JPS5944366B2 - 粒界脆化の少い鋼材の製造法 - Google Patents
粒界脆化の少い鋼材の製造法Info
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- JPS5944366B2 JPS5944366B2 JP9412177A JP9412177A JPS5944366B2 JP S5944366 B2 JPS5944366 B2 JP S5944366B2 JP 9412177 A JP9412177 A JP 9412177A JP 9412177 A JP9412177 A JP 9412177A JP S5944366 B2 JPS5944366 B2 JP S5944366B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は粒界にＰ、Ｓｎ、Ｓｂなどの不純物が偏析し
ても粒界炭・窒化物あるいは粒界周辺のＳｉおよびＴｉ
濃度を制御することにより粒界脆化を軽減あるいは防止
するようにした鋼材の製造法に関するものである。
ても粒界炭・窒化物あるいは粒界周辺のＳｉおよびＴｉ
濃度を制御することにより粒界脆化を軽減あるいは防止
するようにした鋼材の製造法に関するものである。
従来からＰ、Ｓｎ、Ｓｂ等の不純物元素を含む低合金
鋼においては焼戻脆性が生じ、靭性の著しい低下を招く
ことが知られている。
鋼においては焼戻脆性が生じ、靭性の著しい低下を招く
ことが知られている。
これらの脆化の原因はＰ、Ｓｎ、Ｓｂ等の不純物元素が
粒界に偏析することにより粒界エネルギーが低下するた
めであり、そのためにはまずＰ、Ｓｎ、Ｓｂ等の含有量
を極力少なくすることが必要である。更にこれらの元素
の粒界偏析量はＭｎ、Ｎｉなどの合金元素、結晶粒度、
組織などにより影響をうけることはよく知られた事実で
あり、また粒界炭化物の析出にも関連することが示され
ている。 本発明者等はこのような鋼の脆化の研究にお
いて脆化処理後の２ｖｔｍＶノツチシャルピー試験にお
ける遷移温度の上昇Δ’ｖＴｒｓと粒界不純物濃度ＣＢ
の関係、ΔｖＴｒｓ■αＣＢ＋βにおいてαが変わるこ
とを見出した。
粒界に偏析することにより粒界エネルギーが低下するた
めであり、そのためにはまずＰ、Ｓｎ、Ｓｂ等の含有量
を極力少なくすることが必要である。更にこれらの元素
の粒界偏析量はＭｎ、Ｎｉなどの合金元素、結晶粒度、
組織などにより影響をうけることはよく知られた事実で
あり、また粒界炭化物の析出にも関連することが示され
ている。 本発明者等はこのような鋼の脆化の研究にお
いて脆化処理後の２ｖｔｍＶノツチシャルピー試験にお
ける遷移温度の上昇Δ’ｖＴｒｓと粒界不純物濃度ＣＢ
の関係、ΔｖＴｒｓ■αＣＢ＋βにおいてαが変わるこ
とを見出した。
第１図は１例として２乙Ｃｒ−ＩＭｏ鋼（化学成分を
第１表に示す）におけるＳｉの影響を解析した結果であ
る。
第１表に示す）におけるＳｉの影響を解析した結果であ
る。
Ｓｉ量を減らすと焼戻脆化が軽減されることは良く知ら
れた事実であるが、その機構はよくわかっていない。本
発明者らの解析によればＳｉ量はＰの粒界偏析量を変え
ることもなければＳｉ単独で脆化を大きくすることもな
い。上式においてαを大きくすることでＰによる粒界脆
化を助長していることが明らかになった。第２図は１例
としてＳｉ−Ｍｎ鋼（化学成分を第２表に示す）におけ
るＢの影響を解析したものであるが、粒界にＢＮが析出
すると同一Ｐの粒界偏析量に対し脆化が非常に大きくな
ることが明らかである。この原因は粒界偏析Ｂではなく
粒界に細叫氷か＜（０．２μ以下）析出したＢの析出物
（この場合はＢＮ）である。従って粒界析出物がαを大
きくすることがわかった。従ってこのような析出物は極
力減らさねばならない。本発明者らはこのように同じだ
