JP2002327233A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼Info
- Publication number
- JP2002327233A JP2002327233A JP2001128924A JP2001128924A JP2002327233A JP 2002327233 A JP2002327233 A JP 2002327233A JP 2001128924 A JP2001128924 A JP 2001128924A JP 2001128924 A JP2001128924 A JP 2001128924A JP 2002327233 A JP2002327233 A JP 2002327233A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- delayed fracture
- steel
- pearlite
- strength
- fracture resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 遅れ破壊特性が優れたパーライト鋼、特に遅
れ破壊特性が良好で、且つ強度が１３００ＭＰａ以上の
パーライト鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．５５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．
０５〜１．５％、Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、さ
らにＶ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜３％の
１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｖ炭化物若しくはＭｏ炭化物又はこれらの
窒化物となっているＶおよびＭｏの質量％が、Ｖでは
０．３％以上、Ｍｏでは０．５％以上であることを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
れ破壊特性が良好で、且つ強度が１３００ＭＰａ以上の
パーライト鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．５５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．
０５〜１．５％、Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、さ
らにＶ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜３％の
１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｖ炭化物若しくはＭｏ炭化物又はこれらの
窒化物となっているＶおよびＭｏの質量％が、Ｖでは
０．３％以上、Ｍｏでは０．５％以上であることを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性の
優れた鋼材、特に１２００ＭＰａ以上の引張強度を有す
る、耐遅れ破壊特性の優れたパーライト鋼に関するもの
である。
優れた鋼材、特に１２００ＭＰａ以上の引張強度を有す
る、耐遅れ破壊特性の優れたパーライト鋼に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣ鋼棒、橋梁用ワイヤ、レールに数多
く使われている高強度パーライト鋼は、引張り強度が１
３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高くなるこ
とが知られており、使用の範囲が限定されている。パー
ライト鋼の耐遅れ破壊特性を改善する方法として、例え
ば特開２０００−３３７３３２号公報、特開２０００−
３３７３３３号公報や特開２０００−３３７３３４号公
報では、耐遅れ破壊特性の改善にはパーライト鋼を強伸
線加工することが有効であると提案している。確かにパ
ーライト鋼を強伸線加工すると耐遅れ破壊特性が改善す
るが、強伸線加工によりコストが高くなる問題があり、
また強伸線加工が必要なことから、形状およびサイズも
限定される。
く使われている高強度パーライト鋼は、引張り強度が１
３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高くなるこ
とが知られており、使用の範囲が限定されている。パー
ライト鋼の耐遅れ破壊特性を改善する方法として、例え
ば特開２０００−３３７３３２号公報、特開２０００−
３３７３３３号公報や特開２０００−３３７３３４号公
報では、耐遅れ破壊特性の改善にはパーライト鋼を強伸
線加工することが有効であると提案している。確かにパ
ーライト鋼を強伸線加工すると耐遅れ破壊特性が改善す
るが、強伸線加工によりコストが高くなる問題があり、
また強伸線加工が必要なことから、形状およびサイズも
限定される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
実情を考慮してなされたものであり、遅れ破壊特性が優
れた高強度パーライト鋼、特に遅れ破壊特性が良好で、
且つ強度が１３００ＭＰａ以上のパーライト鋼を提供す
るものである。
実情を考慮してなされたものであり、遅れ破壊特性が優
れた高強度パーライト鋼、特に遅れ破壊特性が良好で、
且つ強度が１３００ＭＰａ以上のパーライト鋼を提供す
るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者らは鋼材組成、組織形態を最適に選択すれ
ば、遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を実現できると
いう結論に達し、本発明をなしたものである。
め、本発明者らは鋼材組成、組織形態を最適に選択すれ
ば、遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を実現できると
いう結論に達し、本発明をなしたものである。
【０００５】本発明の要旨とするところは下記の通りで
ある。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２％、 Ｓｉ：０．０１〜３％、 Ｍｎ：０．１〜２％、 Ｃｒ：０．０５〜１．５％、 Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、さらに、 Ｖ ：０．０１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０１〜３％ の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなり、Ｖ炭化物若しくはＭｏ炭化物又はこれら
