JPH07188840A - 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 - Google Patents
耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法Info
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- JPH07188840A JPH07188840A JP33869593A JP33869593A JPH07188840A JP H07188840 A JPH07188840 A JP H07188840A JP 33869593 A JP33869593 A JP 33869593A JP 33869593 A JP33869593 A JP 33869593A JP H07188840 A JPH07188840 A JP H07188840A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎを必
須元素として含有すると共に、Ａｌおよび／またはＴｉ
を適量含有する鋼材からなり、ベイナイト主体の金属組
織を有する耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその
製法を開示する。 【効果】 焼入れ・焼もどし処理をしなくとも高い強度
を有し、且つ耐水素脆化特性に優れた鋼材であり、特に
橋梁用等として用いられる高強度ボルト鋼などとして優
れた効果を発揮する。
須元素として含有すると共に、Ａｌおよび／またはＴｉ
を適量含有する鋼材からなり、ベイナイト主体の金属組
織を有する耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその
製法を開示する。 【効果】 焼入れ・焼もどし処理をしなくとも高い強度
を有し、且つ耐水素脆化特性に優れた鋼材であり、特に
橋梁用等として用いられる高強度ボルト鋼などとして優
れた効果を発揮する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度を有すると共に
耐水素脆化特性に優れた鋼およびその製法に関し、この
鋼は、潮風等の腐食環境に曝される橋梁用等の高強度ボ
ルト鋼等として有用である。
耐水素脆化特性に優れた鋼およびその製法に関し、この
鋼は、潮風等の腐食環境に曝される橋梁用等の高強度ボ
ルト鋼等として有用である。
【０００２】
【従来の技術】金属材料に応力が作用してからある時間
経過後に生じる遅れ破壊には、腐食性環境下で起こるも
のと非腐食性環境下で起こるものがあり、それらの原因
は複雑に絡み合って作用しているため、上記破壊原因を
特定することは難しい。しかし大部分の鋼材の遅れ破壊
には、水素脆化現象が何らかの形で作用していると言わ
れている。
経過後に生じる遅れ破壊には、腐食性環境下で起こるも
のと非腐食性環境下で起こるものがあり、それらの原因
は複雑に絡み合って作用しているため、上記破壊原因を
特定することは難しい。しかし大部分の鋼材の遅れ破壊
には、水素脆化現象が何らかの形で作用していると言わ
れている。
【０００３】一方水素脆化を抑制するための制御因子と
しては、焼戻し温度、金属組織、材料硬さ、結晶粒度、
合金元素の種類や含有量等の関与が一応認められている
ものの、それらの影響度が定量化されている訳ではな
く、現実には鋼材の種類等に応じてその都度試行錯誤的
に水素脆化防止手段を講じているのが実情である。
しては、焼戻し温度、金属組織、材料硬さ、結晶粒度、
合金元素の種類や含有量等の関与が一応認められている
ものの、それらの影響度が定量化されている訳ではな
く、現実には鋼材の種類等に応じてその都度試行錯誤的
に水素脆化防止手段を講じているのが実情である。
【０００４】水素脆化を主原因とする遅れ破壊が問題と
なる代表的なものとして、橋梁用等に用いられる高強度
