JPH1180903A - 遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法 - Google Patents
遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法Info
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- JPH1180903A JPH1180903A JP24291397A JP24291397A JPH1180903A JP H1180903 A JPH1180903 A JP H1180903A JP 24291397 A JP24291397 A JP 24291397A JP 24291397 A JP24291397 A JP 24291397A JP H1180903 A JPH1180903 A JP H1180903A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその
製造方法を提供することを目的とする。 【解決手段】 化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微
細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼部材及び鋼を８５０℃から１００
０℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以下Ｍｓ点以
上の温度域で、減面率２０％〜５０％の仕上げ加工をし
て直ちに冷却する工程と、その後の熱処理でＡＣ３点以
上９００℃以下に急速加熱して直ちに冷却する工程を有
する高強度鋼部材の製造方法。
製造方法を提供することを目的とする。 【解決手段】 化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微
細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼部材及び鋼を８５０℃から１００
０℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以下Ｍｓ点以
上の温度域で、減面率２０％〜５０％の仕上げ加工をし
て直ちに冷却する工程と、その後の熱処理でＡＣ３点以
上９００℃以下に急速加熱して直ちに冷却する工程を有
する高強度鋼部材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は引張強さが１４００
ＭＰａを越える、遅れ破壊特性に優れたボルト、ＰＣ鋼
棒その他の高強度鋼部材およびその製造方法に関するも
のである。
ＭＰａを越える、遅れ破壊特性に優れたボルト、ＰＣ鋼
棒その他の高強度鋼部材およびその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の軽量化や建築物の高層化のよう
なニーズに対応して鋼材の高強度化の動きがあるが、１
２００ＭＰａを越えると遅れ破壊が問題となるため、使
用強度が制限されている。その一例として、高強度ボル
トをみるとＪＩＳ Ｂ１１８６「摩擦接合用高力六角ボ
ルト・六角ナット・平座金のセット」やＪＩＳ Ｂ１０
５１「鋼製のボルト・小ねじの機械的性質」で規格化さ
れており、１２００ＭＰａ級までの強度となっている。
しかしながら、このような現状にも関わらず、更なる高
強度化が要望されているが、１２００ＭＰａ以上の強度
の鋼はいまだに確立されていない。
なニーズに対応して鋼材の高強度化の動きがあるが、１
２００ＭＰａを越えると遅れ破壊が問題となるため、使
用強度が制限されている。その一例として、高強度ボル
トをみるとＪＩＳ Ｂ１１８６「摩擦接合用高力六角ボ
ルト・六角ナット・平座金のセット」やＪＩＳ Ｂ１０
５１「鋼製のボルト・小ねじの機械的性質」で規格化さ
れており、１２００ＭＰａ級までの強度となっている。
しかしながら、このような現状にも関わらず、更なる高
強度化が要望されているが、１２００ＭＰａ以上の強度
の鋼はいまだに確立されていない。
【０００３】遅れ破壊では、その起点近傍が粒界破壊を
呈することが知られているため、遅れ破壊特性を向上さ
せる方法のひとつとして、粒界強化が用いられる。ま
た、遅れ破壊は、拡散性水素の存在によって助長される
ため、水素の侵入を抑制するかあるいは侵入した水素を
有効にトラップすることも重要な要因となる。粒界を強
化する手法として結晶粒の微細化があげられるが、この
例として特開平４−１４３２１９号公報が開示されてい
る。これは、ＡＣ１未満の温度域から加工熱を利用しつ
つＡＣ３点以上の温度まで昇温させ、オーステナイトへ
逆変態した後冷却するというものである。一方水素の侵
入を抑制する技術としては、特開平８−２５３８４３号
公報および特開平８−１７６７４７号公報が開示されて
いる。前者ではＷ、後者ではＮｉが水素の侵入を抑制す
るというものである。また水素を有効にトラップする技
術としては、特開平８−２９１３７０号公報が開示され
ている。これは焼戻しマルテンサイト組織中の微小な空