の窒化物となっているＶおよびＭｏの質量％が、Ｖでは
０．３％以上、Ｍｏでは０．５％以上であることを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 （２） 質量％でさらに、 Ａｌ：０．００３〜０．１％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｃｕ：０．０１〜４％、 Ｎｉ：０．０１〜４％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト
鋼。 （３） ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Patter
n）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位
が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以
下であることを特徴とする前記（１）又は（２）記載の
耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 （４） 遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以
上であることを特徴とする前記（１）、（２）又は
（３）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト
鋼。
ある。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２％、 Ｓｉ：０．０１〜３％、 Ｍｎ：０．１〜２％、 Ｃｒ：０．０５〜１．５％、 Ｔｉ：０．００５％以下を含有し、さらに、 Ｖ ：０．０１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０１〜３％ の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなり、Ｖ炭化物若しくはＭｏ炭化物又はこれら
の窒化物となっているＶおよびＭｏの質量％が、Ｖでは
０．３％以上、Ｍｏでは０．５％以上であることを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 （２） 質量％でさらに、 Ａｌ：０．００３〜０．１％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｃｕ：０．０１〜４％、 Ｎｉ：０．０１〜４％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト
鋼。 （３） ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Patter
n）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位
が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以
下であることを特徴とする前記（１）又は（２）記載の
耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 （４） 遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以
上であることを特徴とする前記（１）、（２）又は
（３）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト
鋼。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明者らは、圧延ままおよび圧
延後加速冷却した種々の強度レベルのパーライト鋼材を
用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊は外
部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し得る
拡散性水素に起因して発生していることは既に明らかで
ある。耐遅れ破壊特性は、遅れ破壊が発生しない限界拡
散性水素量を求めることにより評価した。この方法は、
電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を
含有させた後、遅れ破壊試験中に試料中の水素が大気中
に抜けることを抑制するためにＣｄめっきを施し、その
後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しな
くなる拡散性水素量を評価するものである。
延後加速冷却した種々の強度レベルのパーライト鋼材を
用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊は外
部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し得る
拡散性水素に起因して発生していることは既に明らかで
ある。耐遅れ破壊特性は、遅れ破壊が発生しない限界拡
散性水素量を求めることにより評価した。この方法は、
電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を
含有させた後、遅れ破壊試験中に試料中の水素が大気中
に抜けることを抑制するためにＣｄめっきを施し、その
後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しな
くなる拡散性水素量を評価するものである。
【０００７】図４に、拡散性水素量と遅れ破壊が発生す
るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。
試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破
壊が発生するまでの時間が長くなり、拡散性水素量があ
る値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この遅れ破壊
が発生しない上限の拡散性水素量を「限界拡散性水素
量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど遅れ
破壊特性は良好である。なお、この拡散性水素量は、ガ
スクロマトグラフを用いた昇温分析によって測定するこ
とができる。
るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。
試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破
