JPH11140585A

JPH11140585A - 最適強靭性を有する熱処理鋼

Info

Publication number: JPH11140585A
Application number: JP10245630A
Authority: JP
Inventors: Michael J Leap; ジェイ．リープマイケル; James C Wingert; シー．ウィンガートジェームズ
Original assignee: Timken Co
Current assignee: Timken Co
Priority date: 1997-09-05
Filing date: 1998-08-31
Publication date: 1999-05-25
Also published as: US6277216B1; EP0900850A2; EP0900850A3

Abstract

(57)【要約】【課題】熱処理された微量合金鋼の衝撃靭性を最適化す
るための組成物および加工方法の開発。【解決手段】開示された鋼組成物の範囲によれば、チタ
ンおよびアルミニウムなどの結晶粒微細化粒子を形成す
る元素を基本的に含まず、かつ焼き入れ操作を通して維
持される鉄／合金カーバイトの含有量が適切な熱処理の
適用によって最少化された軽度焼戻しマルテンサイト型
微細構造がもたらされ、この熱処理では、オーステナイ
ト化を約900℃またはそれより高温で行い、次いで焼き
入れおよび約180℃での中間的焼戻しをおこなう。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の技術分野】本発明は、強度および靭性の組み合
わせが良好な軽度焼戻しマルテンサイト型微細構造をも
たらす鋼組成物および加工方法に関する。

【０００２】

【発明の技術的背景】軽度焼戻しマルテンサイト型微細
構造を有する鋼は、様々な高応力構造、装置および自動
車構成部品において用途を増加させていることが知られ
ている。この分野での殆どの研究は、一般的に、基材鋼
組成物（即ち、固有マトリックス靭性）制御と、非鉄混
在物の含有量および分散制御（即ち、鋼清浄度および介
在物形状制御）とを通した靭性の改善に関していた。最
近、より小さな第２相粒子、例えば結晶粒微細化析出物
の焼戻しマルテンサイトの靭性における有害効果につい
ての知見が増えてきており、これら析出物を含む鋼の靭
性における改善に影響を与えるため、二つの一般的なア
プローチ：(i)析出物の調質、及び(ii)靭性に逆効果を
与えるものと、より有害性のない析出物種との置換、が
行われてきた。

【０００３】Leapによる特許（米国特許第5,409,554号
（１９９５年））に基づく、第一の靭性改善方法は、強
靭鋼における結晶粒微細化析出物を調質するための加工
を伴う。この方法が、アルミニウム、微量合金元素、微
量合金元素の合理的な組合せと結びついたアルミニウ
ム、および窒素などを含む広範囲の基材鋼組成物種で、
広範な強度にわたって靭性の改善をもたらすことが、電
気炉（EAF）製鋼法のプラクティスに代表される集中研
究（M.J. Leap及びJ.C. Wingert, “Recent Advances i
n the Technology of Toughening Grain-Refined, High
-Strength Steels”, SAE International Paper 96174
9, 1996およびM.J. LeapおよびJ.C.Wingert, “Applica
tion of the AdvanTec Process for Improving the Tou
ghness of Grain-Refined, High-Strength Steels”, 3
8th Mechanical Working & Steel Processing Conferen
ce Proceedings, Iron & Steel Society, Inc., 1996）
で示された。この調質に基づく強化のメカニズムが、強
靭鋼の低温靭性の改善をもたらすことも示されている
（M.J. Leap, J.C. Wingert, およびC.A. Mozden,“ De
velopment of a Process for Toughening Grain-Refine
d, High-Strength Steels”, Steel Forgings: Second
Volume, ASTM STP 1259, American Society forTesting
and Materials, 1997）。

【０００４】電弧炉または“EAF”強靭鋼における靭性
に影響を与える第二の方法は、0.3%C、 0.65% Mn、 1.5
% Si、2.0% Cr、 0.4% Mo、0.1% V、 0.06% Ti、 <0.03
% Al、および50〜130 ppm Nの通常組成を有する鋼中で
のAlNに優先するTiNの析出に基づいている（J.E. McVic
ker, 米国特許第5,131,965号, 1992）。この特許で評価
された鋼は、硬度およびショートロッド破壊粘り強さ
（即ち、安定拘束延性引裂き抵抗）の優れた組み合わせ
を示したが、この鋼の衝撃粘強さおよび平面ひずみ破壊
粘強さは両方とも、結晶粒微細化析出物の調質分散物を
含む他の合金と同等である。同様の基本原理研究が、Bo
bbert 等によってなされ（米国特許第5,458,704号, 199
5）、ここでは、0.25〜0.32% C、0.1〜1.50% Mn、0.05
〜0.75% Si、0.9〜2.0% Cr、0.1〜0.70% Mo、1.2〜4.5%
Ni、0.01〜0.08 Al、<0.015% P、<0.005% S、および<1
20 ppm Nを含むホウ素処理鋼における窒素のゲッター剤
としてチタンが用いられる。

