JPS6111287B2 - - Google Patents
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- JPS6111287B2 JPS6111287B2 JP18560380A JP18560380A JPS6111287B2 JP S6111287 B2 JPS6111287 B2 JP S6111287B2 JP 18560380 A JP18560380 A JP 18560380A JP 18560380 A JP18560380 A JP 18560380A JP S6111287 B2 JPS6111287 B2 JP S6111287B2
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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
- C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
- C21D3/02—Extraction of non-metals
- C21D3/04—Decarburising
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 Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は耐アンモニア割れ特性に優れる調質鋼
の製造方法に係り、詳しくは、母材や溶接熱影響
部等の表面硬度がHv190以下であつて耐アンモニ
ア割れ特性に優れる調質鋼の製造方法に係る。 一般に、耐アンモニア割れ特性を向上させるに
は、鋼材の表面硬度を溶接熱影響部を含め軟化さ
せることが有効な手段であつて、具体的には、
Hv180〜190以下程度まで軟化させると、アンモ
ニア割れが生じないことが知られている。このた
め、従来から、クラツド処理や、表面脱炭処理等
が提案実施されている。しかし、このクラツド鋼
は製造コストが著しく高く、材質的にも問題があ
る。また、表面脱炭鋼は、その焼入処理時に表面
が急冷され、調質60Kg／mm2級鋼以上の強度を持つ
て比較的に合金成分の高い鋼種では、脱炭処理だ
けによつて焼入れ焼戻し後において表面硬度を
Hv190以下に保持することは困難である。 一方、鋼材の表面のみを軟化させる技術も提案
され、例えば、特開昭49−67815号公報には表面
温度のみを鋼材のAr3点以下に下げて焼入れする
技術が示されている。この方法によると、鋼材の
表面硬度はHv190以下まで軟化させることは出来
るが、溶接時にAc3点以上まで加熱される溶接熱
影響部では、表面硬度はHv190以上となり、アン
モニア割れが防止できない。 本発明は上記欠点の解決を目的とし、具体的に
は、焼入れ過程で冷却する前に、予め脱炭処理に
よつて鋼材表面の炭素量を著しく低下させる一
方、冷却時には鋼材の表面のみが焼きが入らない
よう冷却し、表面硬度は溶接熱影響部であつても
Hv190以下程度に保持できる調質鋼の製造方法を
提案する。従つて、本発明方法によると、鋼材
は、焼き入れ時に表面温度がAr3点以下に制御さ
れているため、表面硬度はHv190以下に低下し、
さらに、溶接時のAc3点以上に加熱されても鋼材
の表面は相当脱炭されていることもあつて、表面
硬度がHv190以上になることはない。 以下、本発明方法について詳しく説明する。 まず、例えば、調質60Kg／mm2級鋼であつてもそ
の表面を脱炭処理すると、溶接熱影響部自体の表
面硬度はHv190以下に保持できる。しかし、母材
表面は焼き入れ時に急冷されているため、炭素量
が著しく低下されていても、表面硬度をHv190以
下に保持することは困難である。 〓〓〓〓
この点から、本発明においては、予め、表面脱
炭する一方、この表面脱炭鋼は焼入れする際に、
表面のみに焼きが入らないよう、焼入れして、母
材とともに溶接熱影響部において表面硬度は
Hv190以下に保持する。この場合、表面脱炭処理
は調質鋼製造過程においてその焼入れ処理の冷却
前に行い、表面から深さ0.3mm以内のところの炭
素量が母材部分の炭素量の50％以下まで低下する
よう、表面脱炭処理する。この理由はこの程度ま
での脱炭量を確保しなければ、溶接熱影響部にお
いてアンモニア割れを防止することはできないか
らである。また、この表面脱炭処理は、焼入れ処
理の冷却前に行えば何れのときに実施しても良い
が、通常は、この脱炭処理によつて焼入れ処理時
の加熱過程と兼ねるのが好ましく、また、スラブ
加熱時においても脱炭処理することが出来る。 次に、以上の通りに、予め、表面脱炭処理し、
この表面脱炭鋼材を焼入れ過程で冷却する際に、
鋼材の表面温度のみをAr3点以下まで下げてから
水冷し、母材ならびに溶接熱影響部の表面硬度が
ともにHv190以下であるよう軟化された調質鋼を
製造する。 すなわち、焼入れ過程の冷却前に上記の通りに
脱炭処理していても、焼入れ過程において常法の
通りに焼入れすると、表面が急速に冷却されるた
め、脱炭が生じているにもかかわらず、調質60
Kg／mm2級鋼以上の強度をもつ比較的合金成分が高