壊が発生するまでの時間が長くなり、拡散性水素量があ
る値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この遅れ破壊
が発生しない上限の拡散性水素量を「限界拡散性水素
量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど遅れ
破壊特性は良好である。なお、この拡散性水素量は、ガ
スクロマトグラフを用いた昇温分析によって測定するこ
とができる。
【０００８】そこで、パーライト鋼の遅れ破壊特性を改
善すべく詳細に検討した結果、Ｔｉ添加量を制限し、Ｖ
もしくはＭｏを添加、あるいは両方添加することによ
り、ＶおよびＭｏの炭化物または窒化物、あるいはその
両方を微細に分散析出させ、水素のトラップサイトを多
数導入することによって、限界拡散性水素量が増加し耐
遅れ破壊特性が向上する条件を確立した。
善すべく詳細に検討した結果、Ｔｉ添加量を制限し、Ｖ
もしくはＭｏを添加、あるいは両方添加することによ
り、ＶおよびＭｏの炭化物または窒化物、あるいはその
両方を微細に分散析出させ、水素のトラップサイトを多
数導入することによって、限界拡散性水素量が増加し耐
遅れ破壊特性が向上する条件を確立した。
【０００９】次に、本発明の成分の限定理由について説
明する。 Ｃ：Ｃは鋼の強度確保およびパーライト組織形成のため
に必須な元素であるが、０．５５％未満であるとパーラ
イト組織形成は困難であり、１．２％を超えると延靭性
の低下が顕著に現れてくるため、０．５５〜１．２％に
限定した。
明する。 Ｃ：Ｃは鋼の強度確保およびパーライト組織形成のため
に必須な元素であるが、０．５５％未満であるとパーラ
イト組織形成は困難であり、１．２％を超えると延靭性
の低下が顕著に現れてくるため、０．５５〜１．２％に
限定した。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉは初析セメンタイトの生成を抑
え、焼入れ性を向上させる効果がある。また、パーライ
トラメラー間のフェライトに固溶し、固溶体硬化によっ
て強度を高める効果がある。しかし、０．０１％未満で
はこの強化の効果を得られず、３％を超えると延靭性が
著しく低下するため、０．０１〜３％の範囲に限定し
た。
え、焼入れ性を向上させる効果がある。また、パーライ
トラメラー間のフェライトに固溶し、固溶体硬化によっ
て強度を高める効果がある。しかし、０．０１％未満で
はこの強化の効果を得られず、３％を超えると延靭性が
著しく低下するため、０．０１〜３％の範囲に限定し
た。
【００１１】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、焼入れ性を向上させるために有効な元
素であるが、０．１％未満であると上記の効果は得られ
ず、２％を超えるとＭｎの偏析部にマルテンサイトなど
の過冷組織が生成して延靭性が劣化するため、０．１〜
２％に限定した。
るばかりでなく、焼入れ性を向上させるために有効な元
素であるが、０．１％未満であると上記の効果は得られ
ず、２％を超えるとＭｎの偏析部にマルテンサイトなど
の過冷組織が生成して延靭性が劣化するため、０．１〜
２％に限定した。
【００１２】Ｔｉ：Ｔｉは不純物でありＶ炭窒化物やＭ
ｏ炭化物と密接に関係しており、０．００５％を超える
と、粗大なＴｉ炭窒化物が圧延や加工あるいは熱処理の
ための加熱時に生成し、ＶやＭｏの炭窒化物がこのＴｉ
炭窒化物に析出してＶやＭｏの炭窒化物が粗大化するの
で、少ないほど好ましい。このため、水素のトラップサ
イトであるＶやＭｏの炭窒化物の数が少なくなり、遅れ
破壊特性が改善されない。したがってＴｉは０．００５
％以下に限定した。
ｏ炭化物と密接に関係しており、０．００５％を超える
と、粗大なＴｉ炭窒化物が圧延や加工あるいは熱処理の
ための加熱時に生成し、ＶやＭｏの炭窒化物がこのＴｉ
炭窒化物に析出してＶやＭｏの炭窒化物が粗大化するの
で、少ないほど好ましい。このため、水素のトラップサ
イトであるＶやＭｏの炭窒化物の数が少なくなり、遅れ
破壊特性が改善されない。したがってＴｉは０．００５
％以下に限定した。
【００１３】Ｖ：Ｖは焼入れ性を向上させる元素である
と共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を
形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ
破壊特性が向上する。しかし、０．０１％未満である
と、この水素トラップの効果はほとんど得られず、１．
５％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないた
め、０．０１〜１．５％の範囲に限定した。
と共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を
形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ
破壊特性が向上する。しかし、０．０１％未満である
と、この水素トラップの効果はほとんど得られず、１．
５％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないた
め、０．０１〜１．５％の範囲に限定した。
【００１４】Ｍｏ：ＭｏもＶと同様に焼入れ性を向上さ
せる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはそ
の複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイ
トとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし０．０１％
未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得ら
れず、３％を超えてもその添加量に見合う効果が得られ
ないため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
せる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはそ
の複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイ
トとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし０．０１％
未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得ら
れず、３％を超えてもその添加量に見合う効果が得られ
ないため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
【００１５】本発明では上記成分のほか、必要に応じて
