JPS6147209B2 - - Google Patents
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- JPS6147209B2 JPS6147209B2 JP10239383A JP10239383A JPS6147209B2 JP S6147209 B2 JPS6147209 B2 JP S6147209B2 JP 10239383 A JP10239383 A JP 10239383A JP 10239383 A JP10239383 A JP 10239383A JP S6147209 B2 JPS6147209 B2 JP S6147209B2
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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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
Landscapes
- 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)
Description
本発明は極厚調質鋼の熱処理方法に係り、特に
針状組織を有する極厚鋼材の結晶粒を微細化し得
る熱処理方法に関する。 一般に調質鋼の調質焼入れ時のオーステナイト
粒度（以下γ粒度と称する）は調質処理後の機械
的性質に極めて大きな影響を及ぼすものであつ
て、例えば良好な低温靭性を得るためにはγ粒は
細粒でなければならない。更に衝撃特性のばらつ
きが少なく安定して良好な靭性を確保するために
はγ粒が均一な細粒であることが必須要件であ
る。しかしながら均一な細粒を得る場合に部分的
もしくは全面的にマルテンサイトと下部ベイナイ
トより成る針状組織が存在することによつて悪い
影響をを与える。例えば針状組織と、フエライト
組織、パーライト組織、上部ベイナイト組織もし
くはこれらの混合組織より成るいわゆる塊状組織
が混在する場合には、再加熱時のγ粒は混粒にな
り易い。これは前組織が塊状組織の部位はオース
テナイト化で微細なγ粒を形成するのに対し、前
組織が針状組織の部位は細粒化が見られないから
である。 針状組織を有する鋼素材を細粒化する方法とし
て加熱速度を高める熱処理方法が公知である。し
かしながら極厚調質鋼においては加熱速度を大き
くすることができない。従つて極厚調質鋼であつ
て、前組織が針状組織の場合の従来の熱処理法
は、1000℃以下の焼ならしおよび焼入れを行つて
いるが、この方法では焼ならしおよび焼入れ処理
のオーステナイト化により細粒化されず、粗大な
γ粒を形成する結果となつている。かかる熱処理
方法によつては良好な靭性は期待できないのは当
然である。 本発明の目的は針状組織を有する極厚調質鋼の
上記従来の熱処理方法の欠点を克服し針状組織に
より形成されたγ粒の細粒化を図り、調質焼入れ
時のγ粒を均一かつ細粒化し得る極厚調質鋼の熱
処理方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。 すなわち、 重量比にて Ｃ：0.05〜0.40％ Si：0.02〜1.00％ Mn：0.30〜2.00％ Ni：0.05〜4.00％ Cr：0.10〜3.00％ Mo：0.01〜2.00％ を含有し、更に、Ｖ：0.10〜0.40％ Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み残部はFeおよび不可避的不純物より成る
鋼であつて、かつ部分的もしくは全面的にマルテ
ンサイトとベイナイトより成る針状組織を有する
極厚調質鋼の熱処理方法において、前記鋼素材を
1030〜1100℃の温度範囲で焼なまし処理した後、
再びAc3変態点〜1030℃の温度範囲に再加熱し焼
