JPH0135066B2 - - Google Patents
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- JPH0135066B2 JPH0135066B2 JP56153484A JP15348481A JPH0135066B2 JP H0135066 B2 JPH0135066 B2 JP H0135066B2 JP 56153484 A JP56153484 A JP 56153484A JP 15348481 A JP15348481 A JP 15348481A JP H0135066 B2 JPH0135066 B2 JP H0135066B2
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- Japan
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- less
- delayed fracture
- steel
- fracture resistance
- strength
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼
に関するものである。 近時鋼構造物の巨大化にともない使用鋼材もま
すます高強度の材料が要求されつつある。しかし
このような高張力鋼では、自然環境のもとで突然
静的に脆性破壊を生じる所謂「遅れ破壊」が数多
く経験され、これら高張力鋼の使用に著しい制限
をおよぼしている。 本発明は引張強さ100Kg／mm2以上を有し、かつ
遅れ破壊抵抗の大きい高張力鋼を得ることを目的
とする。 本発明者は遅れ破壊を生じた高力ボルト及び
PC鋼棒について調査結果から、破壊の起点が結
晶粒界であること、さらにこの粒界にＰならびに
Ｎが濃縮している事実をつきとめ、Ｐ、Ｎによつ
て結晶粒界の脆弱化が生じていると考えた。 以上の点からＰ及びＮを低減し結晶粒界の清浄
化を図ると共に、Tiを適量添加しして結晶の粒
成長を抑制し、焼入れ焼戻し処理を行つて焼戻し
マルテンサイト組織とすることにより、耐遅れ破
壊性が飛躍的に向上することを明らかにした。さ
らに、Mo、Ｖ、Nb、Cuの１種又は２種以上を
添加することにより、強度上昇、焼入性向上及び
結晶粒の微細化効果がより一層発揮されることを
明らかにした。 従来、高張力線材として、共析鋼に近い高炭素
線材にてＰ、Ｓ、Ｎを同時に低減し、延性と冷間
加工性を向上させたものがUSP3617230によつて
公知であるが、耐遅れ破壊性及びTiの効果につ
いては検討されていない。 本発明の高張力強靭鋼の第１発明は、C0.15〜
0.50％、Si1.50％以下、Mn0.2〜1.50％、Cr2.00％
以下、B0.0005〜0.0030％、酸可溶Al0.005〜0.100
％、P0.010％以下、N0.0020％以下、Ti0.010〜
0.050％残部鉄及び不可避不純物よりなり、かつ
焼入れ焼戻し組織を有し、耐遅れ破壊性にすぐれ
ていることを特徴とし、第２発明は、さらに
Mo0.50％以下、V0.20％以下、Nb0.10％以下、
Cu0.50％以下の１種または２種以上を含有し、強
度及び耐遅れ破壊性により一層すぐれていること
を特徴とする。 次に本発明の化学成分の組成範囲を限定した理
由について説明する。 Ｃは鋼に必要な強度と焼入性を付与するために
添加するが、0.15％未満では所定の強度が得られ
ない。また0.50％以上では耐遅れ破壊性が劣化
し、かつ成形性を悪化するので0.50％を上限とす
る。 Siは鋼の強度を高めるのに必要であるが、1.50
％をこえると靭性の劣化が著しいので上限を1.50
％とする。 Nnは脱酸のほか焼入性の向上に有効な元素で
あり、最低0.20％の添加は必要であるが、1.50％
以上では耐遅れ破壊性および切欠靭性が同時に悪
化するので1.50％を上限とする。 Crは鋼の強度と焼入性を高める目的で添加す
るが、2.00％をこえる過度の添加は靭性の低下を
まねくので上限を2.00％に限定する。 Ｂは微量の添加で焼入性向上に有効であるが、
0.0005％未満ではその効果は小さく、また0.0030
％をこえても焼入性向上効果はほとんど変らない
ので組成範囲を0.0005〜0.0030％とした。 酸可溶Alは脱酸剤としての目的のほか、鋼中
Ｎ、Ｏを固定するため添加するが、0.10％以上で
は鋼の靭性が著しく低下するので、上限を0.10％
とする。 Ｐ、Ｎ及びTiは本発明における重要な成分元
素である。 Ｐ及びＮはいずれも結晶粒界に濃縮偏析しやす
く、これによつて粒界強度を低下させ遅れ破壊抵
抗を著しく劣化させるので、上限を0.010％及び