ボルト鋼が挙げられ、これら高強度ボルト鋼を含めた引
張強さが１２００ＭＰａ程度以上の焼戻し鋼材では、遅
れ破壊がしばしば大きな問題となる。このため、例えば
特開昭６０−１１４５５１号公報、特開平２−２６７２
４３号公報、特開平３−２４３７４５号公報等には、主
たる合金元素の種類や含有率を調整することにより、引
張強さが１４００ＭＰａ程度以上でも耐遅れ割れ性の優
れた高強度ボルト用鋼が開示されているが、これらの方
法でも水素脆化による遅れ破壊の危険が完全に払拭され
る訳ではなく、しかもそれらの適用は狭い範囲に限定さ
れる。
なる代表的なものとして、橋梁用等に用いられる高強度
ボルト鋼が挙げられ、これら高強度ボルト鋼を含めた引
張強さが１２００ＭＰａ程度以上の焼戻し鋼材では、遅
れ破壊がしばしば大きな問題となる。このため、例えば
特開昭６０−１１４５５１号公報、特開平２−２６７２
４３号公報、特開平３−２４３７４５号公報等には、主
たる合金元素の種類や含有率を調整することにより、引
張強さが１４００ＭＰａ程度以上でも耐遅れ割れ性の優
れた高強度ボルト用鋼が開示されているが、これらの方
法でも水素脆化による遅れ破壊の危険が完全に払拭され
る訳ではなく、しかもそれらの適用は狭い範囲に限定さ
れる。
【０００５】また特公昭５４−２３３３１号公報等に
は、ベイナイトを主体とする組織とするか、或は更に焼
もどしして一部焼もどしマルテンサイト組織の混入した
焼もどしベイナイト組織とし、遅れ破壊抵抗性を高めた
高張力鋼が開示されている。しかしこれらのベイナイト
鋼では、遅れ破壊特性は改善されるものの、高価なＭｏ
を多量に添加しなければならず、しかも１５００〜１６
００ＭＰａといった高強度レベルでその効果を有功に発
揮させるには焼もどし処理が不可欠となるので、コスト
的に大きな問題となる。
は、ベイナイトを主体とする組織とするか、或は更に焼
もどしして一部焼もどしマルテンサイト組織の混入した
焼もどしベイナイト組織とし、遅れ破壊抵抗性を高めた
高張力鋼が開示されている。しかしこれらのベイナイト
鋼では、遅れ破壊特性は改善されるものの、高価なＭｏ
を多量に添加しなければならず、しかも１５００〜１６
００ＭＰａといった高強度レベルでその効果を有功に発
揮させるには焼もどし処理が不可欠となるので、コスト
的に大きな問題となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、従来
例の様に焼入れ・焼もどしの熱処理をしなくとも優れた
耐水素脆化特性を発揮し得る様な高強度鋼およびその製
法を提供しようとするものである。
情に着目してなされたものであって、その目的は、従来
例の様に焼入れ・焼もどしの熱処理をしなくとも優れた
耐水素脆化特性を発揮し得る様な高強度鋼およびその製
法を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る高強度鋼の構成は、 ０．４０％＜Ｃ≦０．５５％ ０．０１％≦Ｓｉ≦２．５％ ０．０１％≦Ｍｎ≦１．５％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．１％≦Ｎｉ≦１．５％ ０．３％≦Ｃｒ≦１．５％ ０．３％≦Ｍｏ≦１．５％ ０．００２％≦Ｎ≦０．０１％を含有し、更に ０．０１％≦Ａｌ≦０．０５％ ０．００２％≦Ｔｉ≦０．０６％の１種または２種を含
み、あるいは更に他の成分として ０．０１％≦Ｎｂ≦０．２０％ ０．０１％≦Ｖ≦０．２０％の１種または２種を含有
し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなり、
組織の主体がベイナイトであるところに要旨を有するも
のである。そして本発明に係る製法の構成は、上記化学
成分の要件を満足する鋼材をオーステナイト化温度まで
加熱し、その後直ちにＭｓ点近傍の低温域で恒温変態す
ることにより、ベイナイト主体の金属組織とするところ
に要旨が存在する。