以下の元素を添加することが好ましい。 Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して強
度を向上させる効果がある。しかし０．０５％未満では
上記効果は得られず、１．５％を超えると変態終了時間
が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生
成して延靭性が低下するため、０．０５〜１．５％の範
囲に限定した。
以下の元素を添加することが好ましい。 Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して強
度を向上させる効果がある。しかし０．０５％未満では
上記効果は得られず、１．５％を超えると変態終了時間
が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生
成して延靭性が低下するため、０．０５〜１．５％の範
囲に限定した。
【００１６】Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＡｌＮを形成する
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を
有しているが、０．００３％未満では上記効果は発揮さ
れず、０．１％を超えると効果が飽和するため、０．０
０３〜０．１％の範囲に限定した。
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を
有しているが、０．００３％未満では上記効果は発揮さ
れず、０．１％を超えると効果が飽和するため、０．０
０３〜０．１％の範囲に限定した。
【００１７】Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様に炭窒化物を生成
し、遅れ破壊特性の向上をもたらすが、０．００１％未
満であると上記効果は不十分であり、０．０５％を超え
るとこの効果が飽和するため、０．００１〜０．０５％
の範囲に限定した。
し、遅れ破壊特性の向上をもたらすが、０．００１％未
満であると上記効果は不十分であり、０．０５％を超え
るとこの効果が飽和するため、０．００１〜０．０５％
の範囲に限定した。
【００１８】Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性の向上と析出効果に
よる高強度化が図れるが、０．０１未満だと上記効果は
得られず、４％を超えると粒界脆化を起こして耐遅れ破
壊特性を劣化させるため、０．０１〜４％の範囲に限定
した。
よる高強度化が図れるが、０．０１未満だと上記効果は
得られず、４％を超えると粒界脆化を起こして耐遅れ破
壊特性を劣化させるため、０．０１〜４％の範囲に限定
した。
【００１９】Ｎｉ：Ｎｉは延靭性を向上する効果がある
が、０．０１％未満であると上記効果が得られず、４％
を超えるとＣｒと同様に変態終了時間が長くなりすぎ
て、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が
低下するため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
が、０．０１％未満であると上記効果が得られず、４％
を超えるとＣｒと同様に変態終了時間が長くなりすぎ
て、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が
低下するため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００２０】Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し、遅れ破壊特性
を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト
粒界に偏析することにより焼入れ性を著しく高めるが、
０．０００１％未満であると上記効果が得られず、０．
００５％を超えても効果が飽和するため、０．０００１
〜０．００５％の範囲に限定した。
を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト
粒界に偏析することにより焼入れ性を著しく高めるが、
０．０００１％未満であると上記効果が得られず、０．
００５％を超えても効果が飽和するため、０．０００１
〜０．００５％の範囲に限定した。
【００２１】不純物であるＰ，ＳおよびＮについては特
に制限しないものの、遅れ破壊特性を向上させる観点か
ら、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。
に制限しないものの、遅れ破壊特性を向上させる観点か
ら、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。
【００２２】Ｖの炭化物，窒化物又は炭窒化物，及びＭ
ｏの炭化物，窒化物又は炭窒化物は、抽出残渣により分
離抽出したものを分析した。Ｖの炭化物、窒化物又は炭
窒化物は、質量％で０．３％未満であると十分に水素を
トラップすることができないため、Ｖの炭化物、窒化物
又は炭窒化物となるＶ量を０．３％以上に限定した。同
様にＭｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物が質量％で０．
５％未満であると十分に水素をトラップすることができ
ないため、Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭ
ｏ量を０．５％以上に限定した。
ｏの炭化物，窒化物又は炭窒化物は、抽出残渣により分
離抽出したものを分析した。Ｖの炭化物、窒化物又は炭
窒化物は、質量％で０．３％未満であると十分に水素を
トラップすることができないため、Ｖの炭化物、窒化物
又は炭窒化物となるＶ量を０．３％以上に限定した。同
様にＭｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物が質量％で０．
５％未満であると十分に水素をトラップすることができ
ないため、Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭ
ｏ量を０．５％以上に限定した。
【００２３】次に、本発明の組織形態について説明す
る。ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で
測定したパーライト組織中のフェライトの、結晶方位が
同一の領域をパーライトブロックと定義する。このパー
ライトブロックの大きさは微細になるほど鋼材の延靭性
が改善される。ここで、大きさとは各パーライトブロッ
クと同じ面積の円の直径（円相当径）と定義する。更