けのＰの粒界偏析があっても脆化は大きくもなるし、小
さくもなる（αが変わる）ことを見出した。
れた事実であるが、その機構はよくわかっていない。本
発明者らの解析によればＳｉ量はＰの粒界偏析量を変え
ることもなければＳｉ単独で脆化を大きくすることもな
い。上式においてαを大きくすることでＰによる粒界脆
化を助長していることが明らかになった。第２図は１例
としてＳｉ−Ｍｎ鋼（化学成分を第２表に示す）におけ
るＢの影響を解析したものであるが、粒界にＢＮが析出
すると同一Ｐの粒界偏析量に対し脆化が非常に大きくな
ることが明らかである。この原因は粒界偏析Ｂではなく
粒界に細叫氷か＜（０．２μ以下）析出したＢの析出物
（この場合はＢＮ）である。従って粒界析出物がαを大
きくすることがわかった。従ってこのような析出物は極
力減らさねばならない。本発明者らはこのように同じだ
けのＰの粒界偏析があっても脆化は大きくもなるし、小
さくもなる（αが変わる）ことを見出した。
このαは粒界周辺の応力緩和のしやすさと対応しており
、粒界に微細な炭化物、窒化物あるいはＳｉ，Ｔｉの偏
析などがあると大きくなる。一方Ｐ，Ｓｎ，Ｓｂなどは
粒界の極く近傍（〈１０人）にのみ偏析しており粒界エ
ネルギーを下げることで脆化を大きくし、応力緩和を妨
げることは考えにくい。従って粒界周辺の応力緩和を妨
げているものを極力取のぞけばＰなどの粒界偏析があっ
ても粒界脆化は防止あるいは軽減できる。本発明は、こ
のような知見に基づくもので、Ｐを０．００５重量％以
上０．０５重量％以下含み、かつＣＯ．２Ｏ％以下、Ｓ
ｉＯ．５％以下、Ｍｎ２．Ｏ％以下（いずれも重量％）
を含む低合金鋼を、焼入れ、焼もどし、直接焼入れ、焼
戻しまたは圧延後急冷ままで製造する際、オーステナイ
ト中で、ＢＮ，ＡＡＮ，ＴｉＮなとの窒化物が粒内析出
する温度に保持し、またはＴｉＣ，Ｖ４Ｃ３，ＮｂＣな
どの炭化物が粒内析出する６５０゜Ｃ以上Ａ３点以下の
温度に保持し、冷却まま、またはこれを焼もどしたとき
粒界上の直径０．２μｍ以下の炭窒化物を粒界のＣ＋Ｎ
濃度にして０．０５重量％以下にすることを特徴とする
粒界脆化の少い鋼材の製造法に関するものである。
、粒界に微細な炭化物、窒化物あるいはＳｉ，Ｔｉの偏
析などがあると大きくなる。一方Ｐ，Ｓｎ，Ｓｂなどは
粒界の極く近傍（〈１０人）にのみ偏析しており粒界エ
ネルギーを下げることで脆化を大きくし、応力緩和を妨
げることは考えにくい。従って粒界周辺の応力緩和を妨
げているものを極力取のぞけばＰなどの粒界偏析があっ
ても粒界脆化は防止あるいは軽減できる。本発明は、こ
のような知見に基づくもので、Ｐを０．００５重量％以
上０．０５重量％以下含み、かつＣＯ．２Ｏ％以下、Ｓ
ｉＯ．５％以下、Ｍｎ２．Ｏ％以下（いずれも重量％）
を含む低合金鋼を、焼入れ、焼もどし、直接焼入れ、焼
戻しまたは圧延後急冷ままで製造する際、オーステナイ
ト中で、ＢＮ，ＡＡＮ，ＴｉＮなとの窒化物が粒内析出
する温度に保持し、またはＴｉＣ，Ｖ４Ｃ３，ＮｂＣな
どの炭化物が粒内析出する６５０゜Ｃ以上Ａ３点以下の
温度に保持し、冷却まま、またはこれを焼もどしたとき
粒界上の直径０．２μｍ以下の炭窒化物を粒界のＣ＋Ｎ
濃度にして０．０５重量％以下にすることを特徴とする
粒界脆化の少い鋼材の製造法に関するものである。
本発明の適用し得る鋼種は、Ｐを０．００５重量％以上
０．０５重量％以下含む鋼であればよいが、特に好まし
い成分はＣＯ．２Ｏ％以下、ＳｉＯ．５％以下、Ｍｎ２
．Ｏ％以下、さらに必要に応じてＣｒｌＯ％以下、Ｎｉ
ｌＯ％以下、ＭＯｌ．５％以下、ＣｕＯ．５％以下、Ｚ
ｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ａｌをそれぞれ０．２％以下（い
ずれも重量％）を選択的に含有する炭素鋼あるいは合金
鋼が好ましい。