のできた本発明に係る高強度鋼の構成は、 ０．４０％＜Ｃ≦０．５５％ ０．０１％≦Ｓｉ≦２．５％ ０．０１％≦Ｍｎ≦１．５％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．１％≦Ｎｉ≦１．５％ ０．３％≦Ｃｒ≦１．５％ ０．３％≦Ｍｏ≦１．５％ ０．００２％≦Ｎ≦０．０１％を含有し、更に ０．０１％≦Ａｌ≦０．０５％ ０．００２％≦Ｔｉ≦０．０６％の１種または２種を含
み、あるいは更に他の成分として ０．０１％≦Ｎｂ≦０．２０％ ０．０１％≦Ｖ≦０．２０％の１種または２種を含有
し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなり、
組織の主体がベイナイトであるところに要旨を有するも
のである。そして本発明に係る製法の構成は、上記化学
成分の要件を満足する鋼材をオーステナイト化温度まで
加熱し、その後直ちにＭｓ点近傍の低温域で恒温変態す
ることにより、ベイナイト主体の金属組織とするところ
に要旨が存在する。
【０００８】
【作用】本発明者等は、従来の高強度鋼の耐水素脆化特
性が劣る原因等について種々検討を行ってきた。そし
て、従来鋼では、中炭素鋼を焼入れ・焼もどし処理して
組織を焼もどしマルテンサイトとし、焼もどし脆性域の
回避、粒界偏析元素の低減、結晶粒の微細化等を図るこ
とにより耐水素脆化特性を補っていたのであるが、それ
には限界があることが明らかになってきた。
性が劣る原因等について種々検討を行ってきた。そし
て、従来鋼では、中炭素鋼を焼入れ・焼もどし処理して
組織を焼もどしマルテンサイトとし、焼もどし脆性域の
回避、粒界偏析元素の低減、結晶粒の微細化等を図るこ
とにより耐水素脆化特性を補っていたのであるが、それ
には限界があることが明らかになってきた。
【０００９】そこで、耐水素脆化特性を更に高めること
のできる技術の開発を期して鋭意研究を重ねた結果、鋼
材中の合金元素の種類と夫々の含有率を厳密に特定する
と共に、Ｍｓ点近傍で恒温変態させてベイナイト主体の
組織としてやれば、耐水素脆化特性が著しく高められる
ことをつきとめた。
のできる技術の開発を期して鋭意研究を重ねた結果、鋼
材中の合金元素の種類と夫々の含有率を厳密に特定する
と共に、Ｍｓ点近傍で恒温変態させてベイナイト主体の
組織としてやれば、耐水素脆化特性が著しく高められる
ことをつきとめた。
【００１０】即ち、上記化学成分の要件を満たす鋼材を
使用し、これをオーステナイト化温度まで加熱した後、
直ちに鉛や塩浴もしくは流動層あるいはこれらに相当す
る冷却媒体を用いてＭｓ点近傍の低温域（２５０〜４５
０℃程度）で、ベイナイト変態終了まで恒温変態させて
やれば、金属組織はベイナイト主体となり、強度と耐水
素脆化特性のいずれにも非常に優れた鋼材が得られるこ
とを知った。以下、本発明の上記構成について詳細に説
明する。まず本発明に係る鋼材の成分組成を定めた理由
を説明する。
使用し、これをオーステナイト化温度まで加熱した後、
直ちに鉛や塩浴もしくは流動層あるいはこれらに相当す
る冷却媒体を用いてＭｓ点近傍の低温域（２５０〜４５
０℃程度）で、ベイナイト変態終了まで恒温変態させて
やれば、金属組織はベイナイト主体となり、強度と耐水
素脆化特性のいずれにも非常に優れた鋼材が得られるこ
とを知った。以下、本発明の上記構成について詳細に説
明する。まず本発明に係る鋼材の成分組成を定めた理由
を説明する。
【００１１】０．４０％＜Ｃ≦０．５５％ Ｃは強化元素として、またベイナイト主体の組織を得る
上でも欠くことのできない成分であり、１５００ＭＰａ
レベル以上の引張強度を確保するには０．４０％を超え
て含有させなければならない。一方、Ｃ量が多くなる
と、靭性低下による耐遅れ破壊性の低下傾向が顕著に表
われてくるので、０．５５％以下に抑えなければならな
い。
上でも欠くことのできない成分であり、１５００ＭＰａ
レベル以上の引張強度を確保するには０．４０％を超え
て含有させなければならない。一方、Ｃ量が多くなる