に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下である
と遅れ破壊特性も向上するため、２０μｍ以下と範囲を
限定した。遅れ破壊特性を更に向上させるためには、１
０μｍ以下であることが好ましい。
る。ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で
測定したパーライト組織中のフェライトの、結晶方位が
同一の領域をパーライトブロックと定義する。このパー
ライトブロックの大きさは微細になるほど鋼材の延靭性
が改善される。ここで、大きさとは各パーライトブロッ
クと同じ面積の円の直径（円相当径）と定義する。更
に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下である
と遅れ破壊特性も向上するため、２０μｍ以下と範囲を
限定した。遅れ破壊特性を更に向上させるためには、１
０μｍ以下であることが好ましい。
【００２４】次に、限界拡散性水素量の限定理由につい
て説明する。上記成分の鋼材の遅れ破壊を評価した結
果、ＶまたはＭｏあるいは両方の炭化物または窒化物あ
るいはこれらの複合析出物により水素が捕捉され、限界
拡散性水素量が著しく向上した。特に１３００ＭＰａ以
上の高強度パーライト鋼では、上記の水素トラップ効果
により０．２ｐｐｍ以上の限界拡散性水素量にすること
ができる。
て説明する。上記成分の鋼材の遅れ破壊を評価した結
果、ＶまたはＭｏあるいは両方の炭化物または窒化物あ
るいはこれらの複合析出物により水素が捕捉され、限界
拡散性水素量が著しく向上した。特に１３００ＭＰａ以
上の高強度パーライト鋼では、上記の水素トラップ効果
により０．２ｐｐｍ以上の限界拡散性水素量にすること
ができる。
【００２５】
【実施例】以下、実施例により本発明の効果を更に具体
的に説明する。表１に示す化学組成を有するパーライト
鋼の機械的性質や、図１に示す遅れ破壊試験片を、図２
に示す遅れ破壊試験機で評価した遅れ破壊特性を表２に
示す。図３に示した水素放出プロファイルは標準的な鋼
材の放出プロファイルであり、１００℃に見られるピー
クの面積を積分したものが拡散性水素量である。遅れ破
壊特性は、図４に示す１００時間後に遅れ破壊しない拡
散性水素量、すなわち限界拡散性水素量で評価を行い、
負荷荷重は引張り強さの９０％の条件で実施した。なお
水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて、チャー
ジ電流を変えることにより水素レベルを変化させた。
的に説明する。表１に示す化学組成を有するパーライト
鋼の機械的性質や、図１に示す遅れ破壊試験片を、図２
に示す遅れ破壊試験機で評価した遅れ破壊特性を表２に
示す。図３に示した水素放出プロファイルは標準的な鋼
材の放出プロファイルであり、１００℃に見られるピー
クの面積を積分したものが拡散性水素量である。遅れ破
壊特性は、図４に示す１００時間後に遅れ破壊しない拡
散性水素量、すなわち限界拡散性水素量で評価を行い、
負荷荷重は引張り強さの９０％の条件で実施した。なお
水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて、チャー
ジ電流を変えることにより水素レベルを変化させた。
【００２６】表１および表２の鋼種Ａ〜Ｆが本発明鋼で
あり、鋼種Ｇ〜Ｌが比較鋼である。本発明鋼は、いずれ
も引張強度が１３００ＭＰａ以上であると共に、パーラ
イトブロックの大きさが２０μｍ以下であり、遅れ破壊
試験の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上である。
あり、鋼種Ｇ〜Ｌが比較鋼である。本発明鋼は、いずれ
も引張強度が１３００ＭＰａ以上であると共に、パーラ
イトブロックの大きさが２０μｍ以下であり、遅れ破壊
試験の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上である。
【００２７】これに対して、比較鋼ＧはＣ量が低いため
引張強度が１３００ＭＰａ未満という強度が低い例であ
る。比較鋼Ｈは、Ｃ量が多くパーライトブロックサイズ
が２０μｍ以上であるため、限界拡散性水素量が０．２
ｐｐｍ未満と、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼Ｉ
はＳｉが３．１０％と高く、Ｍｎが０．０５％と低いた
め、靭性が低下して遅れ破壊特性が悪くなった例であ
る。
引張強度が１３００ＭＰａ未満という強度が低い例であ
る。比較鋼Ｈは、Ｃ量が多くパーライトブロックサイズ
が２０μｍ以上であるため、限界拡散性水素量が０．２
ｐｐｍ未満と、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼Ｉ
はＳｉが３．１０％と高く、Ｍｎが０．０５％と低いた
め、靭性が低下して遅れ破壊特性が悪くなった例であ
る。
【００２８】比較鋼ＪはＳｉが０．００９％と低く、Ｍ
ｎが２．１％と高く、Ｔｉ量が多くＶ炭窒化物の数が少
ないため、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＫはＶ
が１．５８％，Ｃｒが１．６１％と高く、靭性値が著し
く低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼Ｌ
はＭｏが３．０５％と高いほかにＣｕおよびＮｉが高
く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例
である。
ｎが２．１％と高く、Ｔｉ量が多くＶ炭窒化物の数が少
ないため、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＫはＶ
が１．５８％，Ｃｒが１．６１％と高く、靭性値が著し
く低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼Ｌ
はＭｏが３．０５％と高いほかにＣｕおよびＮｉが高
く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例
である。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、パーライト鋼のブロッ
クサイズおよび水素トラップサイトであるＶおよびＭｏ
炭化物を析出させることにより、引張強さが１３００Ｍ
Ｐａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を製造
することができる。
クサイズおよび水素トラップサイトであるＶおよびＭｏ
炭化物を析出させることにより、引張強さが１３００Ｍ
Ｐａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を製造