【０００５】強靭鋼への結晶粒微細化元素の意図ある添
加の結果として靭性が低下したにもかかわらず、様々な
調査で、焼戻しマルテンサイト型微細構造の靭性におけ
る、残存合金カーバイト（即ち、強化熱処理を通じて維
持される鉄／合金カーバイト）の潜在的有害効果が特に
言及されてきた。例えば、Thomas及びRao(米国特許第4,
170,497及び4,170,499号、1979)、Sarikaya、Steinberg
及びThomas (Metallurgical Transactions、vol. 13A、
1982、2227-2237)、およびRamesh、Kim及びThomas (Met
allurgical Transactions、vol. 21A、1990、683-695)
は、強靭鋼における良好な靭性の開発には、微細構造か
らの粗大な合金カーバイトの除去が要求され、このよう
な目的に向けて、この問題を予防するために２段オース
テナイト化処理が設計されたことを示した。一般的な２
段熱処理の変形は、1100℃でオーステナイト化した後
に、冷却し次いで低温（870℃）での再オーステナイト
化を行うか、あるいは冷却し、200℃で焼戻し次いで低
温で再オーステナイト化することからなる。これら文献
で説明されるように、高温オーステナイト化は鉄／合金
カーバイトを溶解するために適用され、一方第二のオー
ステナイト化処理は結晶粒微細化のために必要である。
しかしながら、これら文献は従来の温度（800〜850℃）
での焼入れ処理に付された鋼のデータを含んでいないた
め、仮定されたメカニズムを介する靭性に付いての二重
オーステナイト化処理の効果を評価することは不可能で
ある。これらの結果は、未溶解のカーバイトが、単一オ
ーステナイト化処理または二重オーステナイト化処理の
適用後の一連の合金鋼のいずれにおいても発見されなか
ったというSarikaya、SteinbergおよびThomasの結果に
よりさらに混乱させられる。

【０００６】これら文献の再検討によれば、結晶粒微細
化元素を含む強靭鋼の靭性を改善するための方法は進歩
したが、一方では軽度焼戻しマルテンサイト型微細構造
中における結晶粒微細化析出物の事実上の除去から結果
として得られる靭性の改善に、特に焦点を絞った成果は
なかったことが示される。さらに、商業的に実用的でな
い２段オーステナイト化処理の根拠となる残存鉄／合金
カーバイトの予想される効果に関して、(i)靭性への残
存鉄／合金カーバイトの有害効果の単離および(ii)軽度
焼戻しマルテンサイト中のこれら粒子の存在に伴う靭性
の低下を緩和する方法の開発に付いての成果はなかっ
た。

【０００７】

【発明の概要】本発明は、最適な靭性を有する強靭鋼を
提供する。この目的は、結晶粒微細化析出物の最少化ま
たは除去により、および微細構造中の残存鉄カーバイト
および合金カーバイト含有量を制御することによって達
成される。結晶粒微細化析出物の最少化および除去は、
鋼組成物の制限を通して達成される一方、残存カーバイ
ト含有量は適当な温度でのオーステナイト化熱処理によ
って最少化される。

【０００８】本発明の完全な理解は、全体を通して同様
の参照記号は同様の部分を特定する図面と関連して利用
される以下の説明から得ることができる。

【０００９】

【発明の好ましい態様】本発明は、軽度焼戻しマルテン
サイト型微細構造を有する低合金強靭鋼における靭性の
改善に関する。本発明は、微細構造中の結晶粒微細化析
出物の除去の結果として得られる衝撃粘り強さの改善を
もたらすとともに、焼入れ熱処理を通じて維持される鉄
カーバイトおよび合金カーバイト（以後「鉄／合金カー
バイト」と記す）の含有量の制御を提供する。

