JPH08291370A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法Info
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- JPH08291370A JPH08291370A JP9389395A JP9389395A JPH08291370A JP H08291370 A JPH08291370 A JP H08291370A JP 9389395 A JP9389395 A JP 9389395A JP 9389395 A JP9389395 A JP 9389395A JP H08291370 A JPH08291370 A JP H08291370A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は黒鉛化した鋼材を加工した後焼入れ
焼戻し処理を行うことにより、鋼材内に侵入してきた水
素をトラップし無害化する空隙のサイズと密度を制御す
ることによって遅れ破壊感受性を低い高強度棒鋼を提供
する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎを特定した熱間圧延直後
の鋼棒を、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度
をＭｓ点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷
却後、自然冷却し、継いで６１０〜７１０℃で黒鉛化処
理したものを加工後に焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻
しマルテンサイト組織とし、平均直径４μｍ以下の空隙
を３０００個／mm2 以上の密度で有し、且つ強度が１３
０ kgf／mm2 以上である高強度鋼棒とその製造法。
焼戻し処理を行うことにより、鋼材内に侵入してきた水
素をトラップし無害化する空隙のサイズと密度を制御す
ることによって遅れ破壊感受性を低い高強度棒鋼を提供
する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎを特定した熱間圧延直後
の鋼棒を、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度
をＭｓ点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷
却後、自然冷却し、継いで６１０〜７１０℃で黒鉛化処
理したものを加工後に焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻
しマルテンサイト組織とし、平均直径４μｍ以下の空隙
を３０００個／mm2 以上の密度で有し、且つ強度が１３
０ kgf／mm2 以上である高強度鋼棒とその製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐遅れ破壊特性に優れた
高強度鋼棒およびその製造方法に関するものである。
高強度鋼棒およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣポールにはポールのひび割れ防止、
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣポールの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣポールの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。
【０００３】ＰＣ鋼棒は強度が１３０ kgf／mm2 以上と
高いうえに、コンクリート中で強度の７０％の張力を負
荷された状態で使用されるため、遅れ破壊が発生する可
能性が高い。また、塑性域近い応力を負荷された状態で
使用されるボルトにおいても強度が１２０ kgf／mm2 を
超えるものでは遅れ破壊が発生する可能性が高い。この
ため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
高いうえに、コンクリート中で強度の７０％の張力を負
荷された状態で使用されるため、遅れ破壊が発生する可
能性が高い。また、塑性域近い応力を負荷された状態で
使用されるボルトにおいても強度が１２０ kgf／mm2 を
超えるものでは遅れ破壊が発生する可能性が高い。この
ため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
【０００４】遅れ破壊は水素の侵入によって生じる粒界
破壊が支配的であるため、旧オーステナイト粒を微細化
する対策（特開平５−１７１３５６号公報）や、焼戻し
温度を高くする対策（特開平５−１１７８１１号公報）
等が取られている。また、遅れ破壊の原因となる水素の
侵入を抑制するため、合金元素の添加により耐腐食特性
を向上させることも試みられている（特開平２−２４０
２３６号公報、特開平２−２４０２３７号公報、特開平
２−２４０２４４号公報）。更に合金元素の添加による
高温焼戻しが耐遅れ破壊特性を向上させるという提案も
ある。しかしながら、上記いずれの方法も遅れ破壊の特
徴である粒界破壊の抑制は不十分で、耐遅れ破壊特性向
上には完全とは言えない。
破壊が支配的であるため、旧オーステナイト粒を微細化
する対策（特開平５−１７１３５６号公報）や、焼戻し
温度を高くする対策（特開平５−１１７８１１号公報）
等が取られている。また、遅れ破壊の原因となる水素の