と、靭性低下による耐遅れ破壊性の低下傾向が顕著に表
われてくるので、０．５５％以下に抑えなければならな
い。
【００１２】０．０１％≦Ｓｉ≦２．５％ Ｓｉは脱酸剤として作用する他、強化元素としても有効
な元素であり、それらの効果を有効に発揮させるには
０．０１％以上含有させなければならない。しかし多く
なり過ぎると靭性に悪影響が現れてくるので２．５％を
上限として定めた。
な元素であり、それらの効果を有効に発揮させるには
０．０１％以上含有させなければならない。しかし多く
なり過ぎると靭性に悪影響が現れてくるので２．５％を
上限として定めた。
【００１３】０．０１％≦Ｍｎ≦１．５％ Ｍｎは、上記Ｓｉと同様に溶製時の脱酸剤として作用す
るほか強化元素としても作用するものであり、適量のＭ
ｎを含有させることによって高強度化が容易となる。そ
の効果を有効に発揮させるには０．０１％以上含有させ
なければならないが、多過ぎるとＭｎの正偏析によって
靭性が阻害される傾向が生じ、加工性が低下すると共
に、粒界酸化物の増大によって粒界強度の低下が顕著に
表われてくるので、１．５％以下に抑えなければならな
い。
るほか強化元素としても作用するものであり、適量のＭ
ｎを含有させることによって高強度化が容易となる。そ
の効果を有効に発揮させるには０．０１％以上含有させ
なければならないが、多過ぎるとＭｎの正偏析によって
靭性が阻害される傾向が生じ、加工性が低下すると共
に、粒界酸化物の増大によって粒界強度の低下が顕著に
表われてくるので、１．５％以下に抑えなければならな
い。
【００１４】Ｐ≦０．０１％ 遅れ破壊を生じたときの亀裂発生部近傍を詳細に観察し
てみると、粒界破面の様相を呈することが分かってお
り、この観点からすると、Ｐは粒界偏析元素であり、遅
れ破壊性の劣化に最も大きな影響を与えるものといえ
る。従って本発明では、粒界偏析に起因する破壊を抑え
るため、Ｐの上限は０．０１％と定めた。尚、Ｐのより
好まし含有量は０．００５％以下である。
てみると、粒界破面の様相を呈することが分かってお
り、この観点からすると、Ｐは粒界偏析元素であり、遅
れ破壊性の劣化に最も大きな影響を与えるものといえ
る。従って本発明では、粒界偏析に起因する破壊を抑え
るため、Ｐの上限は０．０１％と定めた。尚、Ｐのより
好まし含有量は０．００５％以下である。
【００１５】Ｓ≦０．０１％ Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、応力が付加されたときに応
力集中による破壊の起点となる。従って、耐水素脆化特
性の改善にはＳ含有量を極力少なくすることが必要であ
り、本発明では０．０１％を上限と定めた。尚、Ｓのよ
り好ましい含有量は０．００５％以下である。
力集中による破壊の起点となる。従って、耐水素脆化特
性の改善にはＳ含有量を極力少なくすることが必要であ
り、本発明では０．０１％を上限と定めた。尚、Ｓのよ
り好ましい含有量は０．００５％以下である。
【００１６】０．１％≦Ｎｉ≦１．５％ Ｎｉは、靭性を高めると共に耐遅れ破壊性を高める元素
であり、その効果を有効に発揮させるには０．１％以上
含有させることが必要である。しかしその効果は１．５
％で飽和し、それ以上含有させてもそれ以上の効果は期
待できないので経済的に無駄である。
であり、その効果を有効に発揮させるには０．１％以上
含有させることが必要である。しかしその効果は１．５
％で飽和し、それ以上含有させてもそれ以上の効果は期
待できないので経済的に無駄である。
【００１７】０．３％≦Ｃｒ≦１．５％ Ｃｒは、強化元素として有効な元素であり、本発明で意
図する様な高強度を達成するには少なくとも０．３％以
上含有させなければならない。しかし、多くなり過ぎる
と靭性に悪影響が表われてくるので１．５％以下に抑え
なけらばならない。
図する様な高強度を達成するには少なくとも０．３％以
上含有させなければならない。しかし、多くなり過ぎる
と靭性に悪影響が表われてくるので１．５％以下に抑え