0.0020％にそれぞれ限定する。 Tiは結晶粒の微細化を目的として、0.010〜
0.050％添加する。Ｎの低減は耐遅れ破壊性の向
上に有効であるが、同時にAlN生成量の減少に
よつて結晶粒が粗大化し、後述の実施例にみられ
る通り遅れ破壊抵抗が激しく劣化するので、Ti
を細粒化に効果のある0.010％以上添加する。し
かし0.050％以上の添加は、Ti炭窒化物の過度な
析出により、切欠靭性が低下するので0.050％を
上限とする。 その他強度上昇、焼入性向上あるいは結晶粒の
微細化を目的に、必要に応じて、Mo0.50％以下、
V0.20％以下、Nb0.10％以下、Cu0.50％以下を１
種あるいは２種以上を添加するが、いずれの元素
も上限量をこえてもその効果が飽和するので経済
性の面から上限を定めた。 本発明の高張力強靭鋼を製造するには、前記鋼
をA3変態点以上の温度でオーステナイト化し、
水、油、塩浴中に焼入後ひきつづいてA1変態点
以下の温度で焼戻す。オーステナイト化温度は、
A3変態点以上30〜80℃の温度が望ましく、焼戻
し温度は、200〜550℃が望ましい。 本発明の具体的実施例について以下に説明す
る。 第１表は実施例に用いた本発明鋼〜及び従
来鋼〜の化学成分である。
に関するものである。 近時鋼構造物の巨大化にともない使用鋼材もま
すます高強度の材料が要求されつつある。しかし
このような高張力鋼では、自然環境のもとで突然
静的に脆性破壊を生じる所謂「遅れ破壊」が数多
く経験され、これら高張力鋼の使用に著しい制限
をおよぼしている。 本発明は引張強さ100Kg／mm2以上を有し、かつ
遅れ破壊抵抗の大きい高張力鋼を得ることを目的
とする。 本発明者は遅れ破壊を生じた高力ボルト及び
PC鋼棒について調査結果から、破壊の起点が結
晶粒界であること、さらにこの粒界にＰならびに
Ｎが濃縮している事実をつきとめ、Ｐ、Ｎによつ
て結晶粒界の脆弱化が生じていると考えた。 以上の点からＰ及びＮを低減し結晶粒界の清浄
化を図ると共に、Tiを適量添加しして結晶の粒
成長を抑制し、焼入れ焼戻し処理を行つて焼戻し
マルテンサイト組織とすることにより、耐遅れ破
壊性が飛躍的に向上することを明らかにした。さ
らに、Mo、Ｖ、Nb、Cuの１種又は２種以上を
添加することにより、強度上昇、焼入性向上及び
結晶粒の微細化効果がより一層発揮されることを
明らかにした。 従来、高張力線材として、共析鋼に近い高炭素
線材にてＰ、Ｓ、Ｎを同時に低減し、延性と冷間
加工性を向上させたものがUSP3617230によつて
公知であるが、耐遅れ破壊性及びTiの効果につ
いては検討されていない。 本発明の高張力強靭鋼の第１発明は、C0.15〜
0.50％、Si1.50％以下、Mn0.2〜1.50％、Cr2.00％
以下、B0.0005〜0.0030％、酸可溶Al0.005〜0.100
％、P0.010％以下、N0.0020％以下、Ti0.010〜
0.050％残部鉄及び不可避不純物よりなり、かつ
焼入れ焼戻し組織を有し、耐遅れ破壊性にすぐれ
ていることを特徴とし、第２発明は、さらに
Mo0.50％以下、V0.20％以下、Nb0.10％以下、
Cu0.50％以下の１種または２種以上を含有し、強
度及び耐遅れ破壊性により一層すぐれていること
を特徴とする。 次に本発明の化学成分の組成範囲を限定した理
由について説明する。 Ｃは鋼に必要な強度と焼入性を付与するために
添加するが、0.15％未満では所定の強度が得られ
ない。また0.50％以上では耐遅れ破壊性が劣化
し、かつ成形性を悪化するので0.50％を上限とす
る。 Siは鋼の強度を高めるのに必要であるが、1.50
％をこえると靭性の劣化が著しいので上限を1.50
％とする。 Nnは脱酸のほか焼入性の向上に有効な元素で
あり、最低0.20％の添加は必要であるが、1.50％
以上では耐遅れ破壊性および切欠靭性が同時に悪
化するので1.50％を上限とする。 Crは鋼の強度と焼入性を高める目的で添加す
るが、2.00％をこえる過度の添加は靭性の低下を
まねくので上限を2.00％に限定する。 Ｂは微量の添加で焼入性向上に有効であるが、
0.0005％未満ではその効果は小さく、また0.0030
％をこえても焼入性向上効果はほとんど変らない
ので組成範囲を0.0005〜0.0030％とした。 酸可溶Alは脱酸剤としての目的のほか、鋼中
Ｎ、Ｏを固定するため添加するが、0.10％以上で
は鋼の靭性が著しく低下するので、上限を0.10％
とする。 Ｐ、Ｎ及びTiは本発明における重要な成分元
素である。 Ｐ及びＮはいずれも結晶粒界に濃縮偏析しやす
く、これによつて粒界強度を低下させ遅れ破壊抵
抗を著しく劣化させるので、上限を0.010％及び
0.0020％にそれぞれ限定する。 Tiは結晶粒の微細化を目的として、0.010〜