隙に水素をトラップするものである。
呈することが知られているため、遅れ破壊特性を向上さ
せる方法のひとつとして、粒界強化が用いられる。ま
た、遅れ破壊は、拡散性水素の存在によって助長される
ため、水素の侵入を抑制するかあるいは侵入した水素を
有効にトラップすることも重要な要因となる。粒界を強
化する手法として結晶粒の微細化があげられるが、この
例として特開平４−１４３２１９号公報が開示されてい
る。これは、ＡＣ１未満の温度域から加工熱を利用しつ
つＡＣ３点以上の温度まで昇温させ、オーステナイトへ
逆変態した後冷却するというものである。一方水素の侵
入を抑制する技術としては、特開平８−２５３８４３号
公報および特開平８−１７６７４７号公報が開示されて
いる。前者ではＷ、後者ではＮｉが水素の侵入を抑制す
るというものである。また水素を有効にトラップする技
術としては、特開平８−２９１３７０号公報が開示され
ている。これは焼戻しマルテンサイト組織中の微小な空
隙に水素をトラップするものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながらこれらの
技術は、”粒界強化”および”水素の侵入抑制・トラッ
プ”の両方の観点にたったものではないために、遅れ破
壊特性は十分には改善されない。
技術は、”粒界強化”および”水素の侵入抑制・トラッ
プ”の両方の観点にたったものではないために、遅れ破
壊特性は十分には改善されない。
【０００５】すなわち、本発明は上記の問題点を解決す
るためになされたものであり、遅れ破壊特性に優れた高
強度鋼部材およびその製造方法を提供することを目的と
する。
るためになされたものであり、遅れ破壊特性に優れた高
強度鋼部材およびその製造方法を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記の課題
達成のために、遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材の製
造方法について鋭意検討した。その結果、Ｎｉを多量添
加した鋼を、準安定オーステナイト域で減面率（圧下
率）２０％〜５０％で熱間加工して直ちに冷却し、その
後ＡＣ３点以上に再加熱して直ちに冷却する工程を経る
ことにより、マルテンサイト変態前の旧オーステナイト
粒径が５μｍ以下の微細粒になり、最終的に得られるマ
ルテンサイト組織が非常に微細になるうえ、スケール直
下にＮｉが濃化して水素の侵入を防ぎ、さらに残留オー
ステナイトが拡散性水素を有効にトラップして、遅れ破
壊特性が格段に向上することを見いだした。
達成のために、遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材の製
造方法について鋭意検討した。その結果、Ｎｉを多量添
加した鋼を、準安定オーステナイト域で減面率（圧下
率）２０％〜５０％で熱間加工して直ちに冷却し、その
後ＡＣ３点以上に再加熱して直ちに冷却する工程を経る
ことにより、マルテンサイト変態前の旧オーステナイト
粒径が５μｍ以下の微細粒になり、最終的に得られるマ
ルテンサイト組織が非常に微細になるうえ、スケール直
下にＮｉが濃化して水素の侵入を防ぎ、さらに残留オー
ステナイトが拡散性水素を有効にトラップして、遅れ破
壊特性が格段に向上することを見いだした。
【０００７】本発明はこのような知見をもとになされた
もので、第一に化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微
細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼部材を提供する。
もので、第一に化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微
細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼部材を提供する。
【０００８】第二に化学成分として重量％でＣ：０．２
５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜
１．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、さらにＣｒ：０．１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０
００３〜０．００５％のうち一種あるいは二種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、旧オース
テナイト粒径５μｍ以下の微細粒を有する、引張強さ１
４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材
を提供する。
５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜
１．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、さらにＣｒ：０．１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０