【００１０】微量合金元素に関しては、結晶粒微細化析
出物の含有量は、合金組成物中のチタン、ニオブおよび
バナジウムなどの元素の含有量を制限することにより最
少化される。この削減は、メルティングストックとして
用いられる原材料またはスクラップの制御を通じて達成
される。同様の基本的なアプローチがアルミニウム添加
についても適用されるが、アルミニウムが典型的に脱酸
素剤および結晶粒微細化元素の両方として用いられるた
め、許容されるアルミニウム含有量は、窒素含有量およ
び最終製品のための熱処理温度の両方に依存する。事実
上、これら可変要素はオーステナイト中のAlNに対する
溶解度積を介して関連する。Darken、SmithおよびFiler
により導き出された溶解度積（Transactions of the Me
tallurgical Society of AIME、vol.3、1951、1171-117
9）に基づき、アルミニウムの許容される含有量は、窒
素含有量および熱処理温度T_Aの関数として計算される：

【００１１】

【数１】

【００１２】および、

【００１３】

【数２】

【００１４】（式中、下付のTおよびEFFは、各々全元素
濃度および有効元素濃度を示す符号である。）臨界的または許容されるアルミニウム含有量を、15 ppm
の酸素含有量および温度850℃及び900℃のオーステナイ
ト化について、窒素含有量の関数として図１に示した。
許容されるアルミニウム含有量は、900℃でオーステナ
イト化された真空溶解鋼（[N]<20 ppm）のためには、0.
02%を越えており、かつ濃度で0.008%までのアルミニウ
ムが、60 ppm未満のNを含む塩基性酸素炉（Basice Oxyg
en Furnace: BOF）鋼を還元するために用いることがで
きる。しかしながら、もしオーステナイト化が900℃で
行われる場合、アルミニウムの含有量は、約〜100 ppm
を越える窒素含有量を有する空気溶融EAF鋼のために
は、残存レベル（〜0.005%）に維持されるべきである。
オーステナイト化温度を850℃に減少させることによ
り、許容されるアルミニウム含有量の劇的な減少が生
じ、〜70 ppm未満の窒素含有量と結びついた残存レベル
アルミニウムが、オーステナイト中の潜在的AlN析出を
回避するために必要となるであろう。これらデータは、
鋼の組成に基づく適切なオーステナイト化温度の選択の
重要性を説明している。

【００１５】焼入れ操作を通じての鉄／合金カーバイト
の残留もまた、鋼化学およびオーステナイト化温度に依
存する。残存鉄／合金カーバイトは、焼戻しマルテンサ
イト型微細構造において非平衡残留特性を有しているた
め、熱処理後のこれら粒子の体積フラクションを見積も
るための信頼できる方法論はない。しかしながら、これ
ら粒子の含有量および熱力学的安定性は、各々鋼中の炭
素含有量およびクロム及び／又はモリブデン濃度に比例
した量であると推察される。焼入れおよび低温での最終
オーステナイト化に先立って、残存鉄／合金カーバイト
を溶解させるための高温（1100℃）による従来技術の方
法とは異なり、本発明の方法は、従来の焼き入れ温度
（800〜850℃）よりも高い温度（約900℃）でのオース
テナイト化を含んでいる。やや上昇させた温度でのオー
ステナイト化の目的は、残存鉄／合金カーバイトを完全
に除去する試みではなく、十分な量のこれら鉄／合金カ
ーバイトを溶融させて、得られた軽度焼戻しマルテンサ
イト型微細構造の靭性を実質的に改善することである。

【００１６】この後者の靭性改善へのアプローチに伴
い、２つの実際上の制限がある。第一に、鉄／合金カー
バイトの含有量及び／又は安定性の増加は、実質的な量
の粒子溶解を行うためにオーステナイト化温度の増加を
必要とするが、オーステナイト化温度の増加が結晶粒微
細化析出物および残存鉄／合金カーバイトの両方を欠く
粒子成長を引き起こす。したがって、オーステナイト化
温度の上限は、最大限に許容できる粒子サイズによって
制限され、これは低温粘強さの要請によって支配され
る。第二に、比較的小さな残存カーバイトは、大きな焼
戻しカーバイトを含むより強く焼戻された構造の靭性に
影響を与えないため、本発明の方法は、軽度焼戻しマル
テンサイト型微細構造に制限される。