入れした後焼もどしして細粒化することを特徴と
する極厚調質鋼の熱処理方法である。 本発明者らは極厚調質鋼の熱処理に際し、加熱
速度が小さい場合に発生する粗大なγ粒を微細化
する方法について種々研究した結果、従来の1000
℃以下の焼ならしおよび焼入れ温度よりかなり高
い1030℃以上の高温に加熱することによりはじめ
て再結晶が見られ微細化することができることを
見出し本発明を完成したものであつて、本発明者
らの実験の詳細については後記することとする。
而して本発明の効果をより大ならしめるために、
使用調質鋼の化学成分を限定し、特にＶおよびＮ
の限定量を添加することにより高温熱処理におけ
るγ粒の成長を抑制することとした。本発明にお
ける使用調質鋼の化学組成の限定理由は次の如く
である。 Ｃ： Ｃは焼入性を向上し極厚鋼材において針状組織
を得るためには少くとも0.05％のＣを必要とする
が、0.40％を越えると残留オーステナイトが存在
するようになる。残留オーステナイトが存在する
と針状組織の細粒化が緩慢となり本発明の細粒化
効果が弱まるので上限を0.40％とし、0.05〜0.40
％の範囲に限定した。 Si，Mn，Ni，Cr，Mo： Si，Mn，Ni，Cr，Moはいずれも上記Ｃと同一
限定理由により上限および下限を定め、それぞれ
次の範囲に限定した。 Si ：0.02〜1.00％ Mn ：0.3〜2.00％ Ni ：0.05〜4.00％ Cr ：0.10〜3.00％ Mo ：0.01〜2.00％ Ｖ，Ｎ： 本発明において使用する極厚調質鋼には特に
Ｖ，Ｎを適量添加し、その添加量を限定したこと
は大きな特徴であつて、これらの元素の添加効果
ならびに限定理由は次の如くである。すなわち、
ＶとＮはVNを形成しγ粒の成長を抑制する効果
があり、その効果は1000℃以上の高温においても
有効に作用する。 而して本発明における熱処理温度の1030℃以上
の高温でγ粒粗大化の抑制効果を維持するために
はＶ：0.10％以上、Ｎ：0.0050％以上が必要であ
る。しかし一方使用する調質鋼の機械的性質の観
点から良好な靭性を確保するために上限を定める
必要があり、その上限をＶ：0.40％、Ｎ：0.0200
％とし、Ｖ：0.10〜0.40％、Ｎ：0.0050〜0.0200
％の範囲に限定した。 次に本発明による極厚調質鋼の熱処理条件の限
定理由について説明する。前組織が針状組織の調
質鋼と、前組織が塊状組織の調質鋼について本発
明者らの行つた加熱温度とγ粒度との関係につい
ての比較試験結果は第１図に示すとおりである。
第１図より明らかなとおり前組織が塊状の供試材
No.１においては約900℃で細粒化が見られるのに
対し、前組織が針状組織の供試材No.２の場合は、
これよりさらに高温の約1030℃以上で細粒化する
ことが認められ、1030℃以上では供試材No.１，No.
２とも粒度差が少い整粒が得られた。すなわち、
前組織が塊状組織場合には再結晶は公知の如く
Ac1〜Ac3変態点の直上であるに対し、前組織が
針状組織の場合にはこれよりかなり高温の1030℃
以上であることが判明した。而してこの細粒化温
度は化学組成の如何に拘らず前組織が針状組織で
ある場合にほぼ一定である。従つて針状組織の調
質鋼の熱処理に際して細粒化を図るためには、焼
入れ処理以前に1030℃以上の高温焼なましが有効
であることが判明した。しかし焼なましに際し
1100℃を越す高温加熱においては、一旦細粒化し
たγ粒が粗大化するので加熱上限を1100℃とすべ
きであり、従つて本発明における熱処理において
は焼入れ、焼もどしの熱処理以前に高温焼なまし
を施すこととし、その有効な焼なましによつて針
状組織の粗大粒を分割破壊して細粒化するために
1030〜1100℃の温度範囲の加熱に限定した。 次に焼なまし処理後、この焼なましによつて得
た均一なγ粒を更に細粒化を図る目的で焼入れを