侵入を抑制するため、合金元素の添加により耐腐食特性
を向上させることも試みられている（特開平２−２４０
２３６号公報、特開平２−２４０２３７号公報、特開平
２−２４０２４４号公報）。更に合金元素の添加による
高温焼戻しが耐遅れ破壊特性を向上させるという提案も
ある。しかしながら、上記いずれの方法も遅れ破壊の特
徴である粒界破壊の抑制は不十分で、耐遅れ破壊特性向
上には完全とは言えない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
事情に着目してなされたものであって、その目的は黒鉛
化した鋼材を加工した後に焼入れ焼戻し処理を行うこと
により、鋼材内に侵入してきた水素をトラップし無害化
する空隙のサイズと密度を制御することによって遅れ破
壊感受性が低い高強度棒鋼を提供しようとするものであ
る。
事情に着目してなされたものであって、その目的は黒鉛
化した鋼材を加工した後に焼入れ焼戻し処理を行うこと
により、鋼材内に侵入してきた水素をトラップし無害化
する空隙のサイズと密度を制御することによって遅れ破
壊感受性が低い高強度棒鋼を提供しようとするものであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高強度鋼
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の成分及び製造条件に改良を加えることにより黒鉛の平
均粒径（焼入れ後の空孔の平均粒径）を小さくし、且
つ、粒界にとどまらずフェライト粒内に黒鉛を均一に分
散させた鋼棒を焼入れ焼戻し処理を行うことによって遅
れ破壊に要する水素量を増加できる、つまり耐遅れ破壊
特性を改善できるとの知見を得て、本発明を完成するに
至ったものである。その要旨とするところは、Ｃ：０．
３０〜１．００％、Ｓｉ：０．６〜１．３％、Ｍｎ：
０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０
２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０３５％、Ｂ：０．０
０１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼で、焼戻しマルテンサイト
組織からなり、平均直径４μｍ以下の空隙を３０００個
／mm2 以上の密度で有し、且つ強度が１３０ kgf／mm2
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
強度鋼棒であり、さらに上記成分の熱間圧延直後の鋼棒
を、その熱間圧延ラインの後面に設置した水冷却装置に
より、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度をＭ
s 点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷却
後、さらに自然冷却し、継いで加熱温度６１０〜７１０
℃で黒鉛化処理したものを鍛造、転造等の加工を行った
後に焼入れ焼戻し処理を行うことを特徴とする耐遅れ破
壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法である。
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の成分及び製造条件に改良を加えることにより黒鉛の平
均粒径（焼入れ後の空孔の平均粒径）を小さくし、且
つ、粒界にとどまらずフェライト粒内に黒鉛を均一に分
散させた鋼棒を焼入れ焼戻し処理を行うことによって遅
れ破壊に要する水素量を増加できる、つまり耐遅れ破壊
特性を改善できるとの知見を得て、本発明を完成するに
至ったものである。その要旨とするところは、Ｃ：０．
３０〜１．００％、Ｓｉ：０．６〜１．３％、Ｍｎ：
０．０５〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０
２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０３５％、Ｂ：０．０
０１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼で、焼戻しマルテンサイト
組織からなり、平均直径４μｍ以下の空隙を３０００個
／mm2 以上の密度で有し、且つ強度が１３０ kgf／mm2
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
強度鋼棒であり、さらに上記成分の熱間圧延直後の鋼棒
を、その熱間圧延ラインの後面に設置した水冷却装置に
より、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度をＭ
s 点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷却
後、さらに自然冷却し、継いで加熱温度６１０〜７１０
℃で黒鉛化処理したものを鍛造、転造等の加工を行った
後に焼入れ焼戻し処理を行うことを特徴とする耐遅れ破
壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法である。
【０００７】
【作用】この遅れ破壊試験方法は図１の形状の環状ノッ
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。
【０００８】他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／hourの昇温速度で加熱し測定を行うが、