０．０５重量％以下含む鋼であればよいが、特に好まし
い成分はＣＯ．２Ｏ％以下、ＳｉＯ．５％以下、Ｍｎ２
．Ｏ％以下、さらに必要に応じてＣｒｌＯ％以下、Ｎｉ
ｌＯ％以下、ＭＯｌ．５％以下、ＣｕＯ．５％以下、Ｚ
ｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ａｌをそれぞれ０．２％以下（い
ずれも重量％）を選択的に含有する炭素鋼あるいは合金
鋼が好ましい。
なお本発明は上記成分の鋼においてＰ以外にもＳｎ，Ｓ
ｂ等の粒界脆化元素を少くとも１種以上含み、粒界脆化
が問題になる鋼についても適用可能である。また熱処理
としては焼入れ、焼もどし、直接焼入れ焼もどし、また
は圧延後急冷等々如何なる熱処理でもよいが、特に製造
時に４００〜６００熱Ｃの間の温度域を徐冷またはこの
間の温度域に保定される鋼材および４００〜６００℃の
温度で使用されるものが特に対象になる。次に粒界上の
炭窒化物の直径を０．２μｍ以下に限定した理由は、第
２図に示すＢＮは大部分が０．２μｍ以下のものであり
、一般にそれ以上の大きさのものは数が非常に少くなる
ので応力緩和には影響しないからであり、また他のＡＩ
ｌＮ，ＴｉＮなとの析出物についても同様のことが云え
るからである。
ｂ等の粒界脆化元素を少くとも１種以上含み、粒界脆化
が問題になる鋼についても適用可能である。また熱処理
としては焼入れ、焼もどし、直接焼入れ焼もどし、また
は圧延後急冷等々如何なる熱処理でもよいが、特に製造
時に４００〜６００熱Ｃの間の温度域を徐冷またはこの
間の温度域に保定される鋼材および４００〜６００℃の
温度で使用されるものが特に対象になる。次に粒界上の
炭窒化物の直径を０．２μｍ以下に限定した理由は、第
２図に示すＢＮは大部分が０．２μｍ以下のものであり
、一般にそれ以上の大きさのものは数が非常に少くなる
ので応力緩和には影響しないからであり、また他のＡＩ
ｌＮ，ＴｉＮなとの析出物についても同様のことが云え
るからである。
また析出物量を粒界のＣ＋Ｎ濃度にして０．０５重量％
以下に限定したのは、αと粒界Ｎ濃度（これはオージュ
分析などで測定できる）との関係を調べるとαが大きく
なるのは粒界Ｎ濃度０．０５％以上の窒化物があると顕
著であるからである。同様のことは炭化物についても云
え、αを大きくするものは窒化物の場合より小さく直径
０．０２５μｍ以下のものであり、その量は粒界Ｃ濃度
に換算して０．０５％になると顕著になる。本発明は前
記のように粒界炭化物、窒化物を少くすることを特徴と
した鋼材の製造法に関するものであるが、先ず、ＢＮな
との窒化物については、１）粒界Ｎ濃度にして０．０５
％以下になるように含有Ｂ，ＡＡ，Ｔｉ，Ｎ量を制限す
る。これは実際に粒界Ｎ濃度が測定できる（オージエ分
析などにより）ので判定可能である。またこの場合鋼を
１０００℃以下に加熱する場合にはＮ（３Ａ− ＴｉＰ
Ａ／ ３．４−Ａｌ％／４−Ｂ％く０．００３％に従い
Ｎ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ量を制限すればよく、また１２５０
℃以下１０００℃以上の加熱ではＮＰＡ− Ｔｉ（４／
３．４− Ａ７％／４≦０．００３％に従い、Ｎ，Ｔｉ
，Ａｌ量を制限し、Ｂ量は最大固溶Ｎ量に見合った０．
００２％以下にする。
以下に限定したのは、αと粒界Ｎ濃度（これはオージュ
分析などで測定できる）との関係を調べるとαが大きく
なるのは粒界Ｎ濃度０．０５％以上の窒化物があると顕
著であるからである。同様のことは炭化物についても云
え、αを大きくするものは窒化物の場合より小さく直径
０．０２５μｍ以下のものであり、その量は粒界Ｃ濃度
に換算して０．０５％になると顕著になる。本発明は前
記のように粒界炭化物、窒化物を少くすることを特徴と
した鋼材の製造法に関するものであるが、先ず、ＢＮな
との窒化物については、１）粒界Ｎ濃度にして０．０５
％以下になるように含有Ｂ，ＡＡ，Ｔｉ，Ｎ量を制限す
る。これは実際に粒界Ｎ濃度が測定できる（オージエ分
析などにより）ので判定可能である。またこの場合鋼を
１０００℃以下に加熱する場合にはＮ（３Ａ− ＴｉＰ
Ａ／ ３．４−Ａｌ％／４−Ｂ％く０．００３％に従い
Ｎ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ量を制限すればよく、また１２５０
℃以下１０００℃以上の加熱ではＮＰＡ− Ｔｉ（４／
３．４− Ａ７％／４≦０．００３％に従い、Ｎ，Ｔｉ
，Ａｌ量を制限し、Ｂ量は最大固溶Ｎ量に見合った０．
００２％以下にする。
また１４００合Ｃ以下１２５０℃以上の加熱ではＮ（％
一ＴｉＫ／３．４≦０．００３％ に従い含有Ｎ，Ｔｉ量を制限し含有Ｂ量は０００２％以
下に制限する。
一ＴｉＫ／３．４≦０．００３％ に従い含有Ｎ，Ｔｉ量を制限し含有Ｂ量は０００２％以
下に制限する。
さらに１４００℃以上では含有Ｎ量を０．００３％以下
にすることが必要であり、またＢ量は０．００２％以下
に制限することが必要である。２）熱処理および熱間加
工による場合には析出物がＢＮのときは１０００℃以下
Ａ３点以上で１分以上保持するか、この温度領域を４℃
／Ｓ以下の冷却速度で冷却する。
にすることが必要であり、またＢ量は０．００２％以下
に制限することが必要である。２）熱処理および熱間加
工による場合には析出物がＢＮのときは１０００℃以下
Ａ３点以上で１分以上保持するか、この温度領域を４℃
／Ｓ以下の冷却速度で冷却する。
またこの温度域で２０％以上の熱間加工か圧延を行う。
またＡｌＮ，ＴｉＮの場合には１０００℃以下Ａ３点以
上で１０分以上保持するか、この温度域を０．４℃／Ｓ
以下の冷却温度で冷却する。またこの温度域で２０％以
上の熱間加工か圧延を行う。等で実現できる。
またＡｌＮ，ＴｉＮの場合には１０００℃以下Ａ３点以
上で１０分以上保持するか、この温度域を０．４℃／Ｓ
以下の冷却温度で冷却する。またこの温度域で２０％以
上の熱間加工か圧延を行う。等で実現できる。
次に炭化物については、
１） 固溶Ｃ濃度がその全部が粒界に析出しても粒界Ｃ
濃度が０．０５％以下になるようにあらかじめ粒内に析
出しておく。
濃度が０．０５％以下になるようにあらかじめ粒内に析
出しておく。
実際には９５０℃以下、Ａ３点以上の未再結晶オーステ
ナイト域で３０％以上の熱間加工および圧延を行い直ち
に焼入れし、粒内に欠陥を導入し、焼戻し粒内析出を起
させる。焼戻しは３０〇一Ａ３点までのいずれの温度域
でもよい。＠ 焼入れ途中の（Ａｒｓ２Ｏ℃〕以内の温
度に５分以内保持するか、０．０５℃／Ｓ以上の冷却速
度で冷却し、この温度域以下では直ちに水焼入れする。
ナイト域で３０％以上の熱間加工および圧延を行い直ち
に焼入れし、粒内に欠陥を導入し、焼戻し粒内析出を起
させる。焼戻しは３０〇一Ａ３点までのいずれの温度域
でもよい。＠ 焼入れ途中の（Ａｒｓ２Ｏ℃〕以内の温
度に５分以内保持するか、０．０５℃／Ｓ以上の冷却速
度で冷却し、この温度域以下では直ちに水焼入れする。
これは粒界にフエライトおよびペイナイトを生成させ、
粒界炭化物の析出を抑制するためである。この場合析出
温度は４００℃以下でもよい。２）よく知られているよ
うにＴｉ，Ｎｂ，Ｖなどを添加して６５０℃以上Ａ３点
以下の温度で３０秒以上加熱し、あらかじめＣを’Ｒｉ
ｃ，ｖ，ｃ３，ＮｂＣとして粒内に析出させ、かつ過剰
のＴｉ，Ｎｂ，Ｖが粒界に偏析しないように各各化学当
量以上は含有させないようにすること、ＴｉＣ，ＮｂＣ
については１２５０℃以上に加熱し、十分に固溶させた
後、未再結晶温度域９５０℃以下Ａ３点以上の温度域で
３０％以上の熱間加工を行い、オーステナイト粒内析出