0.050％添加する。Ｎの低減は耐遅れ破壊性の向
上に有効であるが、同時にAlN生成量の減少に
よつて結晶粒が粗大化し、後述の実施例にみられ
る通り遅れ破壊抵抗が激しく劣化するので、Ti
を細粒化に効果のある0.010％以上添加する。し
かし0.050％以上の添加は、Ti炭窒化物の過度な
析出により、切欠靭性が低下するので0.050％を
上限とする。 その他強度上昇、焼入性向上あるいは結晶粒の
微細化を目的に、必要に応じて、Mo0.50％以下、
V0.20％以下、Nb0.10％以下、Cu0.50％以下を１
種あるいは２種以上を添加するが、いずれの元素
も上限量をこえてもその効果が飽和するので経済
性の面から上限を定めた。 本発明の高張力強靭鋼を製造するには、前記鋼
をA3変態点以上の温度でオーステナイト化し、
水、油、塩浴中に焼入後ひきつづいてA1変態点
以下の温度で焼戻す。オーステナイト化温度は、
A3変態点以上30〜80℃の温度が望ましく、焼戻
し温度は、200〜550℃が望ましい。 本発明の具体的実施例について以下に説明す
る。 第１表は実施例に用いた本発明鋼〜及び従
来鋼〜の化学成分である。
【表】
【表】
第２表は熱処理条件と機械的性質及びオーステ
ナイト結晶粒度番号を示した。第２表ならびに第
１図にみられる通り本発明鋼の延性、切欠靭性は
従来鋼にくらべ格段とすぐれる。 第２図は引張強さ117〜119Kg／mm2に焼入−焼戻
した鋼から製作した試験片径５mmで円周方向に深
さ１mm、先端R0.06mmの切欠を有する丸棒切欠引
張型遅れ破壊試験片を用い、PH3.5の緩衝溶液
（1.59％酢酸ナトリウム水溶液にPH調整のため
HClを添加）中で行なつた遅れ破壊試験結果の一
例である。負荷応力は上記切欠付遅れ破壊試験片
による大気中での引張強さ（N.T.S.）×0.6であ
る。これより本発明鋼の破断時間が長く、遅れ破
壊抵抗の大きいことがわかる。 また第３表は径22mm、長さ100mmの六角ボルト
に成形し、遅れ破壊現象を促進させる目的で焼入
後、焼戻し温度を350℃及び300℃に低め、その強
度レベルを135Kg／mm2と140Kg／mm2にそれぞれ熱処
理し、板厚50mmの鋼板にナツト回転角240゜で各５
本当り締付け、60℃相対湿度95％以上の高温高湿
槽で約10ケ月放置し、破壊状況を観察した結果で
ある。これによると従来鋼ではいずれの鋼種も遅
れ破壊が生じているが、本発明鋼では１本の破壊
もなくすぐれた耐遅れ破壊性が得られている。
ナイト結晶粒度番号を示した。第２表ならびに第
１図にみられる通り本発明鋼の延性、切欠靭性は
従来鋼にくらべ格段とすぐれる。 第２図は引張強さ117〜119Kg／mm2に焼入−焼戻
した鋼から製作した試験片径５mmで円周方向に深
さ１mm、先端R0.06mmの切欠を有する丸棒切欠引
張型遅れ破壊試験片を用い、PH3.5の緩衝溶液
（1.59％酢酸ナトリウム水溶液にPH調整のため
HClを添加）中で行なつた遅れ破壊試験結果の一
例である。負荷応力は上記切欠付遅れ破壊試験片
による大気中での引張強さ（N.T.S.）×0.6であ
る。これより本発明鋼の破断時間が長く、遅れ破
壊抵抗の大きいことがわかる。 また第３表は径22mm、長さ100mmの六角ボルト
に成形し、遅れ破壊現象を促進させる目的で焼入
後、焼戻し温度を350℃及び300℃に低め、その強
度レベルを135Kg／mm2と140Kg／mm2にそれぞれ熱処
理し、板厚50mmの鋼板にナツト回転角240゜で各５
本当り締付け、60℃相対湿度95％以上の高温高湿
槽で約10ケ月放置し、破壊状況を観察した結果で
ある。これによると従来鋼ではいずれの鋼種も遅
れ破壊が生じているが、本発明鋼では１本の破壊
もなくすぐれた耐遅れ破壊性が得られている。
【表】
【表】
なお本実施例を通じ、従来鋼及びのＰ及び
Ｎの組成範囲は本発明鋼と同じでああるが、Ti
量が不足のため結晶粒が粗大化し耐遅れ破壊性が
極端に劣化するほか靭性の低下が著しい。 次に耐遅れ破壊性におよぼすＰの影響を詳細に
説明する。第４表に示すＰ含有量の異なる鋼を焼
入−焼戻によつて引張強さを118〜120Kg／mm2にそ
ろえ、先に述べた丸棒切欠型遅れ破壊試験片を用
いPH3.5の緩衝溶液中で遅れ破壊試験を行なつた。 この結果は第３図にみられる通り、Ｐが0.010
％をこえると破断時間は極度に短かくなり、耐遅
れ破壊性が著しく失なわれるのでＰを0.010％以
下にすることは、本発明の重要なポイントであ
る。 このように本発明により製造された高張力鋼
は、従来鋼にないすぐれた耐遅れ破壊性と靭性を
有するので、高力ボルト、PC鋼棒等遅れ破壊が
問題となる構造用部材として広く利用できる。
Ｎの組成範囲は本発明鋼と同じでああるが、Ti