水素の放出プロファイルには図３のように２つのピーク
が現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散し得
る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義する。
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／hourの昇温速度で加熱し測定を行うが、
水素の放出プロファイルには図３のように２つのピーク
が現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散し得
る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義する。
【０００９】こうして求めた破断時間とそのときの拡散
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よって遅れ破壊クラックの発生と伝播現象を調査した結
果、次のことが判明した。
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よって遅れ破壊クラックの発生と伝播現象を調査した結
果、次のことが判明した。
【００１０】すなわち、上記成分の熱間圧延直後の鋼棒
を、その熱間圧延ラインの後面に設置した水冷却装置に
より、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度をＭ
ｓ点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷却
後、さらに自然冷却し、継いで加熱温度６１０〜７１０
℃で黒鉛化処理したものを鍛造、転造等の加工を行った
後に焼入れ焼戻し処理を行うことによって平均粒径４μ
ｍ以下という微少な空隙を３０００個／mm2 の密度で有
する焼戻しマルテンサイト組織を得る。このような微細
な空隙を特徴とする組織を持つ鋼では外部から侵入した
拡散性水素がこの空隙にトラップされ、無害化される。
したがって粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要
とする、すなわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できる
ことを見出したのである。
を、その熱間圧延ラインの後面に設置した水冷却装置に
より、冷却開始温度をＡｒ1 点以上、冷却終了温度をＭ
ｓ点以下、平均冷却速度を５〜３０℃／ｓとして冷却
後、さらに自然冷却し、継いで加熱温度６１０〜７１０
℃で黒鉛化処理したものを鍛造、転造等の加工を行った
後に焼入れ焼戻し処理を行うことによって平均粒径４μ
ｍ以下という微少な空隙を３０００個／mm2 の密度で有
する焼戻しマルテンサイト組織を得る。このような微細
な空隙を特徴とする組織を持つ鋼では外部から侵入した
拡散性水素がこの空隙にトラップされ、無害化される。
したがって粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要
とする、すなわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できる
ことを見出したのである。
【００１１】これらの実験及び検討の結果本発明を完成
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るために、また水素トラップサイトと
して充分な空隙を得るために、０．３０％以上必要であ
るが、１．００％を超えると靱性を劣化させるとともに
耐遅れ破壊特性も劣化させる元素であるために０．３０
％以上１．００％以下とした。
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るために、また水素トラップサイトと
して充分な空隙を得るために、０．３０％以上必要であ
るが、１．００％を超えると靱性を劣化させるとともに
耐遅れ破壊特性も劣化させる元素であるために０．３０
％以上１．００％以下とした。
【００１２】Ｓｉは鋼中の炭素原子との結合力が小さ
く、黒鉛化を促進する有力な元素の１つであるため必須
の元素である。焼入れ＋焼鈍処理によって十分な黒鉛を
析出させて高い黒鉛率とするためにはＳｉを添加するこ
とが必要であり、その下限値は０．６％でなければなら
ない。１．３％を超えると冷間加工性が悪化し、脆化の
原因となるので、０．１％以上１．３％以下とした。
く、黒鉛化を促進する有力な元素の１つであるため必須
の元素である。焼入れ＋焼鈍処理によって十分な黒鉛を
析出させて高い黒鉛率とするためにはＳｉを添加するこ
とが必要であり、その下限値は０．６％でなければなら
ない。１．３％を超えると冷間加工性が悪化し、脆化の
原因となるので、０．１％以上１．３％以下とした。
【００１３】Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性の確保のた
め０．０５％以上必要であり、１．０％を超えると黒鉛
化を著しく阻害するうえ、オーステナイト域加熱時に粒
界に偏析し粒界を脆化させる元素であるために０．０５
％以上１．０％以下とした。Ｐは焼入れ性元素としては
有効であるが、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステ
ナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるととも
に耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０
２％以下とした。
め０．０５％以上必要であり、１．０％を超えると黒鉛
化を著しく阻害するうえ、オーステナイト域加熱時に粒
界に偏析し粒界を脆化させる元素であるために０．０５
％以上１．０％以下とした。Ｐは焼入れ性元素としては
有効であるが、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステ
ナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるととも
に耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０
２％以下とした。
【００１４】Ｓは不可避的不純物であるが、オーステナ
イト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに
耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０２
％以下とした。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるため
に０．０１％以上必要であるが、０．０３５％を超える
と靱性の劣化を招くために０．０１％以上０．０３５％
以下とした。
イト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに
耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．０２
％以下とした。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるため
に０．０１％以上必要であるが、０．０３５％を超える
と靱性の劣化を招くために０．０１％以上０．０３５％
以下とした。
【００１５】ＢとＮはＢＮを生成して黒鉛化焼鈍時間を
短縮させる。短縮効果を十分得るためには０．００１％
以上のＢを添加しなければならない。Ｂが０．００４％
を超えると短縮効果は飽和するのでその上限を０．００
４％とした。Ｎは０．００１〜０．００４％ＢをＢＮと
するために必要な量、即ち０．００２〜０．００８％で
ある。
短縮させる。短縮効果を十分得るためには０．００１％
以上のＢを添加しなければならない。Ｂが０．００４％
を超えると短縮効果は飽和するのでその上限を０．００
４％とした。Ｎは０．００１〜０．００４％ＢをＢＮと
するために必要な量、即ち０．００２〜０．００８％で
ある。
【００１６】Ｍｏはフェライト粒内に黒鉛を析出させる
ために０．０５％以上添加しなければならない。０．２
０％を超えるとフェライト地の硬さが上昇するので、
０．０５％以上０．２０％以下とした。黒鉛化後の焼入
れ焼戻し処理によって黒鉛粒の存在位置には同サイズの
空隙が生じる。黒鉛の平均粒径は４μｍを超えると焼入
れ組織がフェライト＋マルテンサイト組織の混合組織と
なり、遅れ破壊特性が低下するため４μｍ以下とした。
黒鉛の粒数が３０００個／mm2 未満では黒鉛間の距離が
大きくなり炭素の拡散距離が大きくなるため焼入れ組織
がフェライト＋マルテンサイト組織の混合組織となり、
遅れ破壊特性が低下するため３０００個／mm2 以上とし
た。
ために０．０５％以上添加しなければならない。０．２
０％を超えるとフェライト地の硬さが上昇するので、
０．０５％以上０．２０％以下とした。黒鉛化後の焼入
れ焼戻し処理によって黒鉛粒の存在位置には同サイズの
空隙が生じる。黒鉛の平均粒径は４μｍを超えると焼入
れ組織がフェライト＋マルテンサイト組織の混合組織と
なり、遅れ破壊特性が低下するため４μｍ以下とした。
黒鉛の粒数が３０００個／mm2 未満では黒鉛間の距離が
大きくなり炭素の拡散距離が大きくなるため焼入れ組織
がフェライト＋マルテンサイト組織の混合組織となり、
遅れ破壊特性が低下するため３０００個／mm2 以上とし
た。
【００１７】製造条件に関しては熱間仕上げ圧延した直
後の鋼棒を、その熱延ラインの延長上に設置した水冷却
装置により強制冷却するのは、熱間圧延による圧延歪を
焼入れマルテンサイト組織に残存させるためである。こ
の方法によると熱延後の赤熱状態の鋼棒の熱エネルギー
を焼入れに利用でき再加熱を必要としないので、熱処理
コストの低減を図ることが出来る。
後の鋼棒を、その熱延ラインの延長上に設置した水冷却
装置により強制冷却するのは、熱間圧延による圧延歪を
焼入れマルテンサイト組織に残存させるためである。こ
の方法によると熱延後の赤熱状態の鋼棒の熱エネルギー
を焼入れに利用でき再加熱を必要としないので、熱処理
コストの低減を図ることが出来る。
【００１８】冷却開始温度は、マルテンサイト変態歪と
圧延歪とを同時に発生させて黒鉛生成箇所を多くさせる
ためにＡｒ1 点以上でなければならない。冷却終了温度
は十分なマルテンサイト変態組織を得て黒鉛生成を容易
にするためにＭｓ点以下でなければならない。平均冷却
速度の下限を５℃／ｓとしたのは、マルテンサイト変態
組織を得るためと、加工歪を残留させて黒鉛化を容易に
するためであり、上限値を３０℃／ｓとしたのは、これ
を超えて急冷してもマルテンサイト変態量は増加しない
ためである。昇温温度の下限値を６１０℃、上限値を７
１０℃に設定したのはこの温度範囲における黒鉛化時間
がもっとも短いためである。
圧延歪とを同時に発生させて黒鉛生成箇所を多くさせる
ためにＡｒ1 点以上でなければならない。冷却終了温度
は十分なマルテンサイト変態組織を得て黒鉛生成を容易
にするためにＭｓ点以下でなければならない。平均冷却