行なう。焼入れの温度範囲は前工程の焼なまし温
度より低いAc3変態点〜1030℃の範囲に限定し
た。この理由は焼なましで得た細粒化されたγ粒
を更に微細化するためには少くともAc3変態点よ
り高い温度に加熱して再結晶させる必要がある
が、前工程の焼なまし温度の下限1030℃よりも高
くないことが必要であるからである。この焼入れ
処理後、通常のAc1変態点以下の600〜700℃で焼
もどしを行なう。 次に本発明が効果的に適用されるのは針状組織
を有する極厚調質鋼材であるので針状組織を有す
る極厚調質鋼と限定した。その理由を第２図にて
示した焼鈍処理後のγ粒と昇温速度との関係図に
よつて説明する。すなわち、通常厚さの調質鋼供
試材No.１を従来法により950℃焼鈍を施すに当
り、昇温速度を100℃／hr以上に高めることによ
つて著しく結晶粒度を微細化することができる。
しかし、本発明により1050℃の高温焼鈍を実施す
る供試材No.２においては、昇温速度を高めても結
晶粒度の微細化効果は極めて少く、特に極厚調質
鋼の場合は昇温速度を高めることは事実上不可能
である。従つて昇温速度を高めることが可能の通
常厚さの調質鋼に対しては、供試材No.１の如く従
来の低温焼鈍で加熱速度を高めることによつて細
粒化が可能であるが、極厚材の場合はこの方法を
適用することができない。本発明法が効果を発揮
し得るのは従つて昇温速度の遅い極厚調質鋼の場
合である。 また組織が針状組織を有する場合に限定したの
は、塊状組織の細粒化に対しては従来法による低
温焼鈍の方が有効であるが、針状組織を含む場合
には従来法では不可能であり、本発明法によつて
始めて細粒化が可能となる。 上記理由により、本発明において使用する素材
としては、部分的もしくは全面的にマルテンサイ
トと下部ベイナイトより成る針状組織を有する極
厚調質鋼に限定した。 実施例 第１表にて示す化学成分を有するNo.１，２，
３，４の４鋼種の極厚調質鋼素材を1250℃に加熱
した後、200mm厚鋼板に熱間加工した後放冷し
た。 第１表にて示す供試鋼においてNo.１，２は本発
明鋼であるが、No.３はＮが過小であり、No.４はＶ
が過少である比較鋼である。 上記加工した200mm厚鋼板から200mm厚×500mm
幅×500mm長さの試料を採取し、それぞれ第２表
に示す熱処理を施した。
針状組織を有する極厚鋼材の結晶粒を微細化し得
る熱処理方法に関する。 一般に調質鋼の調質焼入れ時のオーステナイト
粒度（以下γ粒度と称する）は調質処理後の機械
的性質に極めて大きな影響を及ぼすものであつ
て、例えば良好な低温靭性を得るためにはγ粒は
細粒でなければならない。更に衝撃特性のばらつ
きが少なく安定して良好な靭性を確保するために
はγ粒が均一な細粒であることが必須要件であ
る。しかしながら均一な細粒を得る場合に部分的
もしくは全面的にマルテンサイトと下部ベイナイ
トより成る針状組織が存在することによつて悪い
影響をを与える。例えば針状組織と、フエライト
組織、パーライト組織、上部ベイナイト組織もし
くはこれらの混合組織より成るいわゆる塊状組織
が混在する場合には、再加熱時のγ粒は混粒にな
り易い。これは前組織が塊状組織の部位はオース
テナイト化で微細なγ粒を形成するのに対し、前
組織が針状組織の部位は細粒化が見られないから
である。 針状組織を有する鋼素材を細粒化する方法とし
て加熱速度を高める熱処理方法が公知である。し
かしながら極厚調質鋼においては加熱速度を大き
くすることができない。従つて極厚調質鋼であつ
て、前組織が針状組織の場合の従来の熱処理法
は、1000℃以下の焼ならしおよび焼入れを行つて
いるが、この方法では焼ならしおよび焼入れ処理
のオーステナイト化により細粒化されず、粗大な
γ粒を形成する結果となつている。かかる熱処理
方法によつては良好な靭性は期待できないのは当
然である。 本発明の目的は針状組織を有する極厚調質鋼の