なけらばならない。
【００１８】０．３％≦Ｍｏ≦１．５％ Ｍｏは耐遅れ破壊性を向上させる上で有望な元素であ
り、０．３％以上含有させることによって、引張強度に
悪影響を及ぼすことなく靭性を高める作用があり、その
結果として靭性向上に寄与する。しかし、過度に含有さ
せてもそれに見合った靭性向上効果を得ることはでき
ず、１．５％を超える添加は経済的に無駄である。
り、０．３％以上含有させることによって、引張強度に
悪影響を及ぼすことなく靭性を高める作用があり、その
結果として靭性向上に寄与する。しかし、過度に含有さ
せてもそれに見合った靭性向上効果を得ることはでき
ず、１．５％を超える添加は経済的に無駄である。
【００１９】０．００２％≦Ｎ≦０．０１％ Ｎは、ＡｌＮやＴｉＮの形成によって結晶粒を微細化
し、耐遅れ破壊性の向上に寄与し、その効果は０．００
２％以上含有させることによって有効に発揮される。し
かし、０．０１％を超えるとＡｌやＴｉによって捕捉し
きれなくなって固溶Ｎとしての残存量が増大し、遅れ破
壊特性を却って悪化させる。
し、耐遅れ破壊性の向上に寄与し、その効果は０．００
２％以上含有させることによって有効に発揮される。し
かし、０．０１％を超えるとＡｌやＴｉによって捕捉し
きれなくなって固溶Ｎとしての残存量が増大し、遅れ破
壊特性を却って悪化させる。
【００２０】０．０１％≦Ａｌ≦０．０５％および／ま
たは ０．００２％≦Ｔｉ≦０．０６％ 上記の様に両元素は鋼中のＮを窒化物として固定し、ま
たＴｉは炭化物を生成し、いずれも結晶粒を微細化して
耐遅れ破壊特性の向上に寄与する成分であり、いずれか
１方もしくは両方を下限値以上含有させなければならな
い。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えると、酸化物系
介在物量の増大により耐遅れ破壊特性を却って悪化さ
せ、またＴｉ量が０．０６％を超えると加工性が低下
し、特に熱間圧延後の表面傷の原因になる。
たは ０．００２％≦Ｔｉ≦０．０６％ 上記の様に両元素は鋼中のＮを窒化物として固定し、ま
たＴｉは炭化物を生成し、いずれも結晶粒を微細化して
耐遅れ破壊特性の向上に寄与する成分であり、いずれか
１方もしくは両方を下限値以上含有させなければならな
い。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えると、酸化物系
介在物量の増大により耐遅れ破壊特性を却って悪化さ
せ、またＴｉ量が０．０６％を超えると加工性が低下
し、特に熱間圧延後の表面傷の原因になる。
【００２１】本発明に係る鋼材の必須成分は上記の通り
であり、残部は鉄と不可避不純物であるが、上記成分に
加えて０．０１％≦Ｎｂ≦０．２０％および／または
０．０１％≦Ｖ≦０．２０％を含有させると、結晶粒の
微細化と析出硬化作用によって強度や靭性を一段と高め
ることができる。しかし、ＮｂやＶの含有量が多くなり
過ぎると、加工時の変形抵抗が大きくなり過ぎて加工性
を著しく悪化させるので、夫々上限値以下に抑えなけれ
ばならない。
であり、残部は鉄と不可避不純物であるが、上記成分に
加えて０．０１％≦Ｎｂ≦０．２０％および／または
０．０１％≦Ｖ≦０．２０％を含有させると、結晶粒の
微細化と析出硬化作用によって強度や靭性を一段と高め
ることができる。しかし、ＮｂやＶの含有量が多くなり
過ぎると、加工時の変形抵抗が大きくなり過ぎて加工性
を著しく悪化させるので、夫々上限値以下に抑えなけれ
ばならない。
【００２２】上記成分組成の要件を満たす鋼材の熱間圧
延後あるいはその後の熱処理後の組織は、加熱温度や冷
却条件、変態条件等によって様々に変わってくる。そこ
で、高強度と優れた耐水素脆化特性の両方を達成し得る
様な熱処理条件についても検討したところ、上記成分組
成の鋼材をオーステナイト化温度（通常、８５０〜９５
０℃程度）まで加熱し、その後直ちにＭｓ点近傍の低温
域（２５０〜４００℃程度）で５分〜３時間程度で恒温