速度の下限を５℃／ｓとしたのは、マルテンサイト変態
組織を得るためと、加工歪を残留させて黒鉛化を容易に
するためであり、上限値を３０℃／ｓとしたのは、これ
を超えて急冷してもマルテンサイト変態量は増加しない
ためである。昇温温度の下限値を６１０℃、上限値を７
１０℃に設定したのはこの温度範囲における黒鉛化時間
がもっとも短いためである。
【００１９】
【実施例】供試鋼の化学成分と製造条件及び黒鉛化率を
表１に示す。
表１に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】本試験に使用した鋼棒は直径１０〜１９mm
であり、熱延ラインの延長線上に設置した水槽内で冷却
した。仕上げ圧延スタンドから水槽までの距離は約４５
mm、圧延速度は１０〜１００mm／ｓで、圧延終了から水
槽に至るまでの所用時間は約１〜３秒である。線材をコ
イル状に巻いて水温２０〜１００℃の水槽に挿入した。
水槽内の滞留時間は２０〜２００秒である。冷却開始温
度、冷却終了時間は鋼材の表面温度を放射温度計で測定
した値である。その後、自然冷却させ、さらにオフライ
ンの焼鈍炉で黒鉛化処理した。
であり、熱延ラインの延長線上に設置した水槽内で冷却
した。仕上げ圧延スタンドから水槽までの距離は約４５
mm、圧延速度は１０〜１００mm／ｓで、圧延終了から水
槽に至るまでの所用時間は約１〜３秒である。線材をコ
イル状に巻いて水温２０〜１００℃の水槽に挿入した。
水槽内の滞留時間は２０〜２００秒である。冷却開始温
度、冷却終了時間は鋼材の表面温度を放射温度計で測定
した値である。その後、自然冷却させ、さらにオフライ
ンの焼鈍炉で黒鉛化処理した。
【００２２】黒鉛化率は次式により算出した。 （鋼中黒鉛含有量／鋼の炭素含有量）×１００（％） 黒鉛含有量は平均黒鉛粒子径、密度及び黒鉛粒子数から
算出した。本製造法による鋼線の黒鉛化率は焼鈍時間が
１０時間前後と短いにもかかわらず、１００％と著しく
優れた結果である。比較製造法の場合には黒鉛化率は７
０％程度と低い。
算出した。本製造法による鋼線の黒鉛化率は焼鈍時間が
１０時間前後と短いにもかかわらず、１００％と著しく
優れた結果である。比較製造法の場合には黒鉛化率は７
０％程度と低い。
【００２３】表２に黒鉛粒径及び黒鉛間の最大距離を示
す。
す。
【００２４】
【表２】
【００２５】黒鉛粒径の測定は次の方法によって行っ
た。黒鉛粒子に電子線を照射して、反射電子線の強度を
２値化することによりＳＥＭ画面上に黒鉛を結像させ
て、粒径を測定した。黒鉛間の最大距離は倍率２００倍
の光学顕微鏡写真上で測定した。写真上に黒鉛の存在し
ない箇所のみ含む円弧を描き、その直径の最大値を黒鉛
間の最大距離とした。本発明鋼の黒鉛粒及び黒鉛間の最
大距離は比較鋼のそれよりいずれも小さくなっている。
た。黒鉛粒子に電子線を照射して、反射電子線の強度を
２値化することによりＳＥＭ画面上に黒鉛を結像させ
て、粒径を測定した。黒鉛間の最大距離は倍率２００倍
の光学顕微鏡写真上で測定した。写真上に黒鉛の存在し
ない箇所のみ含む円弧を描き、その直径の最大値を黒鉛
間の最大距離とした。本発明鋼の黒鉛粒及び黒鉛間の最
大距離は比較鋼のそれよりいずれも小さくなっている。
【００２６】表３に黒鉛化処理後の焼入れ焼戻し条件、
強度、及び図４に示した限界拡散性水素量を示す。
強度、及び図４に示した限界拡散性水素量を示す。
【００２７】
【表３】
【００２８】黒鉛化後の焼入れ焼戻し処理によって黒鉛
粒の存在位置には同サイズの空隙が生じる。この表よ
り、本発明の組成および製造条件の範囲にある開発鋼
は、比較鋼に比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにく
いことが明らかである。
粒の存在位置には同サイズの空隙が生じる。この表よ
り、本発明の組成および製造条件の範囲にある開発鋼
は、比較鋼に比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにく
いことが明らかである。
【００２９】
【発明の効果】本発明により鋼材中の空隙のサイズ、及
び密度を制御することによって、１３０ kgf／mm2 以上
の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒を製造
できる。
び密度を制御することによって、１３０ kgf／mm2 以上
の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒を製造
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】水素量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。
１…試験片 ２…バランスウェイト ３…支点
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 9/52 １０３ Ｃ２１Ｄ 9/52 １０３Ｂ Ｃ２２Ｃ 38/12 Ｃ２２Ｃ 38/12
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．３０〜１．００％ Ｓｉ：０．６〜１．３％ Ｍｎ：０．０５〜１．０％ Ｐ ：０．０２％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．０１〜０．０３５％ Ｂ ：０．００１〜０．００４％ Ｎ ：０．００２〜０．００８％ Ｍｏ：０．０５〜０．２０％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
で、焼戻しマルテンサイト組織からなり、平均直径４μ
ｍ以下の空隙を３０００個／mm2 以上の密度で有し、且
つ強度が１３０ kgf／mm2 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鋼棒。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．３０〜１．００％ Ｓｉ：０．６〜１．３％ Ｍｎ：０．０５〜１．０％ Ｐ ：０．０２％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．０１〜０．０３５％ Ｂ ：０．００１〜０．００４％ Ｎ ：０．００２〜０．００８％ Ｍｏ：０．０５〜０．２０％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる、
熱間圧延直後の鋼棒を、その熱間圧延ラインの後面に設
置した水冷却装置により、冷却開始温度をＡｒ1点以
上、冷却終了温度をＭs 点以下、平均冷却速度を５〜３
０℃／ｓとして冷却後、さらに自然冷却し、継いで加熱
温度６１０〜７１０℃で黒鉛化処理したものを鍛造、転
造等の加工を行った後に焼入れ焼戻し処理を行うことを
特徴とする、焼戻しマルテンサイト組織からなり、平均
直径４μｍ以下の空隙を３０００個／mm2 以上の密度で
有し、且つ強度が１３０ kgf／mm2 以上である耐遅れ破
壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09389395A JP3398254B2 (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09389395A JP3398254B2 (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08291370A true JPH08291370A (ja) | 1996-11-05 |
| JP3398254B2 JP3398254B2 (ja) | 2003-04-21 |
Family
ID=14095168
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09389395A Expired - Fee Related JP3398254B2 (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3398254B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544720B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 냉간성형성과 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강과 이를 이용한 강가공물의 제조방법 |
| KR100605723B1 (ko) * | 2004-11-24 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법 |
| KR100946131B1 (ko) * | 2002-12-26 | 2010-03-10 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 중탄소 강가공물의 제조방법 |
| KR100946130B1 (ko) * | 2002-12-26 | 2010-03-10 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고탄소 강가공물의 제조방법 |
| JP2015131986A (ja) * | 2014-01-10 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | 快折鋼 |
-
1995
- 1995-04-19 JP JP09389395A patent/JP3398254B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| KR100544720B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 냉간성형성과 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강과 이를 이용한 강가공물의 제조방법 |
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| KR100605723B1 (ko) * | 2004-11-24 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법 |
| JP2015131986A (ja) * | 2014-01-10 | 2015-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | 快折鋼 |
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| Publication number | Publication date |
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| JP3398254B2 (ja) | 2003-04-21 |
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