い鋼種では、表面鋼度は容易に低下しない。 従つて、母材、溶接熱影響部ともに鋼表面の硬
度をHv190以下にするためには、表面脱炭処理し
焼入れ時の鋼表面の焼入れ性を抑制することが必
要である。 このところから、本発明者等は、種々の研究の
結果、表面脱炭鋼を焼入れ過程で冷却する際に、
鋼材の表面温度のみをAr3点以下に下げてから水
冷すると、母材、溶接熱影響部ともに表面硬度が
Hv190以下であつて、しかも、耐アンモニア割れ
特性に優れた調質鋼が製造できることを知見した
のである。 次に、実施例について説明する。 まず、第１表に示す化学成分の調質60Kg／mm2級
鋼の製造過程において、次の(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに
(ニ)の処理を行つて、各場合の鋼材の表面硬度の分
布を求めたところ、第１図の通りであつた。
の製造方法に係り、詳しくは、母材や溶接熱影響
部等の表面硬度がHv190以下であつて耐アンモニ
ア割れ特性に優れる調質鋼の製造方法に係る。 一般に、耐アンモニア割れ特性を向上させるに
は、鋼材の表面硬度を溶接熱影響部を含め軟化さ
せることが有効な手段であつて、具体的には、
Hv180〜190以下程度まで軟化させると、アンモ
ニア割れが生じないことが知られている。このた
め、従来から、クラツド処理や、表面脱炭処理等
が提案実施されている。しかし、このクラツド鋼
は製造コストが著しく高く、材質的にも問題があ
る。また、表面脱炭鋼は、その焼入処理時に表面
が急冷され、調質60Kg／mm2級鋼以上の強度を持つ
て比較的に合金成分の高い鋼種では、脱炭処理だ
けによつて焼入れ焼戻し後において表面硬度を
Hv190以下に保持することは困難である。 一方、鋼材の表面のみを軟化させる技術も提案
され、例えば、特開昭49−67815号公報には表面
温度のみを鋼材のAr3点以下に下げて焼入れする
技術が示されている。この方法によると、鋼材の
表面硬度はHv190以下まで軟化させることは出来
るが、溶接時にAc3点以上まで加熱される溶接熱
影響部では、表面硬度はHv190以上となり、アン
モニア割れが防止できない。 本発明は上記欠点の解決を目的とし、具体的に
は、焼入れ過程で冷却する前に、予め脱炭処理に
よつて鋼材表面の炭素量を著しく低下させる一
方、冷却時には鋼材の表面のみが焼きが入らない
よう冷却し、表面硬度は溶接熱影響部であつても
Hv190以下程度に保持できる調質鋼の製造方法を
提案する。従つて、本発明方法によると、鋼材
は、焼き入れ時に表面温度がAr3点以下に制御さ
れているため、表面硬度はHv190以下に低下し、
さらに、溶接時のAc3点以上に加熱されても鋼材
の表面は相当脱炭されていることもあつて、表面
硬度がHv190以上になることはない。 以下、本発明方法について詳しく説明する。 まず、例えば、調質60Kg／mm2級鋼であつてもそ
の表面を脱炭処理すると、溶接熱影響部自体の表
面硬度はHv190以下に保持できる。しかし、母材
表面は焼き入れ時に急冷されているため、炭素量
が著しく低下されていても、表面硬度をHv190以
下に保持することは困難である。 〓〓〓〓
この点から、本発明においては、予め、表面脱
炭する一方、この表面脱炭鋼は焼入れする際に、
表面のみに焼きが入らないよう、焼入れして、母
材とともに溶接熱影響部において表面硬度は
Hv190以下に保持する。この場合、表面脱炭処理
は調質鋼製造過程においてその焼入れ処理の冷却
前に行い、表面から深さ0.3mm以内のところの炭
素量が母材部分の炭素量の50％以下まで低下する
よう、表面脱炭処理する。この理由はこの程度ま
での脱炭量を確保しなければ、溶接熱影響部にお
いてアンモニア割れを防止することはできないか
らである。また、この表面脱炭処理は、焼入れ処
理の冷却前に行えば何れのときに実施しても良い
が、通常は、この脱炭処理によつて焼入れ処理時
の加熱過程と兼ねるのが好ましく、また、スラブ
加熱時においても脱炭処理することが出来る。 次に、以上の通りに、予め、表面脱炭処理し、
この表面脱炭鋼材を焼入れ過程で冷却する際に、
鋼材の表面温度のみをAr3点以下まで下げてから
水冷し、母材ならびに溶接熱影響部の表面硬度が
ともにHv190以下であるよう軟化された調質鋼を
製造する。 すなわち、焼入れ過程の冷却前に上記の通りに
脱炭処理していても、焼入れ過程において常法の
通りに焼入れすると、表面が急速に冷却されるた
め、脱炭が生じているにもかかわらず、調質60
Kg／mm2級鋼以上の強度をもつ比較的合金成分が高
い鋼種では、表面鋼度は容易に低下しない。 従つて、母材、溶接熱影響部ともに鋼表面の硬
度をHv190以下にするためには、表面脱炭処理し
焼入れ時の鋼表面の焼入れ性を抑制することが必
要である。 このところから、本発明者等は、種々の研究の
結果、表面脱炭鋼を焼入れ過程で冷却する際に、
鋼材の表面温度のみをAr3点以下に下げてから水
冷すると、母材、溶接熱影響部ともに表面硬度が
Hv190以下であつて、しかも、耐アンモニア割れ
特性に優れた調質鋼が製造できることを知見した
のである。 次に、実施例について説明する。 まず、第１表に示す化学成分の調質60Kg／mm2級
鋼の製造過程において、次の(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに
(ニ)の処理を行つて、各場合の鋼材の表面硬度の分
布を求めたところ、第１図の通りであつた。
【表】
なお、この処理で(イ)は鋼材を通常焼入れ−焼戻
しした場合、(ロ)は鋼材を特殊焼入れ―焼戻しした
場合、(ハ)は鋼材を表面脱炭してから通常焼入れ―
焼戻しした場合、(ニ)は鋼材を表面脱炭してから特
殊焼匂れ―焼戻しした場合を示し、更に、これら
処理において、通常焼入れは、930℃×60分加熱
後直ちに水冷する処理であり、特殊焼入れは、
930×60分加熱後焼入れ炉から鋼材を取り出し鋼
表面のみをAr3点以下に低下させたのち水冷する
処理であり、表面脱炭は、焼入れ炉内の雰囲気を
N2中のH2O分圧１mmHg、O2濃度0.0030％に制御
し930℃×180分加熱することによつて行つて、こ
の加熱処理は焼入れ工程の加熱処理を兼ねたもの
であり、焼戻し処理条件は全て630℃×70分であ
つた。従つて、(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各処理
中
で(ニ)が本発明方法に対応し、他は比較例である。
第１図から、(ハ)の処理の如く、母材の表面硬度
は、単に表面脱炭処理と通常の焼入れ―焼戻し処
理とを組合わせたのみではHv190以下にすること
はできず、(ニ)の処理の如く、本発明方法によつて
表面脱炭処理とともに特殊焼入れ処理を行つた時
には、表面硬度がHv190以下になることがわか
る。 次に、先に述べた(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各
処
理をした４種類の鋼材について、溶接入熱
12000J／cmの手溶接を行つて、その時の溶接熱影
響部の表面から0.3mm下の部分の最高硬度を測定
したところ、第２表の通りの結果が得られた。 〓〓〓〓
しした場合、(ロ)は鋼材を特殊焼入れ―焼戻しした
場合、(ハ)は鋼材を表面脱炭してから通常焼入れ―
焼戻しした場合、(ニ)は鋼材を表面脱炭してから特
殊焼匂れ―焼戻しした場合を示し、更に、これら
処理において、通常焼入れは、930℃×60分加熱
後直ちに水冷する処理であり、特殊焼入れは、
930×60分加熱後焼入れ炉から鋼材を取り出し鋼
表面のみをAr3点以下に低下させたのち水冷する
処理であり、表面脱炭は、焼入れ炉内の雰囲気を
N2中のH2O分圧１mmHg、O2濃度0.0030％に制御
し930℃×180分加熱することによつて行つて、こ
の加熱処理は焼入れ工程の加熱処理を兼ねたもの
であり、焼戻し処理条件は全て630℃×70分であ
つた。従つて、(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各処理
中
で(ニ)が本発明方法に対応し、他は比較例である。
第１図から、(ハ)の処理の如く、母材の表面硬度
は、単に表面脱炭処理と通常の焼入れ―焼戻し処
理とを組合わせたのみではHv190以下にすること
はできず、(ニ)の処理の如く、本発明方法によつて
表面脱炭処理とともに特殊焼入れ処理を行つた時
には、表面硬度がHv190以下になることがわか
る。 次に、先に述べた(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各
処
理をした４種類の鋼材について、溶接入熱
12000J／cmの手溶接を行つて、その時の溶接熱影
響部の表面から0.3mm下の部分の最高硬度を測定
したところ、第２表の通りの結果が得られた。 〓〓〓〓
【表】
第２表において(イ)ならびに(ロ)と(ハ)ならびに(ニ)
を
対比すると、表面脱炭処理が、溶接熱影響部の表
面硬度（第２表には、表面下0.3mmでの値を示
す。）をHv190以下に低下させるのに有効である
ことがわかる。これに対し、(ロ)の如く特殊焼入れ
処理だけ行つても、溶接熱影響部の表面硬度を
Hv190以下にすることはできないことがわかる。 また、(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各処理をした
４
種の鋼材についてその母材と12000J／cmの手溶接
を行つたときの溶接部について、アンモニア割れ
促進試験をしたところ、第３表の通りの結果が得
られた。この割れ促進試験は、アンモニア液中に
炭酸ガスを飽和させ、さらに酸素を添加し、この
液中で４点曲げ応力を付加し、試験片をアノード
分極して浸漬する方法で行つて、その期間は７日
間とした。 この結果から、母材、溶接部ともに液安割れを
生じない鋼材は、(ニ)の如く、本発明方法によつて
表面脱炭―特殊焼入れ―焼戻し処理を行つた鋼材
のみであることがわかる。
を
対比すると、表面脱炭処理が、溶接熱影響部の表
面硬度（第２表には、表面下0.3mmでの値を示
す。）をHv190以下に低下させるのに有効である
ことがわかる。これに対し、(ロ)の如く特殊焼入れ
処理だけ行つても、溶接熱影響部の表面硬度を