変態させると、ベイナイト主体の金属組織となり、耐水
素脆化特性が著しく改善され同時に高強度化も達成され
ることを知った。
延後あるいはその後の熱処理後の組織は、加熱温度や冷
却条件、変態条件等によって様々に変わってくる。そこ
で、高強度と優れた耐水素脆化特性の両方を達成し得る
様な熱処理条件についても検討したところ、上記成分組
成の鋼材をオーステナイト化温度（通常、８５０〜９５
０℃程度）まで加熱し、その後直ちにＭｓ点近傍の低温
域（２５０〜４００℃程度）で５分〜３時間程度で恒温
変態させると、ベイナイト主体の金属組織となり、耐水
素脆化特性が著しく改善され同時に高強度化も達成され
ることを知った。
【００２３】この様に本発明では、鋼材の成分組成を特
定すると共に、その金属組織をベイナイト主体とするこ
とによって耐水素脆化特性を改善し、焼入れ・焼もどし
処理なしでも非常に優れた耐遅れ破壊特性を発揮する高
強度鋼を提供し得ることになった。
定すると共に、その金属組織をベイナイト主体とするこ
とによって耐水素脆化特性を改善し、焼入れ・焼もどし
処理なしでも非常に優れた耐遅れ破壊特性を発揮する高
強度鋼を提供し得ることになった。
【００２４】
【実施例】次に本発明の実施例を示すが、本発明はもと
より下記実施例によって制限を受けるものではなく、前
後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施
することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
より下記実施例によって制限を受けるものではなく、前
後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施
することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００２５】実施例 表１に示す成分組成（ｍａｓｓ％）の鋼材を常法により
溶解・鍛造し、直径１６ｍｍの棒鋼を製造した。その
後、８８０℃×３０ｍｉｎでオーステナイト化処理を行
なった後、２５０〜４３０℃の温度で１０〜１４０分の
恒温変態熱処理を行ない、引張強度が１５００ＭＰａ以
上となる様に調整した。尚、従来鋼については、ベイナ
イト鋼と同程度の強度となる様に焼入れ・焼もどし処理
を行なった。
溶解・鍛造し、直径１６ｍｍの棒鋼を製造した。その
後、８８０℃×３０ｍｉｎでオーステナイト化処理を行
なった後、２５０〜４３０℃の温度で１０〜１４０分の
恒温変態熱処理を行ない、引張強度が１５００ＭＰａ以
上となる様に調整した。尚、従来鋼については、ベイナ
イト鋼と同程度の強度となる様に焼入れ・焼もどし処理
を行なった。
【００２６】得られた各棒鋼を、図１に示す引張型の遅
れ破壊試験片（切欠係数６．５）に機械加工した後、て
こ式定荷重型引張試験機を用いて、試験片を水中で応力
負荷し１００時間の遅れ破壊強さを測定した。結果は表
２に示す通りであり、本発明で定める成分組成と金属組
織の要件を満足する実施例は、いずれも優れた強度と遅
れ破壊強さを示しているのに対し、成分組成の要件を満
たすものであっても、熱処理条件が不適切で金属組織が
ベイナイト主体でないものは、特に遅れ破壊強さが不十
分であり、また、たとえベイナイト主体の金属組織を有
するものであっても、成分組成が本発明の規定要件を外
れるものでは、矢張り遅れ破壊強さが実施例に比べて格
段に劣ることが分かる。
れ破壊試験片（切欠係数６．５）に機械加工した後、て
こ式定荷重型引張試験機を用いて、試験片を水中で応力
負荷し１００時間の遅れ破壊強さを測定した。結果は表
２に示す通りであり、本発明で定める成分組成と金属組
織の要件を満足する実施例は、いずれも優れた強度と遅
れ破壊強さを示しているのに対し、成分組成の要件を満
たすものであっても、熱処理条件が不適切で金属組織が
ベイナイト主体でないものは、特に遅れ破壊強さが不十
分であり、また、たとえベイナイト主体の金属組織を有