を起させ、かつ過剰のＴｉ，Ｎｂが粒界に偏析しないよ
うに各各化学当量以上は含有させないようにすること等
で実現できる。
粒界炭化物の析出を抑制するためである。この場合析出
温度は４００℃以下でもよい。２）よく知られているよ
うにＴｉ，Ｎｂ，Ｖなどを添加して６５０℃以上Ａ３点
以下の温度で３０秒以上加熱し、あらかじめＣを’Ｒｉ
ｃ，ｖ，ｃ３，ＮｂＣとして粒内に析出させ、かつ過剰
のＴｉ，Ｎｂ，Ｖが粒界に偏析しないように各各化学当
量以上は含有させないようにすること、ＴｉＣ，ＮｂＣ
については１２５０℃以上に加熱し、十分に固溶させた
後、未再結晶温度域９５０℃以下Ａ３点以上の温度域で
３０％以上の熱間加工を行い、オーステナイト粒内析出
を起させ、かつ過剰のＴｉ，Ｎｂが粒界に偏析しないよ
うに各各化学当量以上は含有させないようにすること等
で実現できる。
次に本発明の実柿例について説明する。
実柿例 １
第３表の成分Ａを有する鋼を１２５０℃に加熱後焼入れ
、６５０℃で焼戻したものを５００熱Ｃｎ＊１００ｈｒ
脆化すると第３図（ＨＱＴ）に示すように大きな脆化を
示す。
、６５０℃で焼戻したものを５００熱Ｃｎ＊１００ｈｒ
脆化すると第３図（ＨＱＴ）に示すように大きな脆化を
示す。
脆化処理材の粒界にはＰの偏析と同時に粒界Ｎ濃度にし
て０．０６％のＢＮの析出がみられる。直径０２μｍ以
下の粒界炭化物は粒界Ｃ濃度にして０．０３％であり、
粒！’ ＋Ｎ濃度は０．０９％となり本発明条件を満足
していない。成分Ｂはこのような粒界ＢＮの析出が起ら
ないようにＢ含有量を０．０００２％以下にしたもので
あり、このような成分にすると粒界Ｎ濃度はほ１ とん
どＯになり直径０．２μｍ以下の炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ
濃度は０．０３％となり第３図に示すように粒界脆化が
大幅に軽減される。なお９５０℃加熱焼入れ焼戻材は９
５０℃においてＢＮが粒内に析出しているので成分Ａで
も脆化は大きくなく、従って成分ＢのようにＢ含有量を
減少させても脆化の程度は変わらない。実捲例 ２ 第４図は第３表の成分を有する鋼を１２５０℃に加熱後
焼入れし５００℃で１ｈｒ焼戻した材料の遅れ破壊特性
を示す。
て０．０６％のＢＮの析出がみられる。直径０２μｍ以
下の粒界炭化物は粒界Ｃ濃度にして０．０３％であり、
粒！’ ＋Ｎ濃度は０．０９％となり本発明条件を満足
していない。成分Ｂはこのような粒界ＢＮの析出が起ら
ないようにＢ含有量を０．０００２％以下にしたもので
あり、このような成分にすると粒界Ｎ濃度はほ１ とん
どＯになり直径０．２μｍ以下の炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ
濃度は０．０３％となり第３図に示すように粒界脆化が
大幅に軽減される。なお９５０℃加熱焼入れ焼戻材は９
５０℃においてＢＮが粒内に析出しているので成分Ａで
も脆化は大きくなく、従って成分ＢのようにＢ含有量を
減少させても脆化の程度は変わらない。実捲例 ２ 第４図は第３表の成分を有する鋼を１２５０℃に加熱後
焼入れし５００℃で１ｈｒ焼戻した材料の遅れ破壊特性
を示す。
鋼Ｂにくらべ鋼Ａは粒界にＢＮが析出しているため直径
０．２μｍ以下の粒界炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ濃度は０．
１０％であり粒界脆化を生じ遅れ破壊特性が低下してい
る。しかしオーステナイト中で保持しＢＮを粒内に析出
させ粒界にＢＮが析出しないようにすると直径０．２μ
ｍ以下の粒界炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ濃度は０．０４％と
なり粒界周辺の応力緩和が阻害されなくなり、図に示す
ように遅れ破壊特性は改善される。実櫂例 ３第５図は