上記従来の熱処理方法の欠点を克服し針状組織に
より形成されたγ粒の細粒化を図り、調質焼入れ
時のγ粒を均一かつ細粒化し得る極厚調質鋼の熱
処理方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。 すなわち、 重量比にて Ｃ：0.05〜0.40％ Si：0.02〜1.00％ Mn：0.30〜2.00％ Ni：0.05〜4.00％ Cr：0.10〜3.00％ Mo：0.01〜2.00％ を含有し、更に、Ｖ：0.10〜0.40％ Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み残部はFeおよび不可避的不純物より成る
鋼であつて、かつ部分的もしくは全面的にマルテ
ンサイトとベイナイトより成る針状組織を有する
極厚調質鋼の熱処理方法において、前記鋼素材を
1030〜1100℃の温度範囲で焼なまし処理した後、
再びAc3変態点〜1030℃の温度範囲に再加熱し焼
入れした後焼もどしして細粒化することを特徴と
する極厚調質鋼の熱処理方法である。 本発明者らは極厚調質鋼の熱処理に際し、加熱
速度が小さい場合に発生する粗大なγ粒を微細化
する方法について種々研究した結果、従来の1000
℃以下の焼ならしおよび焼入れ温度よりかなり高
い1030℃以上の高温に加熱することによりはじめ
て再結晶が見られ微細化することができることを
見出し本発明を完成したものであつて、本発明者
らの実験の詳細については後記することとする。
而して本発明の効果をより大ならしめるために、
使用調質鋼の化学成分を限定し、特にＶおよびＮ
の限定量を添加することにより高温熱処理におけ
るγ粒の成長を抑制することとした。本発明にお
ける使用調質鋼の化学組成の限定理由は次の如く
である。 Ｃ： Ｃは焼入性を向上し極厚鋼材において針状組織
を得るためには少くとも0.05％のＣを必要とする
が、0.40％を越えると残留オーステナイトが存在
するようになる。残留オーステナイトが存在する
と針状組織の細粒化が緩慢となり本発明の細粒化
効果が弱まるので上限を0.40％とし、0.05〜0.40
％の範囲に限定した。 Si，Mn，Ni，Cr，Mo： Si，Mn，Ni，Cr，Moはいずれも上記Ｃと同一
限定理由により上限および下限を定め、それぞれ
次の範囲に限定した。 Si ：0.02〜1.00％ Mn ：0.3〜2.00％ Ni ：0.05〜4.00％ Cr ：0.10〜3.00％ Mo ：0.01〜2.00％ Ｖ，Ｎ： 本発明において使用する極厚調質鋼には特に
Ｖ，Ｎを適量添加し、その添加量を限定したこと
は大きな特徴であつて、これらの元素の添加効果
ならびに限定理由は次の如くである。すなわち、
ＶとＮはVNを形成しγ粒の成長を抑制する効果
があり、その効果は1000℃以上の高温においても
有効に作用する。 而して本発明における熱処理温度の1030℃以上
の高温でγ粒粗大化の抑制効果を維持するために
はＶ：0.10％以上、Ｎ：0.0050％以上が必要であ
る。しかし一方使用する調質鋼の機械的性質の観
点から良好な靭性を確保するために上限を定める
必要があり、その上限をＶ：0.40％、Ｎ：0.0200
％とし、Ｖ：0.10〜0.40％、Ｎ：0.0050〜0.0200
％の範囲に限定した。 次に本発明による極厚調質鋼の熱処理条件の限
定理由について説明する。前組織が針状組織の調
質鋼と、前組織が塊状組織の調質鋼について本発
明者らの行つた加熱温度とγ粒度との関係につい
ての比較試験結果は第１図に示すとおりである。
第１図より明らかなとおり前組織が塊状の供試材
No.１においては約900℃で細粒化が見られるのに
対し、前組織が針状組織の供試材No.２の場合は、
これよりさらに高温の約1030℃以上で細粒化する
ことが認められ、1030℃以上では供試材No.１，No.