するものであっても、成分組成が本発明の規定要件を外
れるものでは、矢張り遅れ破壊強さが実施例に比べて格
段に劣ることが分かる。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋼
材の成分組成を特定すると共に、オーステナイト化温度
まで加熱した後直ちにＭｓ点近傍の低温域で恒温変態さ
せてベイナイト主体の金属組織とすることにより、焼入
れ・焼もどしの熱処理なしでも、従来鋼に較べて卓越し
た耐水素脆化特性を有する高強度鋼材を提供し得ること
になった。
材の成分組成を特定すると共に、オーステナイト化温度
まで加熱した後直ちにＭｓ点近傍の低温域で恒温変態さ
せてベイナイト主体の金属組織とすることにより、焼入
れ・焼もどしの熱処理なしでも、従来鋼に較べて卓越し
た耐水素脆化特性を有する高強度鋼材を提供し得ること
になった。
【図１】実施例で採用した引張型の遅れ破壊試験片の形
状と寸法を示す図である。
状と寸法を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 勝亦 正昭 兵庫県加古川市尾上町池田字池田開拓2222 番地１ 株式会社神戸製鋼所加古川研究地 区内
Claims (3)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％で ０．４０％＜Ｃ≦０．５５％ ０．０１％≦Ｓｉ≦２．５％ ０．０１％≦Ｍｎ≦１．５％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．１％≦Ｎｉ≦１．５％ ０．３％≦Ｃｒ≦１．５％ ０．３％≦Ｍｏ≦１．５％ ０．００２％≦Ｎ≦０．０１％を含有し、更に ０．０１％≦Ａｌ≦０．０５％ ０．００２％≦Ｔｉ≦０．０６％の１種または２種を含
み、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなり、
組織の主体がベイナイトであることを特徴とする耐水素
脆化特性に優れた高強度鋼。 - 【請求項２】 更に他の成分として ０．０１％≦Ｎｂ≦０．２０％ ０．０１％≦Ｖ≦０．２０％の１種または２種を含有す
るものである請求項１に記載の高強度鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の化学成分の要
件を満足する鋼材をオーステナイト化温度まで加熱し、
その後直ちにＭｓ点近傍の低温域で恒温変態することに
より、ベイナイト主体の金属組織を得ることを特徴とす
る耐水素脆化特性に優れた高強度鋼の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33869593A JPH07188840A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33869593A JPH07188840A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07188840A true JPH07188840A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18320596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33869593A Pending JPH07188840A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07188840A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1993
- 1993-12-28 JP JP33869593A patent/JPH07188840A/ja active Pending
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