【００１７】

【実施例】本発明の態様を、粗大AlN析出物を含む0.32%
C-Cr-Mn鋼、調質AlN析出物を含む0.32% C-Cr-Mn鋼、窒
素ゲッター剤としてのチタンの使用と関連するTiN分散
物を含む0.32% C-Cr-Mn鋼（即ち、より高密度のより小
さなTiN析出物と連結した、低密度の非常に粗大なTiN析
出物）、および結晶粒微細化析出物を含まない鋼の靭性
を比較することで説明する。加えて、オーステナイト化
を通して維持される鉄／合金カーバイトの効果を、オー
ステナイト化温度での「無析出物」鋼の靭性における変
化によって試験する。

【００１８】鋼の組成を表１に示した。アルミニウム含
有鋼はA1、A2で示し、チタン含有鋼はT1、T2で示し、か
つ本発明の（結晶粒子微細化）無析出物鋼をN1、N2で示
した。

【００１９】

【表１】

【００２０】鋼は、45 kg真空誘導溶解（VIM）鋼として
融解した。VIMインゴット（約140 mmφ x 300mm）を123
0〜1260℃の範囲で3〜4時間再加熱し、高さ150 mmにア
プセット鍛造し、幅140 mmおよび厚さ70 mmにクロス鍛
造し、次いで室温まで空冷した。各インゴットを、厚さ
64 mmとなるまで圧延機にかけ、3時間〜1260℃で均熱さ
せ、5回のパスで16 mmプレートに熱間圧延し、次いで室
温まで空冷した。アルミニウム含有鋼A1及びA2のビレッ
ト断片を、熱間圧延後直ぐに油焼き入れし、700℃で1.5
時間臨海点以下に焼鈍し、かつ室温に空冷した。以下、
空冷したプレートを従来加工鋼と記し、一方直接焼戻し
および臨界点以下焼鈍しした鋼を前処理／焼戻し材料状
態と記す。この後者の加工方法は、結晶粒微細化析出物
の調質を介して靭性における改善をもたらすことが示さ
れている（M.J. Leap, U.S. Patent No.5,409,554）。

【００２１】試験片プランクは、長手方向における熱間
圧延プレートの中央平面から抽出した。プランクを800
〜900℃の範囲の温度にて30分間〜１時間の間オーステ
ナイト化し、室温まで焼入れし、次いで180℃の温度に
て1時間焼戻した。靭性に影響する要素としてのオース
テナイト粒子サイズの潜在的効果は、異なる鋼について
微細粒子化オーステナイト微細構造をもたらす熱処理パ
ラメータを決定することで最少化した。加えて、アルミ
ニウム含有鋼A1及びA2の試験片を800℃で1時間オーステ
ナイト化して、AlNと残存鉄／合金カーバイトとの間の
相互作用を定性的に評価し、無析出物鋼N1及びN2の試験
片を、1100℃の温度で1時間オーステナイト化して、基
本的に残存鉄／合金カーバイトおよび結晶粒微細化析出
物の両方に欠ける粗大粒子材料の靭性を評価した。これ
ら熱処理パラメータを表２に示す。

【００２２】

【表２】

【００２３】鋼の硬さ、引張り特性および衝撃粘強さ
を、焼入れ及び焼戻し試験片から評価した。鋼の室温引
張り特性は、ASTM E8に従って、直径9 mmおよびゲージ
長さ36mmの試験片から決定した。標準シャルピーV-ノッ
チ試験を、ASTM E23に従って、-60℃から170℃の間の温
度で行った。AlNおよびTiN含有鋼鋼の室温引張り特性を、表３に要約した。全ての試験片
をRc 50〜51の硬度まで完全に焼入れおよび焼戻しし
た。鋼の強度値は、一般的には炭素含有量と比例したも
のであり、縦引張り延性は、各鋼タイプに付いて、硫黄
含有量へのより小さな依存性を示すにすぎない。アルミ
ニウム含有鋼A1およびA2の従来加工試験片は、最も低レ
ベルの引張り絞り（tensil reduction in area）を示し
たが、前処理／焼鈍し試験片の引張り延性はチタン含有
鋼T1およびT2に付いての対応する値と同等である。