することができる。
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片平面図であ
る。
る。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図である。
【図３】水素分析の水素放出プロファイルである。
【図４】限界拡散性水素量の説明図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．５５〜１．２％、 Ｓｉ：０．０１〜３％、 Ｍｎ：０．１〜２％、 Ｔｉ：０．００５％以下 を含有し、さらに、 Ｖ ：０．０１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０１〜３％ の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなり、Ｖ炭化物若しくはＭｏ炭化物又はこれら
の窒化物となっているＶおよびＭｏの質量％が、Ｖでは
０．３％以上、Ｍｏでは０．５％以上であることを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 - 【請求項２】 質量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜１．５％、 Ａｌ：０．００３〜０．１％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｃｕ：０．０１〜４％、 Ｎｉ：０．０１〜４％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５％ の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項
１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。 - 【請求項３】 ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ
Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）で測定した
パーライト組織中のフェライト結晶方位が同一であるパ
ーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であることを
特徴とする請求項１又は２記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度パーライト鋼。 - 【請求項４】 遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐ
ｐｍ以上であることを特徴とする請求項１、２又は３記
載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001128924A JP4054179B2 (ja) | 2001-04-26 | 2001-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001128924A JP4054179B2 (ja) | 2001-04-26 | 2001-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002327233A true JP2002327233A (ja) | 2002-11-15 |
| JP4054179B2 JP4054179B2 (ja) | 2008-02-27 |
Family
ID=18977543
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001128924A Expired - Fee Related JP4054179B2 (ja) | 2001-04-26 | 2001-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4054179B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1598437A1 (en) * | 2003-02-20 | 2005-11-23 | Nippon Steel Corporation | High strength steel product excellent in characteristics of resistance to hydrogen embrittlement |
| WO2006082673A1 (ja) * | 2005-02-04 | 2006-08-10 | Ntn Corporation | 耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 |
| WO2007111285A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2008261027A (ja) * | 2007-04-13 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルト及びその製造方法 |
| JP2012153978A (ja) * | 2012-03-26 | 2012-08-16 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルトの製造方法 |
-
2001
- 2001-04-26 JP JP2001128924A patent/JP4054179B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1832666A3 (en) * | 2003-02-20 | 2007-12-12 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| EP1598437A1 (en) * | 2003-02-20 | 2005-11-23 | Nippon Steel Corporation | High strength steel product excellent in characteristics of resistance to hydrogen embrittlement |
| EP1598437A4 (en) * | 2003-02-20 | 2006-11-22 | Nippon Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PRODUCT WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN INJURY |