量が不足のため結晶粒が粗大化し耐遅れ破壊性が
極端に劣化するほか靭性の低下が著しい。 次に耐遅れ破壊性におよぼすＰの影響を詳細に
説明する。第４表に示すＰ含有量の異なる鋼を焼
入−焼戻によつて引張強さを118〜120Kg／mm2にそ
ろえ、先に述べた丸棒切欠型遅れ破壊試験片を用
いPH3.5の緩衝溶液中で遅れ破壊試験を行なつた。 この結果は第３図にみられる通り、Ｐが0.010
％をこえると破断時間は極度に短かくなり、耐遅
れ破壊性が著しく失なわれるのでＰを0.010％以
下にすることは、本発明の重要なポイントであ
る。 このように本発明により製造された高張力鋼
は、従来鋼にないすぐれた耐遅れ破壊性と靭性を
有するので、高力ボルト、PC鋼棒等遅れ破壊が
問題となる構造用部材として広く利用できる。
第１図は２mmＶノツチシヤルピー試片による衝
撃遷移曲線図、第２図は丸棒切欠試片を用いたPH
3.5溶液中における遅れ破壊時間を示す図、第３
図は耐遅れ破壊性におよぼすＰの影響を示す図で
ある。
撃遷移曲線図、第２図は丸棒切欠試片を用いたPH
3.5溶液中における遅れ破壊時間を示す図、第３
図は耐遅れ破壊性におよぼすＰの影響を示す図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.15〜0.50％、Si1.50％以下、Mn0.20〜1.50
％、Cr2.00％以下、B0.0005〜0.0030％、酸可溶
Al0.005〜0.10％、P0.010％以下、N0.0020％以
下、Ti0.010〜0.050％残部鉄及び不可避不純物よ
りなり、焼入れ焼戻しによつて焼戻しマルテンサ
イト組識を有する、耐遅れ破壊性にすぐれた高張
力強靭鋼。 ２ C0.15〜0.50％、Si1.50％以下、Mn0.20〜1.50
％、Cr2.00％以下、B0.0005〜0.0030％、酸可溶
Al0.005〜0.10％、P0.010％以下、N0.0020％以
下、Ti0.010〜0.050％と、Mo0.50％以下、V0.20
％以下、Nb0.10％以下、Cu0.50％以下の１種ま
たは２種以上と、残部鉄及び不可避不純物とより
なり、焼入れ焼戻しによつて焼戻しマルテンサイ
ト組織を有する、耐遅れ破壊性にすぐれた高張力
強靭鋼。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56153484A JPS5861219A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼 |
| US06/420,685 US4537644A (en) | 1981-09-28 | 1982-09-21 | High-tension high-toughness steel having excellent resistance to delayed fracture and method for producing the same |
| KR8204336A KR870001285B1 (ko) | 1981-09-28 | 1982-09-27 | 내지연 파괴성이 우수한 고장력 고인성 강 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56153484A JPS5861219A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5861219A JPS5861219A (ja) | 1983-04-12 |
| JPH0135066B2 true JPH0135066B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=15563576
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56153484A Granted JPS5861219A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4537644A (ja) |
| JP (1) | JPS5861219A (ja) |
| KR (1) | KR870001285B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101967606A (zh) * | 2010-11-02 | 2011-02-09 | 武汉钢铁(集团)公司 | 直缝电阻焊石油套管用热轧钢带及其生产方法 |
Families Citing this family (22)
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