【００２４】

【表３】

【００２５】アルミニウム含有鋼A1及びA2に付いての衝
撃遷移温度曲線は、各々図２(a)および２(b)に示されて
いる。低硫黄鋼(A1)の前処理／焼鈍し試験片は、試験温
度に伴い徐々に粘強さが増加したが、残りの材料条件で
の粘強さは温度に対して鈍感である。900℃でのオース
テナイト化に先立つ溶体化前処理および臨界点以下焼鈍
しは、各々-60℃から150℃の試験温度の増加に伴い、範
囲〜25%から〜50%で低硫黄鋼の粘強さにおける改善をも
たらす。実質的な量の変動が、高硫黄鋼(A2)に付いての
データには存在するが、傾向方向における違いは、温度
-20℃での前処理／焼鈍し試験片の粘強さにおける、15
〜20%の改善に相当する。

【００２６】チタン含有鋼T1及びT2に付いての衝撃遷移
温度曲線は、図３に示されている。両者の鋼の衝撃粘強
さは、-60℃から130℃にわたる試験温度に比較的鈍感で
あり、かつ縦粘強さは、範囲0.001〜0.017%にわたる硫
黄含有量に依存しない。二つの鋼のタイプを比較すれ
ば、AlNの粗大分散物を含む鋼は、最低の粘強さを示
し、TiNまたはAlNの調質分散物を含む鋼は、広い範囲の
試験温度にわたって同等レベルの衝撃粘強さを示す。結晶粒微細化析出物を含まない鋼無結晶粒微細化析出物鋼N1及びN2に付いての衝撃遷移温
度曲線は、各々図4(a)および４(b)に示されている。両
者の鋼は、800℃3分間のオーステナイト化後において、
試験温度全範囲にわたって、比較的低い下限レベルの粘
強さを示し、かつ特に低硫黄鋼(N1)に付いて、比較的大
量の粘強さの変動が中間試験温度で存在する。900℃30
分間のオーステナイト化後では、粘強さの変動が最少化
され、両者の鋼（N1およびN2）は、範囲-60℃〜120℃の
試験温度にわたって、実質的な粘り強さの増加を示し
た。結晶粒微細化析出物および残存鉄／合金カーバイトの相
対的効果加工誘導された靭性の改善が、絞りの平均値における比
較的小さな増加を伴う鋼A1およびA2における調質に基づ
く強化とは異なり、オーステナイト化温度における100
℃の増加から結果として得られる鋼N1およびN2の粘強さ
における増加には、引張り延性における大きな増加が伴
う（表４）。表４には、鋼N1がより高いオーステナイト
化温度で、28.7%〜47.2%の延性における有意な増加を示
し、N2は、22.3%〜41.2%の相当な増加があったことが示
される。この挙動の違いは、軽度焼戻しマルテンサイト
型微細構造における引張り破断が、結晶粒微細化析出物
が微細構造から除去されたときには、鉄／合金カーバイ
トの含有量によって有意に影響されることを示唆する
（図４）。逆に、軽度焼戻しマルテンサイトの引張り破
断は、結晶粒微細化析出物を含む鋼中の残存鉄／合金カ
ーバイトの量および分散には臨界的に依存しない。後者
の点は、鋼A1およびA2から得られたデータによって例示
され、ここでは800℃及び900℃でオーステナイト化され
た従来加工の試験片における衝撃粘強さが、高硫黄鋼に
付いては広範な試験温度にわたって（図５ｃ）、低硫黄
鋼に付いては上方棚部温度において（図５ａ）同様の大
きさである。さらに、衝撃粘強さは、調質AlN析出物を
含む鋼中の残存カーバイトの含有量および分散に臨界的
には依存しないが、この場合オーステナイト化温度の増
加とともに十分にAlN含有量を減少させることにより、
靭性が改善される（図５ｂおよび５ｄ）。結晶粒子微細
化析出物の微細および粗大分散物を含む鋼の挙動におけ
る主な違いは、析出物体積フラクションの減少（オース
テナイト化温度の増加により生じる）が、最初の粗大な
分散物中のより小さな粒子を優先的に溶解し、これによ
って破断挙動に影響する最初の分散物の大フラクション
（即ち、最粗大析出物）が残されることである。オース
テナイト化温度の均等な増加によってもたらされる同等
量の析出物溶解は、実質的に調質された分散物を含む鋼
における破断に影響する析出物の量を減少させ、これは
返って靭性を改善する。これらデータは、軽度焼戻しマ
ルテンサイト型微細構造の最適靭性は、(i)鋼化学制御
を通じてのAlN含有量の最少化、および(ii)焼き入れ温
度の制御を通じての残存鉄／合金カーバイト含有量の実
質的削減を要求することを示している。