２とも粒度差が少い整粒が得られた。すなわち、
前組織が塊状組織場合には再結晶は公知の如く
Ac1〜Ac3変態点の直上であるに対し、前組織が
針状組織の場合にはこれよりかなり高温の1030℃
以上であることが判明した。而してこの細粒化温
度は化学組成の如何に拘らず前組織が針状組織で
ある場合にほぼ一定である。従つて針状組織の調
質鋼の熱処理に際して細粒化を図るためには、焼
入れ処理以前に1030℃以上の高温焼なましが有効
であることが判明した。しかし焼なましに際し
1100℃を越す高温加熱においては、一旦細粒化し
たγ粒が粗大化するので加熱上限を1100℃とすべ
きであり、従つて本発明における熱処理において
は焼入れ、焼もどしの熱処理以前に高温焼なまし
を施すこととし、その有効な焼なましによつて針
状組織の粗大粒を分割破壊して細粒化するために
1030〜1100℃の温度範囲の加熱に限定した。 次に焼なまし処理後、この焼なましによつて得
た均一なγ粒を更に細粒化を図る目的で焼入れを
行なう。焼入れの温度範囲は前工程の焼なまし温
度より低いAc3変態点〜1030℃の範囲に限定し
た。この理由は焼なましで得た細粒化されたγ粒
を更に微細化するためには少くともAc3変態点よ
り高い温度に加熱して再結晶させる必要がある
が、前工程の焼なまし温度の下限1030℃よりも高
くないことが必要であるからである。この焼入れ
処理後、通常のAc1変態点以下の600〜700℃で焼
もどしを行なう。 次に本発明が効果的に適用されるのは針状組織
を有する極厚調質鋼材であるので針状組織を有す
る極厚調質鋼と限定した。その理由を第２図にて
示した焼鈍処理後のγ粒と昇温速度との関係図に
よつて説明する。すなわち、通常厚さの調質鋼供
試材No.１を従来法により950℃焼鈍を施すに当
り、昇温速度を100℃／hr以上に高めることによ
つて著しく結晶粒度を微細化することができる。
しかし、本発明により1050℃の高温焼鈍を実施す
る供試材No.２においては、昇温速度を高めても結
晶粒度の微細化効果は極めて少く、特に極厚調質
鋼の場合は昇温速度を高めることは事実上不可能
である。従つて昇温速度を高めることが可能の通
常厚さの調質鋼に対しては、供試材No.１の如く従
来の低温焼鈍で加熱速度を高めることによつて細
粒化が可能であるが、極厚材の場合はこの方法を
適用することができない。本発明法が効果を発揮
し得るのは従つて昇温速度の遅い極厚調質鋼の場
合である。 また組織が針状組織を有する場合に限定したの
は、塊状組織の細粒化に対しては従来法による低
温焼鈍の方が有効であるが、針状組織を含む場合
には従来法では不可能であり、本発明法によつて
始めて細粒化が可能となる。 上記理由により、本発明において使用する素材
としては、部分的もしくは全面的にマルテンサイ
トと下部ベイナイトより成る針状組織を有する極
厚調質鋼に限定した。 実施例 第１表にて示す化学成分を有するNo.１，２，
３，４の４鋼種の極厚調質鋼素材を1250℃に加熱
した後、200mm厚鋼板に熱間加工した後放冷し
た。 第１表にて示す供試鋼においてNo.１，２は本発
明鋼であるが、No.３はＮが過小であり、No.４はＶ
が過少である比較鋼である。 上記加工した200mm厚鋼板から200mm厚×500mm
幅×500mm長さの試料を採取し、それぞれ第２表
に示す熱処理を施した。
【表】
【表】
第２表に示す如く、試料Ｂの焼なまし条件は本
発明の限定要件を満足しないもので、その他の試
料Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅについてはいずれも同一の本発
明の限定要件で熱処理した。 上記各試料Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅについて熱処理
後のγ粒度を比較した結果は第３図に示すとおり
である。すなわち、本発明による限定化学成分を
有する鋼種No.１であつても、本発明の熱処理要件
を満足しない試料ＢはJIS粒度No.が3.3〜6.5と粗
大であり、かつ粗大粒と細粒の差が著しく大き
い。また、本発明による熱処理要件を満足して
も、使用鋼種が限定外のNo.３，No.４を使用した試
料Ｄ，Ｅも粒度No.がそれぞれ3.4〜5.2、3.3〜5.3
と粗大であるのに対し、使用鋼の化学成分および
熱処理条件が、いずれも本発明の限定要件を満足
する試料ＡおよびＣにおいてはJIS粒度No.が5.4〜
6.5と極めて細粒であり、かつその粒度が均一で
あることが判明した。 次に、これら各試料について調質処理後引張試
験および衝撃試験を施し、それぞれの機械的性質
発明の限定要件を満足しないもので、その他の試
料Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅについてはいずれも同一の本発
明の限定要件で熱処理した。 上記各試料Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅについて熱処理
後のγ粒度を比較した結果は第３図に示すとおり
である。すなわち、本発明による限定化学成分を
有する鋼種No.１であつても、本発明の熱処理要件
を満足しない試料ＢはJIS粒度No.が3.3〜6.5と粗
大であり、かつ粗大粒と細粒の差が著しく大き
い。また、本発明による熱処理要件を満足して
も、使用鋼種が限定外のNo.３，No.４を使用した試
料Ｄ，Ｅも粒度No.がそれぞれ3.4〜5.2、3.3〜5.3
と粗大であるのに対し、使用鋼の化学成分および
熱処理条件が、いずれも本発明の限定要件を満足
する試料ＡおよびＣにおいてはJIS粒度No.が5.4〜
6.5と極めて細粒であり、かつその粒度が均一で
あることが判明した。 次に、これら各試料について調質処理後引張試
験および衝撃試験を施し、それぞれの機械的性質
【表】
を測定した結果は第３表に示すとおりである。第
３表より明らかな如く、比較例試料Ｂ，Ｄ，Ｅ，
は本発明例試料Ａ，Ｃに比し降伏応力（Y.S.）、
引張強さ（T.S.）においてやや劣るほか、伸び
（El）、断面収縮率（R.A.）においてもやや劣る
ものの明確な差異が認められないが、衝撃特性の
吸収エネルギーvE20および遷移温度（F.A.T.T.
）において著しく劣ることを示している。これに
対し、本発明例の試料ＡおよびＣは引張特性がす
ぐれているばかりでなく、特に衝撃特性が比較例
に比し著しくすぐれており、かつそのばらつきも
少く靭性がきわめて良好である。これは第３図に
て示したγ粒度の微細化により招来されたもので
ある。 上記実施例より明らかな如く、本発明は針状組
織を一部もしくは全面に有する極厚調質鋼素材の
調質においては、従来1000℃以下の低温で焼なま
し、焼入れを行つているので結晶粒の微細化がで
きず、従つて靭性のすぐれた熱処理ができなかつ
たに鑑み、本発明は焼入れ、焼もどし処理の前処
理として1030〜1100℃の温度範囲で焼なまし処理
を行ない、かつ鋼成分を限定し、特にＶ，Ｎの適
量を添加することによつて本発明の効果を十分発
揮できるような新規な熱処理方法によつたので細
粒整粒化することができ、すぐれた衝撃靭性を安
定して得ることができる効果を収めることがで
き、針状組織を含む極厚調質鋼素材の機械的性質
の改善に大なる寄与をすることができた。
３表より明らかな如く、比較例試料Ｂ，Ｄ，Ｅ，
は本発明例試料Ａ，Ｃに比し降伏応力（Y.S.）、
引張強さ（T.S.）においてやや劣るほか、伸び
（El）、断面収縮率（R.A.）においてもやや劣る
ものの明確な差異が認められないが、衝撃特性の
吸収エネルギーvE20および遷移温度（F.A.T.T.
）において著しく劣ることを示している。これに
対し、本発明例の試料ＡおよびＣは引張特性がす
ぐれているばかりでなく、特に衝撃特性が比較例
に比し著しくすぐれており、かつそのばらつきも
少く靭性がきわめて良好である。これは第３図に
て示したγ粒度の微細化により招来されたもので
ある。 上記実施例より明らかな如く、本発明は針状組
織を一部もしくは全面に有する極厚調質鋼素材の
調質においては、従来1000℃以下の低温で焼なま
し、焼入れを行つているので結晶粒の微細化がで
きず、従つて靭性のすぐれた熱処理ができなかつ
たに鑑み、本発明は焼入れ、焼もどし処理の前処
理として1030〜1100℃の温度範囲で焼なまし処理
を行ない、かつ鋼成分を限定し、特にＶ，Ｎの適
量を添加することによつて本発明の効果を十分発
揮できるような新規な熱処理方法によつたので細
粒整粒化することができ、すぐれた衝撃靭性を安
定して得ることができる効果を収めることがで
き、針状組織を含む極厚調質鋼素材の機械的性質
の改善に大なる寄与をすることができた。
第１図は本発明者らの実験により得た塊状組織
鋼No.１と針状組織鋼No.２との焼なまし加熱温度と
γ粒度No.との関係を示す線図、第２図は950℃焼
鈍の従来法による供試材No.１と、1050℃焼鈍の本
発明法による供試材No.２との加熱時の昇温速度と
γ粒度No.との関係を示す線図、第３図は本発明の
実施例における本発明例試料ＡおよびＣと、比較
例の試料Ｂ，Ｄ，Ｅの熱処理後のγ粒度No.を対比
する線図である。
鋼No.１と針状組織鋼No.２との焼なまし加熱温度と
γ粒度No.との関係を示す線図、第２図は950℃焼
鈍の従来法による供試材No.１と、1050℃焼鈍の本
発明法による供試材No.２との加熱時の昇温速度と
γ粒度No.との関係を示す線図、第３図は本発明の
実施例における本発明例試料ＡおよびＣと、比較
例の試料Ｂ，Ｄ，Ｅの熱処理後のγ粒度No.を対比
する線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＣ：0.05〜0.40％ Si：0.02〜1.00％ Mn：0.30〜2.00％ Ni：0.05〜4.00％ Cr：0.10〜3.00％ Mo：0.01〜2.00％ を含有し、更にＶ：0.10〜0.40％ Ｎ：0.0050〜0.0200％ を含み残部はFeおよび不可避的不純物より成る
鋼であつて、かつ部分的もしくは全面的にマルテ
ンサイトとベイナイトより成る針状組織を有する
極厚調質鋼の熱処理方法において、前記鋼素材を
1030〜1100℃の温度範囲で焼なまし処理した後、
再びAc3変態点〜1030℃の温度範囲に再加熱し焼
入れた後焼もどしして細粒化することを特徴とす
る極厚調質鋼の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10239383A JPS59229412A (ja) | 1983-06-08 | 1983-06-08 | 極厚調質鋼の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10239383A JPS59229412A (ja) | 1983-06-08 | 1983-06-08 | 極厚調質鋼の熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59229412A JPS59229412A (ja) | 1984-12-22 |
| JPS6147209B2 true JPS6147209B2 (ja) | 1986-10-17 |
Family
ID=14326198
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10239383A Granted JPS59229412A (ja) | 1983-06-08 | 1983-06-08 | 極厚調質鋼の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59229412A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20150344997A1 (en) * | 2012-12-20 | 2015-12-03 | Sandvik Intellectual Property Ab | Bainitic steel for rock drilling component |
-
1983
- 1983-06-08 JP JP10239383A patent/JPS59229412A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20150344997A1 (en) * | 2012-12-20 | 2015-12-03 | Sandvik Intellectual Property Ab | Bainitic steel for rock drilling component |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59229412A (ja) | 1984-12-22 |
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