ：１１条
件とは調質熱処理時の冷却条件をいう０羽貫熱処理後、
同表に示す焼戻を実施したのち機械的性質を測定した。
本発明にＪＮつき調質熱処理時の讐温速度を規制したも
のは、いずれもＢ添加による焼き入れ性の向上により高
い強度を示すのに対し、比較例はＢ添加の効果が無く焼
き入れ性が低いため強度が低い。
のは、いずれもＢ添加による焼き入れ性の向上により高
い強度を示すのに対し、比較例はＢ添加の効果が無く焼
き入れ性が低いため強度が低い。
以上述べたように、本発明はＢ添加鋼において、調質熱
処理時の昇温速度を規制することにより、■３の焼き入
れ性向上効果を最大限に発揮させ、より少ないＢ、、ｌ
の添加により綱の強度を確保する方法であり、Ａ１．Ｂ
を多量添加した従来鋼で時として問題となった、これら
の炭窒化物による脆化や割れのおそれの無い高張力鋼や
ボイラー・圧力容器用鋼の製造が可能である。
処理時の昇温速度を規制することにより、■３の焼き入
れ性向上効果を最大限に発揮させ、より少ないＢ、、ｌ
の添加により綱の強度を確保する方法であり、Ａ１．Ｂ
を多量添加した従来鋼で時として問題となった、これら
の炭窒化物による脆化や割れのおそれの無い高張力鋼や
ボイラー・圧力容器用鋼の製造が可能である。
第１図はＢ添加鋼の調質熱処理時における、昇温速度と
強度の関係を示す説明図、第２図はＢ添加鋼のｌλ１１
１熱処理時界温速度と調質熱処理後ミクロｘ、ｎ 織の
関係を示す写真、第３図はＢのフィンジョン トラック
エツチングによるＢの偏析を示ず写１１゜ 特許用１ｆＡ人 新［１本製鐵株武会社代理人 ニー
浦 Ｆ／ｉ 冶 ！！３ 図 手続補正帯（方式） ％式％ １、事件の表示 昭和６１年特許願第 ４３９５０号 ２、発明の名称 Ｂ添加調質鋼の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 東京都千代田区大手町２−６−３氏名（名称）
（６６５）新日本製鐵株式会社代表者 武 １）豊 ４、代理人 〒１０５ 住所 東京都港区新橋四丁目２４番３号昭和６１年５
月２７日 ・６．補正の対象 （イ）明細書の図面の簡単な説明の欄 （ロ） 図面の第２図 （ハ） 図面の第３図 ７、補正の内容 （イ）明細書の図面の簡単な説明の欄を別紙の通り補正
する。 （ロ）図面の第２図を別紙の通り補正する。 （ハ）図面の第３図を別紙の通り補正する。 ４、図面の簡単な説明 第１図はＢ添加鋼の調質熱処理時における、昇温速度と
強度の関係を示す説明図。第２図は第１図の試験片（Ａ
）及び（Ｂ）の調質熱処理後の金属組織の図面に代る写
真で、（Ａ）は第１図の試験片（Ａ）の、（Ｂ）は第１
図の試験片（Ｂ）の拡大金属組織である。第３図は第１
図の試験片（Ａ）及び（Ｂ）の調質熱処理後の試験片の
、ボロンのフィッショントラックエッチングであられ゛
れた金属組織の図面に代る写真で、（Ａ）は第１１図の
試験片（Ａ）の、（Ｂ）は第１図の試験片ＣＢ）の拡大
金属組織である。
強度の関係を示す説明図、第２図はＢ添加鋼のｌλ１１
１熱処理時界温速度と調質熱処理後ミクロｘ、ｎ 織の
関係を示す写真、第３図はＢのフィンジョン トラック
エツチングによるＢの偏析を示ず写１１゜ 特許用１ｆＡ人 新［１本製鐵株武会社代理人 ニー
浦 Ｆ／ｉ 冶 ！！３ 図 手続補正帯（方式） ％式％ １、事件の表示 昭和６１年特許願第 ４３９５０号 ２、発明の名称 Ｂ添加調質鋼の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 東京都千代田区大手町２−６−３氏名（名称）
（６６５）新日本製鐵株式会社代表者 武 １）豊 ４、代理人 〒１０５ 住所 東京都港区新橋四丁目２４番３号昭和６１年５
月２７日 ・６．補正の対象 （イ）明細書の図面の簡単な説明の欄 （ロ） 図面の第２図 （ハ） 図面の第３図 ７、補正の内容 （イ）明細書の図面の簡単な説明の欄を別紙の通り補正
する。 （ロ）図面の第２図を別紙の通り補正する。 （ハ）図面の第３図を別紙の通り補正する。 ４、図面の簡単な説明 第１図はＢ添加鋼の調質熱処理時における、昇温速度と
強度の関係を示す説明図。第２図は第１図の試験片（Ａ
）及び（Ｂ）の調質熱処理後の金属組織の図面に代る写
真で、（Ａ）は第１図の試験片（Ａ）の、（Ｂ）は第１
図の試験片（Ｂ）の拡大金属組織である。第３図は第１
図の試験片（Ａ）及び（Ｂ）の調質熱処理後の試験片の
、ボロンのフィッショントラックエッチングであられ゛
れた金属組織の図面に代る写真で、（Ａ）は第１１図の
試験片（Ａ）の、（Ｂ）は第１図の試験片ＣＢ）の拡大
金属組織である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量比にて Ｂ：０．０００２〜０．００１０％、 Ｓｏｌ Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０
０１０〜０．００５０％ を基本成分として含有する厚さ２００ｍｍ未満の炭素鋼
及び低合金鋼の調質熱処理時、昇温速度を５０℃／ｈ〜
１５０℃／ｈとして加熱することを特徴とするＢ添加調
質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4395086A JPS62202020A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | Ｂ添加調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4395086A JPS62202020A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | Ｂ添加調質鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62202020A true JPS62202020A (ja) | 1987-09-05 |