２ ′／４Ｃｒ−ＩＭＯ鋼（化学成分は第１表に示す。
０．２μｍ以下の粒界炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ濃度は０．
１０％であり粒界脆化を生じ遅れ破壊特性が低下してい
る。しかしオーステナイト中で保持しＢＮを粒内に析出
させ粒界にＢＮが析出しないようにすると直径０．２μ
ｍ以下の粒界炭窒化物の粒界Ｃ＋Ｎ濃度は０．０４％と
なり粒界周辺の応力緩和が阻害されなくなり、図に示す
ように遅れ破壊特性は改善される。実櫂例 ３第５図は
２ ′／４Ｃｒ−ＩＭＯ鋼（化学成分は第１表に示す。
）の焼入れ焼戻材を脆化処理したときの粒界Ｐ含有量と
脆化の関係を示す。ａは粒界に０．１μｍ間隔で０．０
２５μｍ以下の炭化物が粒界Ｃ濃度換算で０．５％析出
している状態であり（鋼１，２，３，４）、脆化はかな
り大きい。このような粒界炭化物濃度を粒界Ｃ濃度換算
で０．０５％以下にする（鋼８）とｂに示すように粒界
Ｐ濃度は大きいにもかかわらず脆化を非常に小さくでき
る。本鋼では０，２μｍ以下の粒界窒化物の粒界Ｎ濃度
はほ吉んどＯである。実施例 ４ 第６図は、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼（化学成分は第５表に示す
。
脆化の関係を示す。ａは粒界に０．１μｍ間隔で０．０
２５μｍ以下の炭化物が粒界Ｃ濃度換算で０．５％析出
している状態であり（鋼１，２，３，４）、脆化はかな
り大きい。このような粒界炭化物濃度を粒界Ｃ濃度換算
で０．０５％以下にする（鋼８）とｂに示すように粒界
Ｐ濃度は大きいにもかかわらず脆化を非常に小さくでき
る。本鋼では０，２μｍ以下の粒界窒化物の粒界Ｎ濃度
はほ吉んどＯである。実施例 ４ 第６図は、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼（化学成分は第５表に示す
。
）の溶接再現熱サイクル材にＳＲ処理（６００℃２時間
→炉冷）を行った場合の靭性と粒界Ｐ濃度の関係を示す
。Ｎｂ，Ｖを含まない場合は粒界上に０．２μｍ以下の
炭窒化物はほとんど認められず、粒界Ｃ＋Ｎ濃度にして
０．０２％以下である。Ｎｂ，Ｖを有するものでは粒界
にＮｂおよびＶの炭化物および窒化物が微細に析出して
おり、直径０．２μｍ以下の炭窒化物のＣ＋Ｎ濃度にし
て０．０８重量％になっている。ＳＲ処理する場合、Ｎ
ｂ，Ｖを減らし粒界上の微細析出物が出ないようにする
と、Ｐ含有量が多くても靭性を低下させないようにでき
ることがわかる。
→炉冷）を行った場合の靭性と粒界Ｐ濃度の関係を示す
。Ｎｂ，Ｖを含まない場合は粒界上に０．２μｍ以下の
炭窒化物はほとんど認められず、粒界Ｃ＋Ｎ濃度にして
０．０２％以下である。Ｎｂ，Ｖを有するものでは粒界
にＮｂおよびＶの炭化物および窒化物が微細に析出して
おり、直径０．２μｍ以下の炭窒化物のＣ＋Ｎ濃度にし
て０．０８重量％になっている。ＳＲ処理する場合、Ｎ
ｂ，Ｖを減らし粒界上の微細析出物が出ないようにする
と、Ｐ含有量が多くても靭性を低下させないようにでき
ることがわかる。
第１図は２ＺＣｒＩＭ０鋼における粒界Ｐ濃度ＣＰとΔ
ＶＴｒｓの関係を示すグラフ（ここにＢΔＶＴｒｓは脆
化処理によるシャルピ一衝撃試験の破面遷移温度の上昇
を示す）、第２図はＳｉ−ＭｎＰ鋼における粒界Ｐ濃度
ＣＢｃ！： ＶＴｒｓの関係を示すグラフ、第３図はΔ
ＶＴｒｓにおよぼす成分、熱処理の影響を示すグラフ、
第４図はＳｉ−Ｍｎ鋼の遅れ破壊特性に及ぼすＢ添加お
よび熱処理の影響を示すグラフ、第５図は２″／４Ｃｒ
−ＩＭＯ鋼におけＰる粒界Ｐ濃度ＣＢとΔＶＴｒｓの関
係が粒界炭化物析出状態で変わることを示すグラフ、第
６図はＮｂ，Ｖ添加材の溶接再現熱サイクル＋ＳＲ後の
靭性と粒界Ｐ濃度の関係を示すグラフである。