【００２７】

【表４】

【００２８】本発明の鋼では、結晶粒微細化沈殿物の除
去および残存鉄／合金カーバイト含有量の削減を組み合
わせることにより、オーステナイト化の間の粒子成長が
妨げられずに起こるようにできる。しかしながら、図４
(a)および４(b)に示すように、オーステナイト化が中間
的な温度（例えば、≧900℃）で、制限された量の時間
（例えば誘導加熱および焼入れ）行われた場合、粒子サ
イズ制御がある程度まで維持され、これによって上方棚
部および低温粘強さの両方における改善をもたらす。焼
戻しマルテンサイトの延性破壊抵抗は、粒内破壊の場合
に付いては粒子サイズに幾らか鈍感であるため、残部第
２相粒子を基本的に欠く粗大粒子構造の改善は、強靭鋼
の低温衝撃靭性に影響するのみである。この効果は、90
0℃および1100℃でオーステナイト化された鋼N1及びN2
の試験片に付いて図６に示されている。この場合、微細
粒子および粗大粒子試験片は、同等レベルの遷移および
上方棚部粘強さを示すが、粗大粒子構造は低試験温度で
やや劣った衝撃粘り強さを示す。

【００２９】３つのタイプの鋼に付いての機械的特性比
較（表３〜４および図７）は、特に破壊挙動の遷移温度
および上方棚部継続期間における、軽度焼戻しマルテン
サイト型微細構造中の結晶微細化析出物の事実上の除去
および残存鉄／合金カーバイト含有量の制御の結果とし
て得られることが示唆される。

【００３０】いくつかの態様を示して本発明を説明した
が、ここに説明されない変更および／または改良が本発
明の精神および範囲から離れない範囲で可能であること
が理解されるべきである。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、850℃および900℃の熱処理温度に対す
る窒素含有量の関数としての許容されるアルミニウム含
有量を示すグラフである。

【図２】図２(a)および２(b)は、AlNの粗大な調質分散
物を含む0.32% C-Cr-Mn鋼における、試験温度での縦衝
撃粘強さの変動を示すグラフである：ただし、図２(a)
は0.002% S鋼（鋼A1）、図２(b)は0.018% S鋼（鋼A
2）。

【図３】図３は、窒素のゲッター剤としてチタンを用い
た場合に特徴的な双峰サイズ分布のTiN析出物を含む0.3
2% C-Cr-Mn鋼（鋼T1及びT2）における、試験温度での縦
衝撃粘強さの変動を示すグラフである。

【図４】図４(a)および４(b)は、800℃で30分間および9
00℃で30分間オーステナイト化された0.32% C-Cr-Mn鋼
における、試験温度での縦衝撃粘強さの変動を示すグラ
フである：ただし、図４(a)は0.00１% S鋼（鋼N1）、図
４(b)は0.018% S鋼（鋼N2）。

【図５】図５(a)及び５(b)は、温度800℃及び900℃での
最終オーステナイト化後の、粗大な分散物（図５(a)）
を含む0.32% C-Cr-Mn鋼、および微細なAlN分散物（図５
(b)）を含む0.32% C-Cr-Mn鋼における試験温度での縦衝
撃粘強さの変動を示すグラフである：ただし、図５(a)
及び５(b)は0.002% S鋼（鋼A1）。

【図６】図５(c)及び５(d))は、温度800℃及び900℃で
の最終オーステナイト化後の、粗大な分散物（図５
(c)）を含む0.32% C-Cr-Mn鋼、および微細なAlN分散物
（図５(d)）を含む0.32% C-Cr-Mn鋼における試験温度で
の縦衝撃粘強さの変動を示すグラフである：ただし、図
５(c)及び５(d)は0.018% S鋼（鋼A2）。

【図７】図６(a)および６(b)は、900℃及び1100℃でオ
ーステナイト化された後の「無析出物」鋼の靭性を比較
するグラフである：ただし、図６(a)は0.00１% S鋼（鋼
N1）、図６(b)は0.018% S鋼（鋼N2）。