Family
ID=12677985
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4395086A Pending JPS62202020A (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | Ｂ添加調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62202020A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01240616A (ja) * | 1988-03-18 | 1989-09-26 | Nippon Steel Corp | 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 |
| JPH01319629A (ja) * | 1988-06-20 | 1989-12-25 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-03-03 JP JP4395086A patent/JPS62202020A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01240616A (ja) * | 1988-03-18 | 1989-09-26 | Nippon Steel Corp | 圧力容器用極厚鋼板の製造方法 |
| JPH01319629A (ja) * | 1988-06-20 | 1989-12-25 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1025271B1 (en) | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels wit h superior toughness | |
| JP5177310B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| WO2017181630A1 (zh) | 一种抗氢致开裂压力容器钢板及其制造方法 | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| US4826543A (en) | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking | |
| CN1989266B (zh) | 声各向异性小的焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 | |
| US3673007A (en) | Method for manufacturing a high toughness steel without subjecting it to heat treatment | |
| CN113930665A (zh) | 一种以贝氏体为基体的冷轧高强钢及其制备方法 | |
| JPS6035981B2 (ja) | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JPH01319629A (ja) | 靭性の優れたＣｒ−Ｍｏ鋼板の製造方法 | |
| JPS5831069A (ja) | 高強度高靭性を有する厚肉高張力鋼板 | |
| JPS62202020A (ja) | Ｂ添加調質鋼の製造方法 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004323966A (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6117885B2 (ja) | ||
| CN103320690A (zh) | 一种低碳贝氏体高强度高韧性钢板及其制造方法 | |
| JPS60181229A (ja) | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 | |
| JPS6250547B2 (ja) | ||
| JPS63145711A (ja) | 低温靭性にすぐれる高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0368100B2 (ja) | ||
| JPH0670249B2 (ja) | 靭性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH028322A (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JP2687067B2 (ja) | 優れたクリープ強度と良好な加工性を有する高Ｃｒフェライト鋼板の製造方法 | |
| JPH07268457A (ja) | 高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法 |