００３〜０．００５％のうち一種あるいは二種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、旧オース
テナイト粒径５μｍ以下の微細粒を有する、引張強さ１
４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材
を提供する。
【０００９】第三に請求項１および２の化学成分を有す
る高強度鋼部材を製造する方法において、鋼を８５０℃
から１０００℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以
下Ｍｓ点以上の温度域で、圧下率（減面率）２０％〜５
０％の仕上げ加工をして直ちに冷却する過程と、その後
の熱処理でＡＣ３点以上９００℃以下に急速加熱して直
ちに冷却する過程を含むことを特徴とする、引張強さ１
４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材
の製造方法を提供する。
る高強度鋼部材を製造する方法において、鋼を８５０℃
から１０００℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以
下Ｍｓ点以上の温度域で、圧下率（減面率）２０％〜５
０％の仕上げ加工をして直ちに冷却する過程と、その後
の熱処理でＡＣ３点以上９００℃以下に急速加熱して直
ちに冷却する過程を含むことを特徴とする、引張強さ１
４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材
の製造方法を提供する。
【００１０】
【発明の実施の形態】まず、本発明の高強度鋼部材およ
びその製造方法において、鋼材の化学成分と組織の限定
理由を述べる。 化学成分 Ｃ：０．２５〜０．３５％ Ｃは引張強度を確保するために必要であり、０．２５％
未満では引張強度が得られないため下限を０．２５％と
する。一方０．３５％を越えると遅れ破壊特性が劣化す
るため上限を０．３５％とする。 Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは脱酸剤として必要であるが、０．５％を越えると
変形抵抗が増すため、上限を０．５％とする。 Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素であるが、
０．２％未満ではその効果が得られないため下限を０．
２％とする。１．０％を越えるとＳｉと同様変形抵抗が
増すため、上限を１．０％とする。 Ｐ：０．０１％以下Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下
させ、特に高強度鋼の場合には遅れ破壊を 助長する原因となるため、上限を０．０１％とする。 Ｓ：０．０１％以下 Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、遅れ破壊特性に悪影響
を及ぼすため、上限を０．０１％とする。 Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸および結晶粒微細化のために添加するが、
０．０１％未満ではその効果が不十分であるため下限を
０．０１％とする。一方０．１％を越えるとその効果が
飽和するため上限を０．１％とする。 Ｎ：０．００２〜０．０１％ ＮはＡｌＮの析出挙動を通して結晶粒の微細化に寄与す
るが、０．００２％未満ではその効果が不十分であるた
め下限を０．００２％とする。一方０．０１％を越える
とその効果が飽和し、むしろ靭性が劣化するため上限を
０．０１％とする。 Ｎｉ：７〜１２％ Ｎｉは本発明における最も重要な元素であり、鋼の焼入
れ性を向上させると共に、熱間加工後のスケール直下に
濃化して水素の侵入を防ぎ、さらに残留オーステナイト
量を増加させて水素を有効にトラップし、遅れ破壊特性
を向上させる。その量が７％未満ではその効果が得られ
ないため、下限を７％とする。一方１２％を越えるとそ
の効果が飽和するため、上限を１２％とする。 Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｃｒは焼入れ性を高めるために必要な元素であるが、
０．１％未満では所望の効果が得られないため０．１％
を下限とする。一方１．０％を越えると粒界の炭化物が
粗大化して遅れ破壊特性を劣化させるため、上限を１．
０％とする。 Ｍｏ：０．０１〜１％ Ｍｏは焼入れ性を高めると同時に、炭化物の微細分散に
よるピンニング、さらに固溶Ｍｏのドラッグ効果で、加
工後のオーステナイト粒成長を抑制し、遅れ破壊特性を
向上させる。その量が０．０１％未満ではその効果が得
られないため、下限を０．０１％とする。一方１％を越
えるとその効果が飽和するため、上限を１％とする。 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｔｉは鋼中に存在するＮを固定し、Ｂの焼入れ性を高め
るとともに、Ｔｉ炭窒化物を生成することによりオース