【図８】図７(a)および７(b)は、AlN析出物を含む（鋼A
1及びA2）、TiN析出物を含む（鋼T1及びT2）、および残
存鉄／合金カーバイトを最低限度量で含む（鋼N1及びN
2）0.32% C-Cr-Mn鋼の縦衝撃粘強さを比較するグラフで
ある：ただし、図７(a)は0.00１〜0.002% S鋼、図７(b)
は0.017〜0.018% S鋼。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】最低限度量の結晶粒微細化元素を含み、約
900℃より高い温度でオーステナイト化され、次いで焼
入れおよび焼戻しされて軽度焼戻しマルテンサイト型結
晶構造を生じさせて成る改善された靭性を有する強靭
鋼。
【請求項２】空気溶解電弧炉で製造され、80〜120 ppm
の窒素と、約0.005重量％以下の残存レベルのアルミニ
ウムとを含む請求項１記載の強靭鋼。
【請求項３】塩基性酸素炉で製造され、30〜70 ppmの窒
素と、0.008〜0.016重量％のアルミニウムとを含む請求
項１記載の強靭鋼。
【請求項４】焼戻しが約180℃の温度で行われる請求項
１記載の強靭鋼。
【請求項５】真空溶解法又は空気溶解／AOD法のいずれ
かで製造され、約20ppmの窒素と、0.024重量％以下のア
ルミニウムとを含む請求項１記載の強靭鋼。
【請求項６】真空誘導溶解法で製造され、実質的にチタ
ンまたは他の結晶粒微細化沈殿物形成元素を含まず、か
つ約16〜22 ppmの窒素と、最大0.024重量％のアルミニ
ウムとを含むとともに、約900℃より高い温度でオース
テナイト化され、次いで焼き入れし、かつ約180℃で焼
戻しして軽度焼戻しマルテンサイト型結晶構造を生じさ
せて成る0.32% C-Cr-Mnタイプの改善された靭性を有す
る強靭鋼。
【請求項７】a. 最低限度量の結晶粒微細化沈殿物を含
む鋼組成物を供給し、 b. その鋼を、約900℃より高い温度でオーステナイト化
し、 c. その鋼を焼き入れし、かつ d. その鋼を約180℃で焼戻しして軽度焼戻しマルテンサ
イト型結晶構造を生じさせる、工程を含むことを特徴と
する改善された靭性を有する強靭鋼の製造方法。
【請求項８】前記鋼が、空気溶解電弧炉で製造され、80
〜120 ppmの窒素と、約0.005重量％以下の残留レベルの
アルミニウムとを含む請求項７記載の方法。
【請求項９】前記鋼が、塩基性酸素炉で製造され、30〜
70 ppmの窒素と、0.008〜0.016重量％のアルミニウムと
を含む請求項７記載の方法。
【請求項１０】前記鋼が、真空溶解法又は空気溶解／AO
D法のいずれかで製造され、約20 ppmの窒素と、0.024重
量％以下のアルミニウムとを含む請求項７記載の製造方
法。
【請求項１１】a. 真空誘導溶解法で製造され、実質的
にチタンまたは他の結晶粒微細化析出物形成元素を含ま
ず、かつ約16〜22 ppmの窒素と、最大0.024重量％のア
ルミニウムとを含む0.32% C-Cr-Mnタイプの鋼を供給
し、 b. その鋼を、約900℃より高い温度でオーステナイト化
し、 c. その鋼を焼き入れし、かつ d. その鋼を約180℃で焼戻しして軽度焼戻しマルテンサ
イト型結晶構造を生じさせる、工程を含むことを特徴と
する改善された靭性を有する強靭鋼の製造方法。
【請求項１２】a. 重量％で、0.30〜0.35のC、0.７〜0.
8のMn、0.20〜0.25のSi、0.5のCr、0.10〜0.15のNi、0.
05のMo、0.02未満のS、0.01未満のP、約0.02以下のAlお
よび約22以下のNのみから実質的になる鋼合金を真空誘
導溶解し、 b. その鋼を、約900℃より高い温度でオーステナイト化
し、 c. その鋼を焼き入れし、かつ d. その鋼を約180℃で焼戻しして軽度焼戻しマルテンサ
イト型結晶構造を生じさせる、工程を含むことを特徴と
する改善された靭性を有する強靭鋼の製造方法。
【請求項１３】前記鋼合金が、約0.002未満のSと、約0.
008未満のAlを含む請求項１２記載の方法。