| US8557060B2 (en) | 2003-02-20 | 2013-10-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| US8016953B2 (en) | 2003-02-20 | 2011-09-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| JP2006213981A (ja) * | 2005-02-04 | 2006-08-17 | Ntn Corp | 耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 |
| WO2006082673A1 (ja) * | 2005-02-04 | 2006-08-10 | Ntn Corporation | 耐水素脆性に優れた耐環境用軸受鋼 |
| WO2007111285A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| AU2007230254B2 (en) * | 2006-03-16 | 2010-12-02 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8404178B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| JP2008261027A (ja) * | 2007-04-13 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルト及びその製造方法 |
| JP2012153978A (ja) * | 2012-03-26 | 2012-08-16 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルトの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4054179B2 (ja) | 2008-02-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP3817105B2 (ja) | 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
| WO2011111873A1 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP4868935B2 (ja) | 耐へたり性に優れた高強度ばね用鋼線 | |
| JP4240189B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP4267376B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP5716640B2 (ja) | 熱間鍛造用圧延棒鋼 | |
| JP4489928B2 (ja) | 高強度オーステナイト系ステンレス鋼線 | |
| JP2001288539A (ja) | 耐水素疲労特性の優れたばね用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2004359973A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP3793391B2 (ja) | 引張強度１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JP4267126B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4054179B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼 | |
| JP3542239B2 (ja) | 耐伸線縦割れ性に優れた高強度ステンレス線材及びその鋼線 | |
| JP3648192B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒および製造方法 | |
| JP4146271B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP3153980B2 (ja) | 靱性の良い低降伏比厚鋼板 | |
| JP3548519B2 (ja) | 耐水素脆化特性の優れた高強度鋼 | |
| JP4743076B2 (ja) | 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 | |
| JP2004360022A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 | |
| JP2004270001A (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
| JP2003201513A (ja) | 高強度肌焼鋼 | |
| JP2009120954A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2021161479A (ja) | 鋼材およびその製造方法 | |
| CN109158737B (zh) | 一种焊缝的制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050914 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070426 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070508 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070626 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071009 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071112 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20071204 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20071207 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101214 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101214 Year of fee payment: 3 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |