JPH07179938A - 高張力鋼の衝撃特性を改善する方法及び改善された衝撃特性を有する高張力鋼製品 - Google Patents
高張力鋼の衝撃特性を改善する方法及び改善された衝撃特性を有する高張力鋼製品Info
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- JPH07179938A JPH07179938A JP6222117A JP22211794A JPH07179938A JP H07179938 A JPH07179938 A JP H07179938A JP 6222117 A JP6222117 A JP 6222117A JP 22211794 A JP22211794 A JP 22211794A JP H07179938 A JPH07179938 A JP H07179938A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 細粒化添加物を含む高張力鋼の衝撃特性を改
善する方法並びにそのような方法によって製造される鋼
製品を提供する。 【構成】 本方法は、好ましくは鋼の中に存在する難溶
解性の窒化物又は炭窒化物の化学種の固溶体温度（Ｔ≧
１２００°Ｃ）よりも高い温度で加熱及び熱間変形さ
せ、その後、水クエンチング、オイルクエンチング又は
強制的な空気冷却等によって加速冷却する前処理工程を
含む。その後、材料は、サブ・クリティカル焼きなまし
処理（約７００°Ｃ）を受け、約８５０°Ｃと９５０°
Ｃとの間の低温乃至中温でオーステナイト化され、次
に、急冷及び焼き戻しされる。
善する方法並びにそのような方法によって製造される鋼
製品を提供する。 【構成】 本方法は、好ましくは鋼の中に存在する難溶
解性の窒化物又は炭窒化物の化学種の固溶体温度（Ｔ≧
１２００°Ｃ）よりも高い温度で加熱及び熱間変形さ
せ、その後、水クエンチング、オイルクエンチング又は
強制的な空気冷却等によって加速冷却する前処理工程を
含む。その後、材料は、サブ・クリティカル焼きなまし
処理（約７００°Ｃ）を受け、約８５０°Ｃと９５０°
Ｃとの間の低温乃至中温でオーステナイト化され、次
に、急冷及び焼き戻しされる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は一般に高張力鋼に関し、
より詳細には、アルミキルド鋼並びにミクロ合金化鋼の
衝撃靭性をアルミニウム添加物を使用したりあるいは使
用することなく増大させるための方法に関する。更に詳
細に言えば、本発明は、粒子脆化を防止する細粒化添加
物を含むクラスの高張力鋼を処理する方法に関する。
より詳細には、アルミキルド鋼並びにミクロ合金化鋼の
衝撃靭性をアルミニウム添加物を使用したりあるいは使
用することなく増大させるための方法に関する。更に詳
細に言えば、本発明は、粒子脆化を防止する細粒化添加
物を含むクラスの高張力鋼を処理する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】二次相粒子が高張力鋼の靭性に与える有
害な効果は、過去３０年にわたって当業界において大き
な注目を受けて来た。そのような注目は主として、鋼の
処理によって保有される非金属の介在物、窒化アルミニ
ウムの析出物、及び、大きな合金炭化物によって誘起さ
れる粒子の脆化に向けられて来た。最近では、細粒化さ
れた０．１％−０．４％の炭素鋼を製造する際にミクロ
合金化技術が採用されるようになってきており、そのよ
うな炭素鋼は焼き入れされ、その後、焼き戻しマルテン
サイトの脆化が始まる範囲よりも低い温度で焼き戻しさ
れる。しかしながら、この技術の適用性は、０．２％よ
りも高い炭素含有率における炭窒化物の溶解度が制限さ
れるので、幾分制約される。文献を検討すると、析出物
の溶解度が制限されることにより促進される粒子脆化
が、上記クラスの高張力鋼の靭性の進展に大きな効果を
与えることを示唆している。そのような脆化は、高温に
おけるオーステナイト化によって軽減することができる
が、脆性を軽減する析出物の含有率の減少は、オーステ
ナイトの粒子成長に対する必要且つ十分な条件をももた
らし、従って、ミクロ合金化技術の元々の目的を損なわ
せる。二次相粒子が焼き戻しマルテンサイトのミクロ組
織の靭性を低下させることを考えて、ミクロ合金炭窒化
物によって生ずる脆化の範囲を確認する研究、あるい
は、粒子脆化の効果を極力少なくするための熱処理の開
発は殆ど行われていない。
害な効果は、過去３０年にわたって当業界において大き
な注目を受けて来た。そのような注目は主として、鋼の
処理によって保有される非金属の介在物、窒化アルミニ
ウムの析出物、及び、大きな合金炭化物によって誘起さ
れる粒子の脆化に向けられて来た。最近では、細粒化さ
れた０．１％−０．４％の炭素鋼を製造する際にミクロ
合金化技術が採用されるようになってきており、そのよ
うな炭素鋼は焼き入れされ、その後、焼き戻しマルテン
サイトの脆化が始まる範囲よりも低い温度で焼き戻しさ
れる。しかしながら、この技術の適用性は、０．２％よ
りも高い炭素含有率における炭窒化物の溶解度が制限さ
れるので、幾分制約される。文献を検討すると、析出物
の溶解度が制限されることにより促進される粒子脆化
が、上記クラスの高張力鋼の靭性の進展に大きな効果を
与えることを示唆している。そのような脆化は、高温に
おけるオーステナイト化によって軽減することができる
が、脆性を軽減する析出物の含有率の減少は、オーステ
ナイトの粒子成長に対する必要且つ十分な条件をももた
らし、従って、ミクロ合金化技術の元々の目的を損なわ
せる。二次相粒子が焼き戻しマルテンサイトのミクロ組
織の靭性を低下させることを考えて、ミクロ合金炭窒化
物によって生ずる脆化の範囲を確認する研究、あるい
は、粒子脆化の効果を極力少なくするための熱処理の開
発は殆ど行われていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、粒子脆化の
問題を解決するために、細粒化添加物を含む高張力鋼の
中の粒子の脆化を防止すなわち排除しながら、細かいオ
ーステナイト結晶粒度をもたらす熱的／熱機械的プロセ
スを提供する。
問題を解決するために、細粒化添加物を含む高張力鋼の
中の粒子の脆化を防止すなわち排除しながら、細かいオ
ーステナイト結晶粒度をもたらす熱的／熱機械的プロセ
スを提供する。
【０００４】本発明の方法は、既存の生産ラインに若干
の変更を加えるだけで、焼きなました機械加工棒鋼を生
産するための圧延処理設備に容易に採用される。また、
本発明のプロセスは、急冷し且つ焼き戻した管を処理す
るために適しており、熱処理した鍛造品の製造に最も良
く使用することができる。
の変更を加えるだけで、焼きなました機械加工棒鋼を生
産するための圧延処理設備に容易に採用される。また、
本発明のプロセスは、急冷し且つ焼き戻した管を処理す
るために適しており、熱処理した鍛造品の製造に最も良
く使用することができる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、細粒化元素を
含むキルド鋼、特に、アルミニウムと共に、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、及びＶの如き種々のミクロ合金化元素を単独又は組
み合わせで使用するクラスの鋼の衝撃靭性並びに粗粒化
抵抗性を増大させる方法を提供する。
含むキルド鋼、特に、アルミニウムと共に、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、及びＶの如き種々のミクロ合金化元素を単独又は組
み合わせで使用するクラスの鋼の衝撃靭性並びに粗粒化
抵抗性を増大させる方法を提供する。
【０００６】簡単に言えば、本発明は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ及びＶの如き細粒化添加物を単独又はその組み合わせ
で含む高張力合金鋼の衝撃特性を改善するための方法に
関する。この方法は、好ましくは鋼の中に存在する溶解
度が最も低い窒化物又は炭窒化物の化学種の固溶体温度
よりも高い温度（Ｔ≧１２００°Ｃ）で再加熱及び熱間
変形し、その後、水クエンチング、オイルクエンチン
グ、又は、強制的な空気冷却の如き急速冷却を行う前処
理工程を含む。その後、材料はサブ・クリティカル焼き
なまし処理（約７００°Ｃ）を受ける。次に、約８５０
及び９５０°Ｃの間の低温乃至中温でオーステナイト化
することにより材料を焼き入れし、その後急冷及び焼き
戻しを行う。最終的な急冷は、オイル又は適宜な媒体の
中で行うことができる。
ｂ及びＶの如き細粒化添加物を単独又はその組み合わせ
で含む高張力合金鋼の衝撃特性を改善するための方法に
関する。この方法は、好ましくは鋼の中に存在する溶解
度が最も低い窒化物又は炭窒化物の化学種の固溶体温度
よりも高い温度（Ｔ≧１２００°Ｃ）で再加熱及び熱間
変形し、その後、水クエンチング、オイルクエンチン
グ、又は、強制的な空気冷却の如き急速冷却を行う前処
理工程を含む。その後、材料はサブ・クリティカル焼き
なまし処理（約７００°Ｃ）を受ける。次に、約８５０
及び９５０°Ｃの間の低温乃至中温でオーステナイト化
することにより材料を焼き入れし、その後急冷及び焼き
戻しを行う。最終的な急冷は、オイル又は適宜な媒体の
中で行うことができる。
【０００７】再加熱及び／又は高温における熱間変形に
より、溶解プロセスは、最初の熱間圧延によって得られ
た粗い析出物の含有量を減少し、また、上記再加熱温度
からの急速冷却は、γからαへの変態の前に生ずること
のできる析出物の量を制限する。その後のサブ・クリテ
ィカル焼きなまし操作が、フェライト中のＡｌＮ並びに
炭化物に富むミクロ合金炭窒化物の析出に必要な条件を
もたらす。最後に、低温乃至中温でのオーステナイト化
が、細かい析出物の分散並びに細かいオーステナイトミ
クロ組織の成長を促進する。
より、溶解プロセスは、最初の熱間圧延によって得られ
た粗い析出物の含有量を減少し、また、上記再加熱温度
からの急速冷却は、γからαへの変態の前に生ずること
のできる析出物の量を制限する。その後のサブ・クリテ
ィカル焼きなまし操作が、フェライト中のＡｌＮ並びに
炭化物に富むミクロ合金炭窒化物の析出に必要な条件を
もたらす。最後に、低温乃至中温でのオーステナイト化
が、細かい析出物の分散並びに細かいオーステナイトミ
クロ組織の成長を促進する。
【０００８】
【実施例】上述のように、粒子脆化は、例えば、Ａｌ、
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択された１又はそれ
以上の細粒化元素を含むキルド合金鋼の如き高張力鋼の
衝撃靭性を決定する基本的な要因である。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択された１又はそれ
以上の細粒化元素を含むキルド合金鋼の如き高張力鋼の
衝撃靭性を決定する基本的な要因である。
【０００９】材料及び処理 本発明の方法に従って処理された９つの実験的な合金鋼
の組成が、表１及び表１ａに示されている。４２２３鋼
（合金９）の真空誘導融解（ＶＩＭ）されたヒートを除
いて、鋼は、０．２３％のＣ、１．５％のＭｎ、２．０
％のＣｒの公称基本組成、並びに、種々の細粒化添加
物、すなわち、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ、Ｎｂ−
Ａｌ及びＡｌを有している。表１及び１ａには示してい
ないが、細粒化添加物として、Ｖを単独で、あるいは、
Ｎｂ又はＡｌ若しくはＮｂ−Ａｌと組み合わせて用いる
ことができる。選択された１又はそれ以上の特定の細粒
化元素はある広い範囲内で、すなわち、０．００５−
０．０５重量％のＡｌ、０．００５−０．０４重量％の
Ｔｉ、０．００５−０．０８重量％のＮｂ、並びに、
０．００５−０．１５重量％のＶとして存在することが
できる。大部分の鋼は、商業的なアーク炉（ＥＡＦ）製
鋼実務の窒素レベル特性（８０−１２０ｐｐｍ Ｎ）ま
で溶解されたが、幾つかのＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ鋼は、より
低いレベル（２２−６２ｐｐｍ）の窒素を含むように溶
解された。また、鋼は総て、比較的低い含有率（０．０
０３−０．００７％）の硫黄を含むように融解された。
の組成が、表１及び表１ａに示されている。４２２３鋼
（合金９）の真空誘導融解（ＶＩＭ）されたヒートを除
いて、鋼は、０．２３％のＣ、１．５％のＭｎ、２．０
％のＣｒの公称基本組成、並びに、種々の細粒化添加
物、すなわち、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ、Ｎｂ−
Ａｌ及びＡｌを有している。表１及び１ａには示してい
ないが、細粒化添加物として、Ｖを単独で、あるいは、
Ｎｂ又はＡｌ若しくはＮｂ−Ａｌと組み合わせて用いる
ことができる。選択された１又はそれ以上の特定の細粒
化元素はある広い範囲内で、すなわち、０．００５−
０．０５重量％のＡｌ、０．００５−０．０４重量％の
Ｔｉ、０．００５−０．０８重量％のＮｂ、並びに、
０．００５−０．１５重量％のＶとして存在することが
できる。大部分の鋼は、商業的なアーク炉（ＥＡＦ）製
鋼実務の窒素レベル特性（８０−１２０ｐｐｍ Ｎ）ま
で溶解されたが、幾つかのＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ鋼は、より
低いレベル（２２−６２ｐｐｍ）の窒素を含むように溶
解された。また、鋼は総て、比較的低い含有率（０．０
０３−０．００７％）の硫黄を含むように融解された。
【００１０】製造ヒートから直接得られた２つのＴｉ−
Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金４及び５）を除いて、実験的な鋼
は、融解して１００ポンドＶＩＭヒートとした。インゴ
ット（直径約１３．９７ｃｍ（約５．５インチ）×約３
０．４８ｃｍ（約１２インチ））が、１２３０°Ｃ及び
１２６０°Ｃの間の温度まで再加熱され、１５．２４ｃ
ｍ（６インチ）の高さまでアプセット鍛造され、また、
１３．９７ｃｍ（５．５インチ）の幅及び６．９９ｃｍ
（２．７５）インチの厚みまでクロス鍛造（され、更
に、室温まで空冷される。インゴットはその後、６．３
５ｃｍ（２．５０インチ）まで圧延され、また、１２３
０°Ｃで２−３時間灼熱され、更に、６回のパスで１．
６０ｃｍ（０．６３インチ）の厚みのプレートまで熱間
圧延される。一回のパス当たりの減少率は１７％乃至２
３％の範囲であり、最後のパスは、１０００°Ｃ付近の
温度で行われた。
Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金４及び５）を除いて、実験的な鋼
は、融解して１００ポンドＶＩＭヒートとした。インゴ
ット（直径約１３．９７ｃｍ（約５．５インチ）×約３
０．４８ｃｍ（約１２インチ））が、１２３０°Ｃ及び
１２６０°Ｃの間の温度まで再加熱され、１５．２４ｃ
ｍ（６インチ）の高さまでアプセット鍛造され、また、
１３．９７ｃｍ（５．５インチ）の幅及び６．９９ｃｍ
（２．７５）インチの厚みまでクロス鍛造（され、更
に、室温まで空冷される。インゴットはその後、６．３
５ｃｍ（２．５０インチ）まで圧延され、また、１２３
０°Ｃで２−３時間灼熱され、更に、６回のパスで１．
６０ｃｍ（０．６３インチ）の厚みのプレートまで熱間
圧延される。一回のパス当たりの減少率は１７％乃至２
３％の範囲であり、最後のパスは、１０００°Ｃ付近の
温度で行われた。
【００１１】
【表１】 熱処理 試験片の素材は、熱間圧延されたプレートの中間面（ｍ
ｉｄ−ｐｌａｎｅ）から長手方向に押し出された。最初
に、試験片の素材は、９００°Ｃと１１００°Ｃとの間
の温度で１時間にわたってオーステナイト化され、次
に、室温まで水で急冷され、更に、１９０°Ｃで１時間
にわたって焼き戻しされた。一連の大きなサイズの試験
片の素材も、１１００乃至１３００°Ｃの範囲内の温度
で１時間にわたって溶体化処理され、次に、室温まで水
急冷又は空冷された。上記前処理操作の後に、試験片の
半分が７００°Ｃで１時間にわたって焼きなましされ
た。その後、試験片の素材は総て９００°Ｃと１１００
°Ｃとの間の温度で１時間にわたってオーステナイト化
され、次に、室温まで水急冷され、更に、１９０°Ｃで
１時間にわたって焼き戻しされた。
ｉｄ−ｐｌａｎｅ）から長手方向に押し出された。最初
に、試験片の素材は、９００°Ｃと１１００°Ｃとの間
の温度で１時間にわたってオーステナイト化され、次
に、室温まで水で急冷され、更に、１９０°Ｃで１時間
にわたって焼き戻しされた。一連の大きなサイズの試験
片の素材も、１１００乃至１３００°Ｃの範囲内の温度
で１時間にわたって溶体化処理され、次に、室温まで水
急冷又は空冷された。上記前処理操作の後に、試験片の
半分が７００°Ｃで１時間にわたって焼きなましされ
た。その後、試験片の素材は総て９００°Ｃと１１００
°Ｃとの間の温度で１時間にわたってオーステナイト化
され、次に、室温まで水急冷され、更に、１９０°Ｃで
１時間にわたって焼き戻しされた。
【００１２】機械的な検査 ９００−１１００°Ｃの範囲で焼き入れし１９０°Ｃで
焼き戻しした後に、熱間圧延された鋼の硬度並びに長手
方向の引っ張り特性を評価した。総ての引っ張り試験
は、ＡＳＴＭ Ｅ−８に従って行われた。衝撃試験は、
熱間圧延及び前処理を行った後に焼き入れした材料に対
して行った。Ｖ切欠きシャルピ試験片の検査（ＬＴ方
向）は、ＡＳＴＭ Ｅ−２３に従って室温で行われた。
焼き戻しした後に、熱間圧延された鋼の硬度並びに長手
方向の引っ張り特性を評価した。総ての引っ張り試験
は、ＡＳＴＭ Ｅ−８に従って行われた。衝撃試験は、
熱間圧延及び前処理を行った後に焼き入れした材料に対
して行った。Ｖ切欠きシャルピ試験片の検査（ＬＴ方
向）は、ＡＳＴＭ Ｅ−２３に従って室温で行われた。
【００１３】熱間圧延及び焼き入れされた鋼 鋼の引っ張り特性は、表２にオーステナイト化温度に関
して示されている。表２においては、合金１−３及び合
金６−９に関して記載された値は、それぞれ２回及び３
回のテストの平均値を示している。総ての試験片は、表
示した温度でオーステナイト化された後に水急冷され、
１９０°Ｃで１時間にわたって焼き戻しされた。表２に
記載された伸び率は３．５６ｃｍ（１．４インチ）に対
して測定された。引張強度、引張伸び、及び、断面減少
率の値は、Ｆｅ−２３％Ｃ−１．５％Ｍｎ−２．０％Ｃ
ｒの鋼においては概ね等しいが、個々の鋼に関する降伏
強度の値には幾分の変動性（〜２０ｋｓｉ）が認められ
る。合金１−３と合金６−９とを比較すると、４３２３
鋼（合金９）は、若干低い値の強度及び引張延性を示し
ている。これらのデータはまた、オーステナイト化温度
の増加は一般に、大部分の鋼の強度、硬度及び引張延性
を少し減少させることを示している。
して示されている。表２においては、合金１−３及び合
金６−９に関して記載された値は、それぞれ２回及び３
回のテストの平均値を示している。総ての試験片は、表
示した温度でオーステナイト化された後に水急冷され、
１９０°Ｃで１時間にわたって焼き戻しされた。表２に
記載された伸び率は３．５６ｃｍ（１．４インチ）に対
して測定された。引張強度、引張伸び、及び、断面減少
率の値は、Ｆｅ−２３％Ｃ−１．５％Ｍｎ−２．０％Ｃ
ｒの鋼においては概ね等しいが、個々の鋼に関する降伏
強度の値には幾分の変動性（〜２０ｋｓｉ）が認められ
る。合金１−３と合金６−９とを比較すると、４３２３
鋼（合金９）は、若干低い値の強度及び引張延性を示し
ている。これらのデータはまた、オーステナイト化温度
の増加は一般に、大部分の鋼の強度、硬度及び引張延性
を少し減少させることを示している。
【００１４】熱間圧延され且つ焼き入れされた鋼の室温
の衝撃靭性が、図１及び図２にオーステナイト化温度の
関数として示されている。低窒素（≦６２ｐｐｍ）Ｔｉ
−Ｎｂ−Ａｌ鋼は、オーステナイト化温度とは独立して
高いレベルの衝撃靭性を示す（図１）が、商業的なアー
ク炉製鋼実務の代表例であるより高い含有率の窒素を含
む合金は、低温乃至中温におけるオーステナイト化の後
に、比較的低いレベルの衝撃靭性を示し、衝撃靭性とオ
ーステナイト化温度との間の傾向は、Ｖ切欠きシャルピ
試験片における変形及び破損に関して一般に受け入れら
れているメカニズムとは一致しない。オーステナイト化
温度と共に変化する衝撃靭性の変動は、ＶＩＭ及び製造
用鋼に比肩し得るが、Ｔｉ−Ａｌ（合金６）、Ｎｂ−Ａ
ｌ（合金７）及びＡｌ（合金８）の鋼は、９５０°Ｃ
（合金６）及び１０００°Ｃ（合金７及び合金８）より
も高い温度で靭性が増大する前に、オーステナイト化温
度の増加に伴って衝撃靭性が減少する（図２）。合金５
に関するデータには衝撃靭性の「谷」も認められ（図
１）るが、９００−９５０°Ｃの範囲のオーステナイト
化温度にわたる靭性の減少の大きさは比較的小さい。
の衝撃靭性が、図１及び図２にオーステナイト化温度の
関数として示されている。低窒素（≦６２ｐｐｍ）Ｔｉ
−Ｎｂ−Ａｌ鋼は、オーステナイト化温度とは独立して
高いレベルの衝撃靭性を示す（図１）が、商業的なアー
ク炉製鋼実務の代表例であるより高い含有率の窒素を含
む合金は、低温乃至中温におけるオーステナイト化の後
に、比較的低いレベルの衝撃靭性を示し、衝撃靭性とオ
ーステナイト化温度との間の傾向は、Ｖ切欠きシャルピ
試験片における変形及び破損に関して一般に受け入れら
れているメカニズムとは一致しない。オーステナイト化
温度と共に変化する衝撃靭性の変動は、ＶＩＭ及び製造
用鋼に比肩し得るが、Ｔｉ−Ａｌ（合金６）、Ｎｂ−Ａ
ｌ（合金７）及びＡｌ（合金８）の鋼は、９５０°Ｃ
（合金６）及び１０００°Ｃ（合金７及び合金８）より
も高い温度で靭性が増大する前に、オーステナイト化温
度の増加に伴って衝撃靭性が減少する（図２）。合金５
に関するデータには衝撃靭性の「谷」も認められ（図
１）るが、９００−９５０°Ｃの範囲のオーステナイト
化温度にわたる靭性の減少の大きさは比較的小さい。
【００１５】本発明の方法は、例えば１３００°Ｃの高
温の前処理を与え、次に、急速冷却及び例えば７００°
Ｃでのサブ・クリティカル焼きなましを行い、これによ
り、最終的なオーステナイト化の間のミクロ組織の粗粒
化抵抗性を最適化すると共に、その結果生ずる焼き戻し
されたマルテンサイトのミクロ組織の衝撃靭性を最適化
する。
温の前処理を与え、次に、急速冷却及び例えば７００°
Ｃでのサブ・クリティカル焼きなましを行い、これによ
り、最終的なオーステナイト化の間のミクロ組織の粗粒
化抵抗性を最適化すると共に、その結果生ずる焼き戻し
されたマルテンサイトのミクロ組織の衝撃靭性を最適化
する。
【００１６】
【表２】 Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ鋼に対する方法の適用 高温で前処理されたＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金４及び合
金５）に関する室温の衝撃靭性が、オーステナイト化温
度の関数として、表３及び表４並びに図３及び図４に示
されている。１３００°Ｃの前処理温度は、高温鍛造に
関連する再加熱条件をシミュレートしながら、析出物の
重要な部分の固溶体を許容するために選択された。これ
らのデータは、前処理操作からの冷却速度（水急冷”Ｗ
Ｑ”対空冷”ＡＣ”）の増大、並びに、サブ・クリティ
カル焼きなまし処理の付与が共に、鋼の衝撃靭性を改善
することを示唆している。また、高窒素鋼（合金５）に
関するデータにおいては特に、焼きなまし処理をプロセ
スから省略した場合には、前処理された材料の衝撃靭性
は、熱間圧延された鋼と同様にオーステナイト化温度に
一般的に依存する、すなわち、衝撃エネルギはオーステ
ナイト化温度に伴って増大する。反対に、処理工程にサ
ブ・クリティカル焼きなまし処理を採用すると、９００
−９５０°Ｃ程度の低温乃至中温における焼き入れの後
の材料の衝撃靭性が最適になる。
金５）に関する室温の衝撃靭性が、オーステナイト化温
度の関数として、表３及び表４並びに図３及び図４に示
されている。１３００°Ｃの前処理温度は、高温鍛造に
関連する再加熱条件をシミュレートしながら、析出物の
重要な部分の固溶体を許容するために選択された。これ
らのデータは、前処理操作からの冷却速度（水急冷”Ｗ
Ｑ”対空冷”ＡＣ”）の増大、並びに、サブ・クリティ
カル焼きなまし処理の付与が共に、鋼の衝撃靭性を改善
することを示唆している。また、高窒素鋼（合金５）に
関するデータにおいては特に、焼きなまし処理をプロセ
スから省略した場合には、前処理された材料の衝撃靭性
は、熱間圧延された鋼と同様にオーステナイト化温度に
一般的に依存する、すなわち、衝撃エネルギはオーステ
ナイト化温度に伴って増大する。反対に、処理工程にサ
ブ・クリティカル焼きなまし処理を採用すると、９００
−９５０°Ｃ程度の低温乃至中温における焼き入れの後
の材料の衝撃靭性が最適になる。
【００１７】前処理された鋼に関する衝撃靭性は、試験
片に与えた一連の特殊な処理に関係無く、１０５０°Ｃ
のオーステナイト化温度において収束し、前処理された
鋼の靭性の大きさは、１０５０−１１００°Ｃの範囲に
おけるオーステナイト化の後の熱間圧延された鋼に関す
る値と同様である。このタイプの挙動は、熱間圧延され
た鋼及び前処理された鋼の中のミクロ合金炭窒化物が、
高温のオーステナイト化の間に、同様な析出物のサイズ
及び密度の分散に進展することを示唆している。１０５
０°Ｃ程度の温度においては、比較的迅速に平衡に向か
い、また、析出物が粗粒化する可能性が極めて高いこと
を考慮すると、粗い炭窒化物の小さな密度の進展によ
り、ある鋼組成に関して、その前の処理経過に関係無
く、衝撃靭性が一定の値に向かって収束すると予測する
ことは合理的ではない。また、別の熱処理に関する衝撃
靭性の収束が、鋼の粗いオーステナイト結晶粒組織の形
成に関連して生ずることにも注意する必要がある。
片に与えた一連の特殊な処理に関係無く、１０５０°Ｃ
のオーステナイト化温度において収束し、前処理された
鋼の靭性の大きさは、１０５０−１１００°Ｃの範囲に
おけるオーステナイト化の後の熱間圧延された鋼に関す
る値と同様である。このタイプの挙動は、熱間圧延され
た鋼及び前処理された鋼の中のミクロ合金炭窒化物が、
高温のオーステナイト化の間に、同様な析出物のサイズ
及び密度の分散に進展することを示唆している。１０５
０°Ｃ程度の温度においては、比較的迅速に平衡に向か
い、また、析出物が粗粒化する可能性が極めて高いこと
を考慮すると、粗い炭窒化物の小さな密度の進展によ
り、ある鋼組成に関して、その前の処理経過に関係無
く、衝撃靭性が一定の値に向かって収束すると予測する
ことは合理的ではない。また、別の熱処理に関する衝撃
靭性の収束が、鋼の粗いオーステナイト結晶粒組織の形
成に関連して生ずることにも注意する必要がある。
【００１８】
【表３】
【表４】 Ｔｉ−Ａｌ鋼に対する方法の適用 Ｔｉ−Ａｌ鋼（合金６）に関する室温の衝撃靭性が、オ
ーステナイト化温度の関数として表５並びに図５乃至図
７に示されている。総ての試験片を所定の操作の後に水
急冷した。この場合にも、高温の前処理操作の付与に伴
って、鋼の衝撃靭性が増大し、最終的なオーステナイト
化の前のサブ・クリティカル焼きなましの導入により、
その靭性が改善された。熱間圧延され且つ前処理された
鋼に関する衝撃靭性は、オーステナイト化温度に対して
同様の依存性を示すが、高温（１２００−１３００°
Ｃ）の前処理操作、並びに、例えば７００°Ｃのサブ・
クリティカル焼きなましの付与により、低温乃至中温の
最終的なオーステナイト化の後に、高いレベルの衝撃靭
性が生じた（図６及び図７）。１１００°Ｃで前処理さ
れ且つ７００°Ｃで焼きなましされた試験片の場合に
は、オーステナイト化温度を９００°Ｃから１１００°
Ｃまで増大させても、焼き入れされた鋼の衝撃靭性の増
大は僅かであり（図５参照）、このことは、不十分な量
のＴｉ（Ｃ，Ｎ）が１１００°Ｃの固溶体に導入され、
これにより、焼きなまし及び焼き入れの後の粒子脆化の
効果を十分に減少させることを示唆している。最後に、
各々の前処理温度に関する衝撃靭性の値は、それ以前の
処理経過に関係無く、高いオーステナイト化温度（≧１
０５０°Ｃ）において収束する。
ーステナイト化温度の関数として表５並びに図５乃至図
７に示されている。総ての試験片を所定の操作の後に水
急冷した。この場合にも、高温の前処理操作の付与に伴
って、鋼の衝撃靭性が増大し、最終的なオーステナイト
化の前のサブ・クリティカル焼きなましの導入により、
その靭性が改善された。熱間圧延され且つ前処理された
鋼に関する衝撃靭性は、オーステナイト化温度に対して
同様の依存性を示すが、高温（１２００−１３００°
Ｃ）の前処理操作、並びに、例えば７００°Ｃのサブ・
クリティカル焼きなましの付与により、低温乃至中温の
最終的なオーステナイト化の後に、高いレベルの衝撃靭
性が生じた（図６及び図７）。１１００°Ｃで前処理さ
れ且つ７００°Ｃで焼きなましされた試験片の場合に
は、オーステナイト化温度を９００°Ｃから１１００°
Ｃまで増大させても、焼き入れされた鋼の衝撃靭性の増
大は僅かであり（図５参照）、このことは、不十分な量
のＴｉ（Ｃ，Ｎ）が１１００°Ｃの固溶体に導入され、
これにより、焼きなまし及び焼き入れの後の粒子脆化の
効果を十分に減少させることを示唆している。最後に、
各々の前処理温度に関する衝撃靭性の値は、それ以前の
処理経過に関係無く、高いオーステナイト化温度（≧１
０５０°Ｃ）において収束する。
【００１９】合金６のＴｉ−Ａｌ鋼の組成は、１１００
°Ｃの前処理の後に、異常粒子成長に対して比較的小さ
な抵抗を示すが、プロセスにサブ・クリティカル焼きな
ましを採用することにより、鋼の粗粒化抵抗性を大幅に
改善する。すなわち、１時間のオーステナイト化処理に
対して、粗粒化温度が、９００°Ｃ乃至９５０°Ｃまで
増大する。焼きなまし処理をプロセスに採用するか否か
に関係無く、１２００°Ｃまでの前処理温度の増加に伴
って、９００°Ｃにおけるオーステナイト化の後に、細
粒化されたミクロ組織が進展するが、９５０°Ｃにおけ
る最終的なオーステナイト化の間に、細粒化されたミク
ロ組織を維持するために、前処理の後にサブ・クリティ
カル焼きなましが必要とされる。最後に、１３００°Ｃ
の前処理を付与すると、その後焼きなまし処理を行うか
否かに関係無く、９５０°Ｃにおけるオーステナイト化
の間に、細粒化されたミクロ組織の進展及び維持が促進
される。
°Ｃの前処理の後に、異常粒子成長に対して比較的小さ
な抵抗を示すが、プロセスにサブ・クリティカル焼きな
ましを採用することにより、鋼の粗粒化抵抗性を大幅に
改善する。すなわち、１時間のオーステナイト化処理に
対して、粗粒化温度が、９００°Ｃ乃至９５０°Ｃまで
増大する。焼きなまし処理をプロセスに採用するか否か
に関係無く、１２００°Ｃまでの前処理温度の増加に伴
って、９００°Ｃにおけるオーステナイト化の後に、細
粒化されたミクロ組織が進展するが、９５０°Ｃにおけ
る最終的なオーステナイト化の間に、細粒化されたミク
ロ組織を維持するために、前処理の後にサブ・クリティ
カル焼きなましが必要とされる。最後に、１３００°Ｃ
の前処理を付与すると、その後焼きなまし処理を行うか
否かに関係無く、９５０°Ｃにおけるオーステナイト化
の間に、細粒化されたミクロ組織の進展及び維持が促進
される。
【００２０】Ｔｉ−Ａｌ鋼（合金６）の焼きなまし及び
焼き入れされた試験片の衝撃靭性に対する前処理温度の
効果が、図８に示されている。１１００°Ｃから１３０
０°Ｃまでの前処理温度の増加に直接伴って、９００−
９５０°Ｃの温度範囲における焼きなまし及びオーステ
ナイト化の後に、衝撃靭性が約４２ｆｔ−ｌｂから約５
２ｆｔ−ｌｂまで増大し、そのような熱処理によって生
じたオーステナイトのミクロ組織は、均一に細粒化され
る。９５０°Ｃよりも高い温度におけるオーステナイト
化の後の衝撃靭性の全体的な低下が、オーステナイトの
混粒組織の形成によって生ずる
焼き入れされた試験片の衝撃靭性に対する前処理温度の
効果が、図８に示されている。１１００°Ｃから１３０
０°Ｃまでの前処理温度の増加に直接伴って、９００−
９５０°Ｃの温度範囲における焼きなまし及びオーステ
ナイト化の後に、衝撃靭性が約４２ｆｔ−ｌｂから約５
２ｆｔ−ｌｂまで増大し、そのような熱処理によって生
じたオーステナイトのミクロ組織は、均一に細粒化され
る。９５０°Ｃよりも高い温度におけるオーステナイト
化の後の衝撃靭性の全体的な低下が、オーステナイトの
混粒組織の形成によって生ずる
【表５】 Ｎｂ−Ａｌ鋼に対する方法の適用 Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金７）の室温の衝撃靭性が、オーステ
ナイト化温度の関数として、表６及び図９乃至図１１に
示されている。総ての試験片は、前処理操作の後に水急
冷された。一般に、熱間圧延及び前処理された材料のオ
ーステナイト化温度に伴う靭性の変化は、Ｔｉ−Ｎｂ−
Ａｌ鋼（合金１−４）及びＴｉ−Ａｌ鋼（合金６）につ
いて観察された傾向と同様である。すなわち、前処理さ
れた試験片の衝撃靭性は、熱間圧延及び焼き入れされた
材料が示す傾向に従うが、高温の前処理操作及びサブ・
クリティカル焼きなまし操作を与えることにより、９０
０−１０００°Ｃの温度範囲におけるオーステナイト化
の後に、高いレベルの衝撃靭性がもたらされる。
ナイト化温度の関数として、表６及び図９乃至図１１に
示されている。総ての試験片は、前処理操作の後に水急
冷された。一般に、熱間圧延及び前処理された材料のオ
ーステナイト化温度に伴う靭性の変化は、Ｔｉ−Ｎｂ−
Ａｌ鋼（合金１−４）及びＴｉ−Ａｌ鋼（合金６）につ
いて観察された傾向と同様である。すなわち、前処理さ
れた試験片の衝撃靭性は、熱間圧延及び焼き入れされた
材料が示す傾向に従うが、高温の前処理操作及びサブ・
クリティカル焼きなまし操作を与えることにより、９０
０−１０００°Ｃの温度範囲におけるオーステナイト化
の後に、高いレベルの衝撃靭性がもたらされる。
【００２１】Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金７）は、１１００°Ｃ
の前処理の後に、Ｔｉ−Ａｌ鋼（合金６）よりも高い粗
粒化抵抗性を示す。また、サブ・クリティカル焼きなま
しを付与すると、比較的低温での前処理の後に、Ｎｂ−
Ａｌ鋼の粗粒化抵抗性が改善されることも明らかであ
る。Ｎｂ−Ａｌ鋼は、１２００°Ｃよりも高い温度での
前処理の後に、概ね細粒化されるが、異常な外観を有す
る大きな粒子が生ずることがかなり多い。そのような大
きな粒子は、高温の前処理操作の間に形成されたオース
テナイトの粒界／析出物構造の残部に形成されるように
思われ、また、そのような領域が観察されることは、小
さな粒子の高い密度の核形成及び成長によって、上記残
部の境界付近にミクロ組織の進化が生じ、その後、変態
したミクロ組織の粗粒化及び衝突が、残部境界の両側で
細長い粒子の低い密度になることを示唆している。前処
理の間にＮｂ（Ｃ，Ｎ）の溶解によって生ずる溶質のド
ラッグ効果（ｄｒａｇ ｅｆｆｅｃｔｓ）は、残部の境
界、すなわち、析出物によるピン止めによって良好に形
成された点が存在しない湾曲した外側境界、付近の粒子
の一般的な外観に影響を与えることができる。しかしな
がら、高温（１２００−１３００°Ｃ）の前処理並びに
サブ・クリティカル焼きなましの付与により、９００−
１０００°Ｃの範囲の温度における最終的なオーステナ
イト化の間に、均一に細粒化されたミクロ組織の進展が
促進される。
の前処理の後に、Ｔｉ−Ａｌ鋼（合金６）よりも高い粗
粒化抵抗性を示す。また、サブ・クリティカル焼きなま
しを付与すると、比較的低温での前処理の後に、Ｎｂ−
Ａｌ鋼の粗粒化抵抗性が改善されることも明らかであ
る。Ｎｂ−Ａｌ鋼は、１２００°Ｃよりも高い温度での
前処理の後に、概ね細粒化されるが、異常な外観を有す
る大きな粒子が生ずることがかなり多い。そのような大
きな粒子は、高温の前処理操作の間に形成されたオース
テナイトの粒界／析出物構造の残部に形成されるように
思われ、また、そのような領域が観察されることは、小
さな粒子の高い密度の核形成及び成長によって、上記残
部の境界付近にミクロ組織の進化が生じ、その後、変態
したミクロ組織の粗粒化及び衝突が、残部境界の両側で
細長い粒子の低い密度になることを示唆している。前処
理の間にＮｂ（Ｃ，Ｎ）の溶解によって生ずる溶質のド
ラッグ効果（ｄｒａｇ ｅｆｆｅｃｔｓ）は、残部の境
界、すなわち、析出物によるピン止めによって良好に形
成された点が存在しない湾曲した外側境界、付近の粒子
の一般的な外観に影響を与えることができる。しかしな
がら、高温（１２００−１３００°Ｃ）の前処理並びに
サブ・クリティカル焼きなましの付与により、９００−
１０００°Ｃの範囲の温度における最終的なオーステナ
イト化の間に、均一に細粒化されたミクロ組織の進展が
促進される。
【００２２】Ｎｂ−Ａｌ鋼（合金７）の焼きなましされ
且つ焼き入れされた試験片の衝撃靭性に対する前処理温
度の効果が、図１２に総括されている。前処理温度及び
オーステナイト化温度の両方に対する衝撃靭性の依存性
は、Ｔｉ−Ａｌ鋼及びＮｂ−Ａｌ鋼によって示される依
存性と同様であるが、前処理温度の２００°Ｃの増加に
よって生ずる靭性の増加は、９００−１０００°Ｃの温
度範囲におけるオーステナイト化の後のＮｂ−Ａｌ鋼に
おけるよりも幾分大きい。この場合にも、Ｎｂ−Ａｌ鋼
の高いレベルの衝撃靭性は一般に、前処理され且つ焼き
なましされた材料の最終的なオーステナイト化の間の細
粒化したミクロ組織の進展に関連し、１０００°Ｃより
も高い温度におけるオーステナイト化の後の衝撃靭性の
低下は、複合粒子構造の形成に関連する。
且つ焼き入れされた試験片の衝撃靭性に対する前処理温
度の効果が、図１２に総括されている。前処理温度及び
オーステナイト化温度の両方に対する衝撃靭性の依存性
は、Ｔｉ−Ａｌ鋼及びＮｂ−Ａｌ鋼によって示される依
存性と同様であるが、前処理温度の２００°Ｃの増加に
よって生ずる靭性の増加は、９００−１０００°Ｃの温
度範囲におけるオーステナイト化の後のＮｂ−Ａｌ鋼に
おけるよりも幾分大きい。この場合にも、Ｎｂ−Ａｌ鋼
の高いレベルの衝撃靭性は一般に、前処理され且つ焼き
なましされた材料の最終的なオーステナイト化の間の細
粒化したミクロ組織の進展に関連し、１０００°Ｃより
も高い温度におけるオーステナイト化の後の衝撃靭性の
低下は、複合粒子構造の形成に関連する。
【００２３】
【表６】 Ａｌ鋼への方法の適用 Ａｌ鋼（合金８及び合金９）の室温の衝撃靭性が、オー
ステナイト化温度の関数として、表７及び８並びに図１
３及び図１４に示されている。総ての試験片は、前処理
操作の後に水急冷された。この場合にも、高温の前処理
並びにサブ・クリティカル焼きなましの付与に関連し
て、低温から中温でのオーステナイト化の後に高いレベ
ルの衝撃靭性がもたらされ、唯一の細粒化元素としての
Ａｌを含むこのクラスの鋼に関しては、９００−１１０
０°Ｃの温度におけるオーステナイト化の後に、高いレ
ベルの衝撃靭性がもたらされる。また、最終的なオース
テナイト化の前に７００°Ｃでのサブ・クリティカル焼
きなましを省略すると、合金９のオーステナイト化温度
に対する衝撃靭性の強い依存性（図１４）で実証される
ように、粒子脆化の効果に対する材料の感受性が増大す
る。
ステナイト化温度の関数として、表７及び８並びに図１
３及び図１４に示されている。総ての試験片は、前処理
操作の後に水急冷された。この場合にも、高温の前処理
並びにサブ・クリティカル焼きなましの付与に関連し
て、低温から中温でのオーステナイト化の後に高いレベ
ルの衝撃靭性がもたらされ、唯一の細粒化元素としての
Ａｌを含むこのクラスの鋼に関しては、９００−１１０
０°Ｃの温度におけるオーステナイト化の後に、高いレ
ベルの衝撃靭性がもたらされる。また、最終的なオース
テナイト化の前に７００°Ｃでのサブ・クリティカル焼
きなましを省略すると、合金９のオーステナイト化温度
に対する衝撃靭性の強い依存性（図１４）で実証される
ように、粒子脆化の効果に対する材料の感受性が増大す
る。
【００２４】熱間圧延及び焼き入れされた図１３及び図
１４に示す上記２つの鋼を比較すると、合金９の衝撃靭
性は、合金８に比較して、オーステナイト化温度に対し
てかなり強い依存性を示す。そのような２つの鋼におい
ては、アルミニウムが唯一の細粒化元素であるので、そ
のような靭性データは、各鋼に対する［Ａｌ］対［Ｎ］
の比率によるものであると考えることには合理性があ
る。すなわち、オーステナイト化温度に対して比較的弱
い依存性を示す合金８は、１．９の化学等量比に近い有
効な［Ａｌ］／［Ｎ］比を有し、一方、合金９における
［Ａｌ］対［Ｎ］の極端な超化学等量比、すなわち［Ａ
ｌ（ｅｆｆ）］／［Ｎ］＝５．４が、衝撃靭性とオース
テナイト化温度との間の強い変動に関係する（図１
４）。［Ａｌｅｆｆ］の値は、［Ａｌ（ｅｆｆ）］＝
［Ａｌ（ｔ）］−２．５３［Ｏ（ｔ）］の式から評価さ
れ、この式においては、［Ａｌ（ｔ）］及び［Ｏ
（ｔ）］はそれぞれ、鋼の中の全アルミニウム含有量及
び全酸素含有量である。超化学等量比［Ａｌ］／［Ｎ］
比を有する熱間圧延された鋼における析出物の粗粒化の
高い可能性が、粒子脆化の直接的な効果並びにオーステ
ナイト化の間の異常な粗粒化の間接的な効果による焼き
入れされた鋼の衝撃靭性の低下として証明されると予測
することは非合理的なことではないであろう。
１４に示す上記２つの鋼を比較すると、合金９の衝撃靭
性は、合金８に比較して、オーステナイト化温度に対し
てかなり強い依存性を示す。そのような２つの鋼におい
ては、アルミニウムが唯一の細粒化元素であるので、そ
のような靭性データは、各鋼に対する［Ａｌ］対［Ｎ］
の比率によるものであると考えることには合理性があ
る。すなわち、オーステナイト化温度に対して比較的弱
い依存性を示す合金８は、１．９の化学等量比に近い有
効な［Ａｌ］／［Ｎ］比を有し、一方、合金９における
［Ａｌ］対［Ｎ］の極端な超化学等量比、すなわち［Ａ
ｌ（ｅｆｆ）］／［Ｎ］＝５．４が、衝撃靭性とオース
テナイト化温度との間の強い変動に関係する（図１
４）。［Ａｌｅｆｆ］の値は、［Ａｌ（ｅｆｆ）］＝
［Ａｌ（ｔ）］−２．５３［Ｏ（ｔ）］の式から評価さ
れ、この式においては、［Ａｌ（ｔ）］及び［Ｏ
（ｔ）］はそれぞれ、鋼の中の全アルミニウム含有量及
び全酸素含有量である。超化学等量比［Ａｌ］／［Ｎ］
比を有する熱間圧延された鋼における析出物の粗粒化の
高い可能性が、粒子脆化の直接的な効果並びにオーステ
ナイト化の間の異常な粗粒化の間接的な効果による焼き
入れされた鋼の衝撃靭性の低下として証明されると予測
することは非合理的なことではないであろう。
【００２５】
【表７】
【表８】 本発明の熱的／熱機械的な方法の実際の適用 本発明の熱的／熱機械的なプロセスは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ及びＶの如き細粒化添加物を単独又はその組み合わせ
で含むキルド合金鋼の棒、管、及び、鍛造製品の製造に
特に有用である。そのような製品の製造に本プロセスを
採用する種々の態様が、図１５に概略的に図示されてい
る。熱間圧延された機械加工用棒鋼及び管の製造は、高
温の再加熱、熱間圧延又は穴空け及び加速冷却によって
行うことができる。そのような製品は、機械加工及び焼
き入れの前にサブ・クリティカル焼きなましを採用する
顧客に供給することができ、あるいは、そのような材料
は、低硬度で比較的機械加工性のある材料を必要とする
顧客のために、熱間加工の後にサブ・クリティカル焼き
なましすることができる。本プロセスは更に、熱処理さ
れた管、並びに、特定の部品を製造するために荒ら仕上
げ機械加工されたあるいは最終仕上げ機械加工された部
品の製造に採用することができる。熱間圧延された棒鋼
及び管を製造する際には、プロセスの高温前処理部分
は、通常の熱間加工操作を厳密に再現する。すなわち、
高温の前処理は、最終製品における粒子脆化の効果を防
止するために、最終的な再加熱及び熱間加工の操作の一
体の部分として採用される。
ｂ及びＶの如き細粒化添加物を単独又はその組み合わせ
で含むキルド合金鋼の棒、管、及び、鍛造製品の製造に
特に有用である。そのような製品の製造に本プロセスを
採用する種々の態様が、図１５に概略的に図示されてい
る。熱間圧延された機械加工用棒鋼及び管の製造は、高
温の再加熱、熱間圧延又は穴空け及び加速冷却によって
行うことができる。そのような製品は、機械加工及び焼
き入れの前にサブ・クリティカル焼きなましを採用する
顧客に供給することができ、あるいは、そのような材料
は、低硬度で比較的機械加工性のある材料を必要とする
顧客のために、熱間加工の後にサブ・クリティカル焼き
なましすることができる。本プロセスは更に、熱処理さ
れた管、並びに、特定の部品を製造するために荒ら仕上
げ機械加工されたあるいは最終仕上げ機械加工された部
品の製造に採用することができる。熱間圧延された棒鋼
及び管を製造する際には、プロセスの高温前処理部分
は、通常の熱間加工操作を厳密に再現する。すなわち、
高温の前処理は、最終製品における粒子脆化の効果を防
止するために、最終的な再加熱及び熱間加工の操作の一
体の部分として採用される。
【００２６】本プロセスは、棒及び管の製造とは対照的
に、鍛造部品の製造の際に熱間圧延される鋼に高温前処
理が施される鍛造製品の製造に最も大きな適用可能性を
有する。高温再加熱及び鍛造は一般に、鍛造性及びダイ
スの寿命を維持するという意味において、最も実行可能
な処理方法をもたらすが、高温前処理の最終的な目的
は、鋼の中の炭窒化物の粗い析出物の体積割合を減少さ
せることを強調しなければならない。オーステナイト中
のミクロ合金炭窒化物及び／又はＡｌＮの析出範囲を制
限するために、鍛造の後に、材料を急速に加速冷却して
γからαへの変態点よりも低くする。その次に加速冷却
が行われる高温鍛造は、バナジウム変更された中炭素鋼
にもっとも広く適用されており、また、この技術を利用
するために、多くの商業的な鍛造機が、強制的な空気冷
却能力を有するコンベアラインを備えている。現在、幾
つかの鍛造機は、急冷部品を鍛造プレスから水又はオイ
ルの中へ導く能力を有しているが、この製造方法は、簡
単な形状を有する比較的小さい部品に殆ど限定される。
ミクロ合金化されたバナジウム鋼から鍛造部品を製造す
るのに有効であると証明されている上記一般的な技術
は、現在のプロセスの初期部分を含み、本プロセスは、
通常の温度（８５０−９５０°Ｃ）におけるサブ・クリ
ティカル焼きなまし及び焼き入れと組み合わせて、良好
な靭性を有する細粒化された高張力鋼を提供する。
に、鍛造部品の製造の際に熱間圧延される鋼に高温前処
理が施される鍛造製品の製造に最も大きな適用可能性を
有する。高温再加熱及び鍛造は一般に、鍛造性及びダイ
スの寿命を維持するという意味において、最も実行可能
な処理方法をもたらすが、高温前処理の最終的な目的
は、鋼の中の炭窒化物の粗い析出物の体積割合を減少さ
せることを強調しなければならない。オーステナイト中
のミクロ合金炭窒化物及び／又はＡｌＮの析出範囲を制
限するために、鍛造の後に、材料を急速に加速冷却して
γからαへの変態点よりも低くする。その次に加速冷却
が行われる高温鍛造は、バナジウム変更された中炭素鋼
にもっとも広く適用されており、また、この技術を利用
するために、多くの商業的な鍛造機が、強制的な空気冷
却能力を有するコンベアラインを備えている。現在、幾
つかの鍛造機は、急冷部品を鍛造プレスから水又はオイ
ルの中へ導く能力を有しているが、この製造方法は、簡
単な形状を有する比較的小さい部品に殆ど限定される。
ミクロ合金化されたバナジウム鋼から鍛造部品を製造す
るのに有効であると証明されている上記一般的な技術
は、現在のプロセスの初期部分を含み、本プロセスは、
通常の温度（８５０−９５０°Ｃ）におけるサブ・クリ
ティカル焼きなまし及び焼き入れと組み合わせて、良好
な靭性を有する細粒化された高張力鋼を提供する。
【００２７】焼きなまし及び焼き入れ操作の付与は幾つ
かの態様で行うことができる。焼きなまし及び焼き入れ
は、要素が最終的な焼き入れ工程の前に機械加工を必要
とする場合には、別個の操作として行うことができ（図
１６ａ参照）、また、多チャンバ又は多領域を有する炉
が本プロセスの最後の２つの工程で使用される場合に
は、各要素は、等温的に焼きなまし及びオーステナイト
化することができる（図１６ｂ）。代替例においては、
炉温は、αからγへの変態点を経てゆっくりと増加させ
ることができる（図１６ｃ）。後者のタイプの処理は、
焼きなまし温度の要素を装填することにより単一ゾーン
の炉の中で行うことができ、これにより、炉の負荷を焼
きなまし温度にし、その温度をαからγへの変態点を経
てゆっくりと上昇させる。最終的なオーステナイト化の
前に上昇される焼きなまし温度は、加熱速度がある臨界
値よりも低く維持される限り、ニオブ及びアルミニウム
を含む高窒素高窒素における等温的な焼きなまし処理と
同等な粗粒化抵抗性を与えることが分かった。実際に、
αからγへの変態点を経る低速の加熱は、フェライトの
中で十分な量のＡｌＮ並びに炭素に富んだ炭窒化物が析
出することを許容する。
かの態様で行うことができる。焼きなまし及び焼き入れ
は、要素が最終的な焼き入れ工程の前に機械加工を必要
とする場合には、別個の操作として行うことができ（図
１６ａ参照）、また、多チャンバ又は多領域を有する炉
が本プロセスの最後の２つの工程で使用される場合に
は、各要素は、等温的に焼きなまし及びオーステナイト
化することができる（図１６ｂ）。代替例においては、
炉温は、αからγへの変態点を経てゆっくりと増加させ
ることができる（図１６ｃ）。後者のタイプの処理は、
焼きなまし温度の要素を装填することにより単一ゾーン
の炉の中で行うことができ、これにより、炉の負荷を焼
きなまし温度にし、その温度をαからγへの変態点を経
てゆっくりと上昇させる。最終的なオーステナイト化の
前に上昇される焼きなまし温度は、加熱速度がある臨界
値よりも低く維持される限り、ニオブ及びアルミニウム
を含む高窒素高窒素における等温的な焼きなまし処理と
同等な粗粒化抵抗性を与えることが分かった。実際に、
αからγへの変態点を経る低速の加熱は、フェライトの
中で十分な量のＡｌＮ並びに炭素に富んだ炭窒化物が析
出することを許容する。
【００２８】オーステナイトの細かい結晶粒度を形成す
ると共に細粒化された高張力鋼の靭性に及ぼす粒子脆化
の効果を極力少なくすることに加えて、本発明のプロセ
スは、幾つかの別の効果を有する。第一に、高温におけ
る再加熱及び変形は、材料を均質化する助けをし、この
タイプの処理は、ミル／プレスの能力並びにプラントの
レイアウトがどのようなタイプの制御された処理、例え
ば、再結晶化圧延／鍛造及び制御された圧延の付与の可
能性を制限する古い製鋼所及び鍛造工場において、特に
魅力的な処理方法を提供する。第二に、フェライト中の
ＡｌＮ並びにミクロ合金の炭窒化物の析出を強制する手
段としてプロセスに含まれるサブ・クリティカル焼きな
ましの付与は、材料の機械加工性及び冷間成形性を促進
する明らかな利点を有する。最後に、上記クラスの鋼の
衝撃靭性を改善するために一般に使用される高温焼き入
れ処理とは対照的に、通常の温度における最終的なオー
ステナイト化の後の粒子脆化の効果を極力少なくするか
あるいは緩和する本プロセスの能力は、急冷すなわちク
エンチングの間の歪並びに有害な残留応力の発生を極力
少なくする助けをする。
ると共に細粒化された高張力鋼の靭性に及ぼす粒子脆化
の効果を極力少なくすることに加えて、本発明のプロセ
スは、幾つかの別の効果を有する。第一に、高温におけ
る再加熱及び変形は、材料を均質化する助けをし、この
タイプの処理は、ミル／プレスの能力並びにプラントの
レイアウトがどのようなタイプの制御された処理、例え
ば、再結晶化圧延／鍛造及び制御された圧延の付与の可
能性を制限する古い製鋼所及び鍛造工場において、特に
魅力的な処理方法を提供する。第二に、フェライト中の
ＡｌＮ並びにミクロ合金の炭窒化物の析出を強制する手
段としてプロセスに含まれるサブ・クリティカル焼きな
ましの付与は、材料の機械加工性及び冷間成形性を促進
する明らかな利点を有する。最後に、上記クラスの鋼の
衝撃靭性を改善するために一般に使用される高温焼き入
れ処理とは対照的に、通常の温度における最終的なオー
ステナイト化の後の粒子脆化の効果を極力少なくするか
あるいは緩和する本プロセスの能力は、急冷すなわちク
エンチングの間の歪並びに有害な残留応力の発生を極力
少なくする助けをする。
【００２９】上述の試験は、本発明の熱的／熱機械的な
プロセスが、オーステナイト化の間に均一に細粒化され
たミクロ組織をもたらすと同時に、結果的に生ずるミク
ロ組織の靭性に与える粒子脆化の有害な効果を極力少な
くすることを示している。本プロセスは、（１）鋼の中
で最も溶解しにくい窒化物又は炭窒化物の化学種固溶体
の温度である例えば１３００°Ｃの温度で再加熱及び熱
間変形を行う工程と、（２）核形成及びオーステナイト
中の析出物の成長を抑制するために、熱間変形の後に適
宜な媒体の中で急冷するのが好ましい加速冷却工程と、
（３）フェライトの中に細かい炭窒化物及びＡｌＮ窒化
物の濃密な分散の形成を促進する例えば７００°Ｃにお
けるサブ・クリティカル焼きなまし工程と、（４）慣用
的な温度、例えば８５０−９５０°Ｃにおけるオーステ
ナイト化（焼き入れ）工程と、（５）工程（３）のサブ
・クリティカル焼きなまし温度よりも低い温度における
焼き戻し工程との５つの基本的な操作を含む。
プロセスが、オーステナイト化の間に均一に細粒化され
たミクロ組織をもたらすと同時に、結果的に生ずるミク
ロ組織の靭性に与える粒子脆化の有害な効果を極力少な
くすることを示している。本プロセスは、（１）鋼の中
で最も溶解しにくい窒化物又は炭窒化物の化学種固溶体
の温度である例えば１３００°Ｃの温度で再加熱及び熱
間変形を行う工程と、（２）核形成及びオーステナイト
中の析出物の成長を抑制するために、熱間変形の後に適
宜な媒体の中で急冷するのが好ましい加速冷却工程と、
（３）フェライトの中に細かい炭窒化物及びＡｌＮ窒化
物の濃密な分散の形成を促進する例えば７００°Ｃにお
けるサブ・クリティカル焼きなまし工程と、（４）慣用
的な温度、例えば８５０−９５０°Ｃにおけるオーステ
ナイト化（焼き入れ）工程と、（５）工程（３）のサブ
・クリティカル焼きなまし温度よりも低い温度における
焼き戻し工程との５つの基本的な操作を含む。
【００３０】
【発明の効果】本発明のプロセスすなわち方法は、Ａ
ｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの如き細粒化元素を含む高張力鋼
に適用可能であるが、本方法は、アルミニウムを含む、
あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択された
どのような組み合わせの２つまでのミクロ合金化元素と
組み合わせられるアルミニウムを含む鋼に適用した時
に、最適な組み合わせの粗粒化抵抗性及び衝撃靭性をも
たらす。従って、本発明のプロセスは、約０．２％より
も高い炭素含有率における炭窒化物の溶解度が制限され
る結果、複数の細粒化元素を含む高張力鋼に特に適用可
能である。
ｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの如き細粒化元素を含む高張力鋼
に適用可能であるが、本方法は、アルミニウムを含む、
あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択された
どのような組み合わせの２つまでのミクロ合金化元素と
組み合わせられるアルミニウムを含む鋼に適用した時
に、最適な組み合わせの粗粒化抵抗性及び衝撃靭性をも
たらす。従って、本発明のプロセスは、約０．２％より
も高い炭素含有率における炭窒化物の溶解度が制限され
る結果、複数の細粒化元素を含む高張力鋼に特に適用可
能である。
【図１】熱間圧延及び焼き入れされた合金１−５に関す
る室温の靭性をオーステナイト化温度の関数として示す
グラフである。
る室温の靭性をオーステナイト化温度の関数として示す
グラフである。
【図２】合金６−８に関する図１と同様のグラフであ
る。
る。
【図３】空気又は水冷却し、また、サブ・クリティカル
（７００°Ｃ）焼きなまし処理を行うかあるいは行わな
い状態で１３００°Ｃの前処理を受けた標本すなわち試
験片に対する最終オーステナイト化温度の関数として合
金４の室温の衝撃靭性を示す。
（７００°Ｃ）焼きなまし処理を行うかあるいは行わな
い状態で１３００°Ｃの前処理を受けた標本すなわち試
験片に対する最終オーステナイト化温度の関数として合
金４の室温の衝撃靭性を示す。
【図４】合金５に関する図３と同様のグラフである。
【図５】９００−１１００°Ｃの範囲における熱間圧延
及び焼き入れの後の合金６の室温の衝撃靭性、並びに、
１１００°Ｃで前処理され且つ７００°Ｃでサブ・クリ
ティカル的に焼きなましされた合金６の衝撃靭性を示
す。
及び焼き入れの後の合金６の室温の衝撃靭性、並びに、
１１００°Ｃで前処理され且つ７００°Ｃでサブ・クリ
ティカル的に焼きなましされた合金６の衝撃靭性を示
す。
【図６】合金６が１２００°Ｃの前処理温度を受けた場
合の図５と同様のグラフである。
合の図５と同様のグラフである。
【図７】合金６が１３００°Ｃの前処理を受けた場合の
図５及び図６と同様のグラフである。
図５及び図６と同様のグラフである。
【図８】最終オーステナイト化の前に総ての試験片が７
００°Ｃのサブ・クリティカル焼きなましを受けた場合
の合金６の室温の衝撃靭性を前処理温度及び最終オース
テナイト化温度の関数として示す。
００°Ｃのサブ・クリティカル焼きなましを受けた場合
の合金６の室温の衝撃靭性を前処理温度及び最終オース
テナイト化温度の関数として示す。
【図９】１１００°Ｃで前処理された合金７の衝撃特性
を示す図５と同様のグラフである。
を示す図５と同様のグラフである。
【図１０】合金７が１２００°Ｃの前処理温度を受けた
場合の図９と同様のグラフである。
場合の図９と同様のグラフである。
【図１１】合金７が１３００°Ｃの前処理温度を受けた
場合の図９及び図１０と同様のグラフである。
場合の図９及び図１０と同様のグラフである。
【図１２】総ての試験片がサブ・クリティカル焼きなま
しを受けた場合の合金７の衝撃特性を１１００°Ｃ、１
２００°Ｃ及び１３００°Ｃの前処理温度の関数として
示す図８と同様のグラフである。
しを受けた場合の合金７の衝撃特性を１１００°Ｃ、１
２００°Ｃ及び１３００°Ｃの前処理温度の関数として
示す図８と同様のグラフである。
【図１３】熱間圧延及び焼き入れされた試験片を１２０
０°Ｃで前処理され且つサブ・クリティカル焼きなまし
された試験片と比較するために、合金８の室温の衝撃靭
性を最終的なオーステナイト化温度の関数として示す。
０°Ｃで前処理され且つサブ・クリティカル焼きなまし
された試験片と比較するために、合金８の室温の衝撃靭
性を最終的なオーステナイト化温度の関数として示す。
【図１４】別の組みの試験片が、最終的なオーステナイ
ト化の前にサブ・クリティカル焼きなましを全く行わず
に１２００°Ｃで前処理された場合の合金９に関する図
１３と同様のグラフである。
ト化の前にサブ・クリティカル焼きなましを全く行わず
に１２００°Ｃで前処理された場合の合金９に関する図
１３と同様のグラフである。
【図１５】本発明の好ましい熱処理方法を概略的に示す
と共に、該熱処理方法によって形成することのできる種
々のタイプの製品を示す。
と共に、該熱処理方法によって形成することのできる種
々のタイプの製品を示す。
【図１６】本発明のサブ・クリティカル焼きなまし及び
最終的なオーステナイト化工程を実施する幾つかの好ま
しい方法を概略的に示す。
最終的なオーステナイト化工程を実施する幾つかの好ま
しい方法を概略的に示す。
Claims (36)
- 【請求項１】 少なくとも１つあるいはそれ以上の細粒
化元素を含むタイプの高張力鋼の衝撃特性を改善するた
めの方法において、 （ａ）鋼の中に存在する最小溶解性の窒化物又は炭窒化
物の化学種の固溶体温度付近の又は該固溶体温度を超え
る高い温度における加熱及び熱間変形によって前記鋼を
前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に冷却する工程と、 （ｃ）サブ・クリティカル焼きなましする工程と、 （ｄ）低温乃至中温の温度で鋼をオーステナイト化する
工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）工程（ｃ）のサブ・クリティカル焼きなまし温度
よりも低い温度で焼き戻しする工程とを備えることを特
徴とする方法。 - 【請求項２】 請求項１の方法において、前記前処理工
程が、約１２００°Ｃの温度で行われることを特徴とす
る方法。 - 【請求項３】 請求項１の方法において、前記前処理工
程が、約１３００°Ｃの温度で行われることを特徴とす
る方法。 - 【請求項４】 請求項１の方法において、前記前処理工
程の直ぐ後に続く急速冷却工程が、室温までの水クエン
チング、オイルクエンチング、及び、強制空気冷却から
成る群から選択されることを特徴とする方法。 - 【請求項５】 請求項１の方法において、前記オーステ
ナイト化工程が、約８５０°Ｃ乃至９５０°Ｃの間の温
度での加熱によって行われることを特徴とする方法。 - 【請求項６】 請求項１の方法において、前記焼き戻し
工程が、約２５０°Ｃの温度で行われることを特徴とす
る方法。 - 【請求項７】 請求項１の方法において、前記高張力鋼
が、約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量％のＣｒ、約
０．１０−０．４０重量％のＣを含み、前記細粒化元素
が、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択される
ことを特徴とする方法。 - 【請求項８】 請求項７の方法において、前記細粒化元
素がＡｌであることを特徴とする方法。 - 【請求項９】 請求項７の方法において、前記細粒化元
素がＴｉであることを特徴とする方法。 - 【請求項１０】 請求項７の方法において、前記細粒化
元素がＮｂであることを特徴とする方法。 - 【請求項１１】 請求項７の方法において、前記細粒化
元素がＶであることを特徴とする方法。 - 【請求項１２】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ及びＴｉを含むことを特徴とす
る方法。 - 【請求項１３】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ及びＮｂを含むことを特徴とす
る方法。 - 【請求項１４】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ及びＶを含むことを特徴とする
方法。 - 【請求項１５】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＮｂ及びＶを含むことを特徴とする
方法。 - 【請求項１６】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＴｉ及びＮｂを含むことを特徴とす
る方法。 - 【請求項１７】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＴｉ及びＶを含むことを特徴とする
方法。 - 【請求項１８】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ及びＴｉを含むことを特徴とす
る方法。 - 【請求項１９】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ、Ｎｂ及びＶを含むことを特徴
とする方法。 - 【請求項２０】 請求項７の方法において、前記鋼が、
細粒化元素としてのＡｌ、Ｔｉ及びＶを含むことを特徴
とする方法。 - 【請求項２１】 請求項１の方法において、前記高張力
鋼が、タイプ４３２３のアルミキルド鋼であることを特
徴とする方法。 - 【請求項２２】 約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量
％のＣｒ、約０．１０−０．４０重量％のＣ、並びに、
Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から選択された１又
はそれ以上の元素を含むタイプの高張力鋼の衝撃特性を
改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃを超える温度で加熱及び熱間変形
させることにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２３】 前記サブ・クリティカル焼きなましす
る工程及びオーステナイト化する工程が、単一ゾーンの
炉の中で行われる請求項２２の方法において、 （ａ）約７００°Ｃの炉温にある前記炉の中に前記鋼を
装填する工程と、 （ｂ）前記鋼を７００°Ｃの温度まで加熱する工程と、 （ｃ）前記炉温を前記鋼のαからγへの変態点を経てゆ
っくりと上昇させて約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の
焼き入れ温度にする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２４】 請求項２２の方法に従って製造される
ことを特徴とする鋼製品。 - 【請求項２５】 約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量
％のＣｒ、約０．１０−０．４０重量％のＣ、並びに、
細粒化元素としてのＴｉ、Ｎｂ及びＡｌを含むタイプの
高張力鋼の衝撃特性を改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃを超える温度で加熱及び熱間変形
させることにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２６】 約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量
％のＣｒ、約０．１０−０．４０重量％のＣ、並びに、
細粒化元素としてのＴｉ及びＡｌを含むタイプの高張力
鋼の衝撃特性を改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃを超える温度で加熱及び熱間変形
させることにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２７】 約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量
％のＣｒ、約０．１０−０．４０重量％のＣ、並びに、
細粒化元素としてのＮｂ及びＡｌを含むタイプの高張力
鋼の衝撃特性を改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃを超える温度で加熱及び熱間変形
させることにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２８】 約１．５重量％のＭｎ、約２．０重量
％のＣｒ、約０．１０−０．４０重量％のＣ、並びに、
細粒化元素としてのＡｌを含むタイプの高張力鋼の衝撃
特性を改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃの温度で加熱及び熱間変形させる
ことにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項２９】 ４３２３等級のアルミキルド鋼の衝撃
特性を改善するための方法において、 （ａ）約１２００°Ｃの温度で加熱及び熱間変形させる
ことにより鋼を前処理する工程と、 （ｂ）前記前処理された鋼を急速に室温付近まで冷却す
る工程と、 （ｃ）約７００°Ｃの温度でサブ・クリティカル焼きな
ましを行う工程と、 （ｄ）約８５０°Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオース
テナイト化する工程と、 （ｅ）適宜な媒体中で急冷する工程と、 （ｆ）焼き戻しする工程とを含むことを特徴とする方
法。 - 【請求項３０】 請求項２９の方法に従って製造される
ことを特徴とする製品。 - 【請求項３１】 改善された衝撃特性を有する高張力鋼
製品において、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶから成る群から
選択された１又はそれ以上の細粒化元素を含み、当該製
品が最初に前処理を受けており、該前処理が、約１２０
０°Ｃよりも高い温度で加熱及び熱間加工する工程と、
次に加速冷却する工程と、その後約７００°Ｃでサブ・
クリティカル焼きなましする工程と、次に、約８５０°
Ｃと９５０°Ｃとの間の温度でオーステナイト化処理す
る工程と、適宜な媒体中で急冷する工程と、次に、焼き
戻しする工程とを含むことを特徴とする高張力鋼製品。 - 【請求項３２】 請求項３１の鋼製品において、棒の形
態を有することを特徴とする鋼製品。 - 【請求項３３】 請求項３１の鋼製品において、管の形
態を有することを特徴とする鋼製品。 - 【請求項３４】 請求項３１の鋼製品において、荒ら仕
上げ機械加工された部品の形態を有することを特徴とす
る鋼製品。 - 【請求項３５】 請求項３１の鋼製品において、最終仕
上げ機械加工された部品の形態を有することを特徴とす
る鋼製品。 - 【請求項３６】 請求項３１の鋼製品において、鍛造製
品の形態を有することを特徴とする鋼製品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US122324 | 1980-02-19 | ||
| US08/122,324 US5409554A (en) | 1993-09-15 | 1993-09-15 | Prevention of particle embrittlement in grain-refined, high-strength steels |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07179938A true JPH07179938A (ja) | 1995-07-18 |
Family
ID=22402052
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6222117A Pending JPH07179938A (ja) | 1993-09-15 | 1994-09-16 | 高張力鋼の衝撃特性を改善する方法及び改善された衝撃特性を有する高張力鋼製品 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5409554A (ja) |
| EP (1) | EP0643142A3 (ja) |
| JP (1) | JPH07179938A (ja) |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
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