ＶＴｒｓの関係を示すグラフ（ここにＢΔＶＴｒｓは脆
化処理によるシャルピ一衝撃試験の破面遷移温度の上昇
を示す）、第２図はＳｉ−ＭｎＰ鋼における粒界Ｐ濃度
ＣＢｃ！： ＶＴｒｓの関係を示すグラフ、第３図はΔ
ＶＴｒｓにおよぼす成分、熱処理の影響を示すグラフ、
第４図はＳｉ−Ｍｎ鋼の遅れ破壊特性に及ぼすＢ添加お
よび熱処理の影響を示すグラフ、第５図は２″／４Ｃｒ
−ＩＭＯ鋼におけＰる粒界Ｐ濃度ＣＢとΔＶＴｒｓの関
係が粒界炭化物析出状態で変わることを示すグラフ、第
６図はＮｂ，Ｖ添加材の溶接再現熱サイクル＋ＳＲ後の
靭性と粒界Ｐ濃度の関係を示すグラフである。
Claims (1)
- １ Ｐを０．００５重量％以上０．０５重量％以下含み
、かつＣ０．２０％以下、Ｓｉ０．５％以下、Ｍｎ２．
０％以下（いずれも重量％）を含む低合金鋼を、焼入れ
、焼もどし、直接焼入れ焼もどしまたは圧延後急冷まま
で製造する際、オーステナイト中でＢＮ、ＡｌＮ、Ｔｉ
Ｎなどの窒化物が粒内析出する温度に保持し、またはＴ
ｉＣ、Ｖ＿４Ｃ＿３、ＮｂＣなどの炭化物が粒内析出す
る６５０℃以上Ａ＿３点以下の温度に保持し、冷却まま
、またはこれを焼もどしたとき粒界上の直径０．２μｍ
以下の炭窒化物を粒界のＣ＋Ｎ濃度にして０．０５重量
％以下にすることを特徴とする粒界脆化の少い鋼材の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9412177A JPS5944366B2 (ja) | 1977-08-08 | 1977-08-08 | 粒界脆化の少い鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9412177A JPS5944366B2 (ja) | 1977-08-08 | 1977-08-08 | 粒界脆化の少い鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5428723A JPS5428723A (en) | 1979-03-03 |
| JPS5944366B2 true JPS5944366B2 (ja) | 1984-10-29 |
Family
ID=14101584
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9412177A Expired JPS5944366B2 (ja) | 1977-08-08 | 1977-08-08 | 粒界脆化の少い鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5944366B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04106639U (ja) * | 1991-02-21 | 1992-09-14 | 三菱重工業株式会社 | 電気集塵装置の放電電極取付構造 |
| JP3267682B2 (ja) * | 1992-07-02 | 2002-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の優れた複合組織高強度薄鋼板 |
| JP6863152B2 (ja) * | 2017-07-20 | 2021-04-21 | 日本製鉄株式会社 | 靱性予測装置、靱性予測方法、およびプログラム |
-
1977
- 1977-08-08 JP JP9412177A patent/JPS5944366B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5428723A (en) | 1979-03-03 |
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