Hv190以下にすることはできないことがわかる。 また、(イ)、(ロ)、(ハ)ならびに(ニ)の各処理をした
４
種の鋼材についてその母材と12000J／cmの手溶接
を行つたときの溶接部について、アンモニア割れ
促進試験をしたところ、第３表の通りの結果が得
られた。この割れ促進試験は、アンモニア液中に
炭酸ガスを飽和させ、さらに酸素を添加し、この
液中で４点曲げ応力を付加し、試験片をアノード
分極して浸漬する方法で行つて、その期間は７日
間とした。 この結果から、母材、溶接部ともに液安割れを
生じない鋼材は、(ニ)の如く、本発明方法によつて
表面脱炭―特殊焼入れ―焼戻し処理を行つた鋼材
のみであることがわかる。
【表】
〓
〓× 割れあり
繰り返し数 2
以上、詳しく説明した通り、本発明方法は調質
鋼製造過程の焼入れ処理の冷却前に、予め、鋼材
をその表面から深さ0.3mm以内の炭素量が母材の
それの50％以下であるよう、表面脱炭処理し、焼
入れ過程で冷却する際に、鋼材の表面温度のみを
Ar3点以下に下げてから、冷却するものである。
従つて、焼入れ時に表面温度をAr3点以下に制御
されるため、鋼材の表面硬度はHv190以下に低下
し、さらに溶接時にAc3点以上に加熱されても鋼
材表面は脱炭されているので、表面硬度がHv190
以上になることはなく、耐アンモニア割れ特性に
優れたものが得られる。
〓× 割れあり
繰り返し数 2
以上、詳しく説明した通り、本発明方法は調質
鋼製造過程の焼入れ処理の冷却前に、予め、鋼材
をその表面から深さ0.3mm以内の炭素量が母材の
それの50％以下であるよう、表面脱炭処理し、焼
入れ過程で冷却する際に、鋼材の表面温度のみを
Ar3点以下に下げてから、冷却するものである。
従つて、焼入れ時に表面温度をAr3点以下に制御
されるため、鋼材の表面硬度はHv190以下に低下
し、さらに溶接時にAc3点以上に加熱されても鋼
材表面は脱炭されているので、表面硬度がHv190
以上になることはなく、耐アンモニア割れ特性に
優れたものが得られる。
第１図は調質60Kg／mm2級鋼材を本発明法ならび
に比較例で処理し、これらの鋼材の表面からのビ
ツカース硬度の分布を示すグラフである。 〓〓〓〓
に比較例で処理し、これらの鋼材の表面からのビ
ツカース硬度の分布を示すグラフである。 〓〓〓〓
Claims (1)
- １ 調質鋼の製造過程において、その焼入れ処理
過程で冷却する前に、予め、表面から深さ0.3mm
以内の炭素量が鋼材の母材部分の炭素量の50％以
下になるよう、鋼材の表面を脱炭処理し、焼入れ
過程で冷却する際には、鋼材の表面温度のみを
Ar3点以下まで低下させてから、冷却することを
特徴とする耐アンモニア割れ特性に優れる調質鋼
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18560380A JPS57110615A (en) | 1980-12-26 | 1980-12-26 | Production of refined steel having superior ammonia cracking resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18560380A JPS57110615A (en) | 1980-12-26 | 1980-12-26 | Production of refined steel having superior ammonia cracking resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57110615A JPS57110615A (en) | 1982-07-09 |
| JPS6111287B2 true JPS6111287B2 (ja) | 1986-04-02 |
Family
ID=16173683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18560380A Granted JPS57110615A (en) | 1980-12-26 | 1980-12-26 | Production of refined steel having superior ammonia cracking resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57110615A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0672618B2 (ja) * | 1989-03-30 | 1994-09-14 | アイシン化工株式会社 | 湿式多板クラッチ部材 |
-
1980
- 1980-12-26 JP JP18560380A patent/JPS57110615A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57110615A (en) | 1982-07-09 |
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