テナイト粒の成長を抑制する。その量が０．０１％未満
ではその効果が得られないため、下限を０．０１％とす
る。一方０．０５％を越えるとその効果が飽和するた
め、上限を０．０５％とする。 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ Ｎｂは焼入れ性を高めると同時に、炭化物によるピンニ
ング、さらに固溶Ｎｂのドラッグ効果で、加工後のオー
ステナイト粒成長を抑制し、遅れ破壊特性を向上させ
る。その量が０．０１％未満ではその効果が得られない
ため、下限を０．０１％とする。一方０．０５％を越え
るとその効果が飽和するため、上限を０．０５％とす
る。 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ Ｂは鋼中で粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高めるが、
０．０００３％未満ではその効果が得られないため下限
を０．０００３％とする。一方０．００５％を越えると
ホウ化物が粒界に析出して遅れ破壊特性を劣化させるた
め上限を０．００５％とする。 金属組織 上記成分を有する高強度鋼部材の旧オーステナイト粒径
が５μｍ以下であるとき、Ｎｉ添加による水素トラップ
効果と相まって格段に遅れ破壊特性が向上する。従って
部材の旧オーステナイト粒径を５μｍ以下の微細粒とす
る。なお部材の表層のみが微細粒となっている場合でも
遅れ破壊特性が向上する。
びその製造方法において、鋼材の化学成分と組織の限定
理由を述べる。 化学成分 Ｃ：０．２５〜０．３５％ Ｃは引張強度を確保するために必要であり、０．２５％
未満では引張強度が得られないため下限を０．２５％と
する。一方０．３５％を越えると遅れ破壊特性が劣化す
るため上限を０．３５％とする。 Ｓｉ：０．５％以下 Ｓｉは脱酸剤として必要であるが、０．５％を越えると
変形抵抗が増すため、上限を０．５％とする。 Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素であるが、
０．２％未満ではその効果が得られないため下限を０．
２％とする。１．０％を越えるとＳｉと同様変形抵抗が
増すため、上限を１．０％とする。 Ｐ：０．０１％以下Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下
させ、特に高強度鋼の場合には遅れ破壊を 助長する原因となるため、上限を０．０１％とする。 Ｓ：０．０１％以下 Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、遅れ破壊特性に悪影響
を及ぼすため、上限を０．０１％とする。 Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸および結晶粒微細化のために添加するが、
０．０１％未満ではその効果が不十分であるため下限を
０．０１％とする。一方０．１％を越えるとその効果が
飽和するため上限を０．１％とする。 Ｎ：０．００２〜０．０１％ ＮはＡｌＮの析出挙動を通して結晶粒の微細化に寄与す
るが、０．００２％未満ではその効果が不十分であるた
め下限を０．００２％とする。一方０．０１％を越える
とその効果が飽和し、むしろ靭性が劣化するため上限を
０．０１％とする。 Ｎｉ：７〜１２％ Ｎｉは本発明における最も重要な元素であり、鋼の焼入
れ性を向上させると共に、熱間加工後のスケール直下に
濃化して水素の侵入を防ぎ、さらに残留オーステナイト
量を増加させて水素を有効にトラップし、遅れ破壊特性
を向上させる。その量が７％未満ではその効果が得られ
ないため、下限を７％とする。一方１２％を越えるとそ
の効果が飽和するため、上限を１２％とする。 Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｃｒは焼入れ性を高めるために必要な元素であるが、
０．１％未満では所望の効果が得られないため０．１％
を下限とする。一方１．０％を越えると粒界の炭化物が
粗大化して遅れ破壊特性を劣化させるため、上限を１．
０％とする。 Ｍｏ：０．０１〜１％ Ｍｏは焼入れ性を高めると同時に、炭化物の微細分散に
よるピンニング、さらに固溶Ｍｏのドラッグ効果で、加
工後のオーステナイト粒成長を抑制し、遅れ破壊特性を
向上させる。その量が０．０１％未満ではその効果が得
られないため、下限を０．０１％とする。一方１％を越
えるとその効果が飽和するため、上限を１％とする。 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ Ｔｉは鋼中に存在するＮを固定し、Ｂの焼入れ性を高め
るとともに、Ｔｉ炭窒化物を生成することによりオース
テナイト粒の成長を抑制する。その量が０．０１％未満
ではその効果が得られないため、下限を０．０１％とす
る。一方０．０５％を越えるとその効果が飽和するた
め、上限を０．０５％とする。 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ Ｎｂは焼入れ性を高めると同時に、炭化物によるピンニ
ング、さらに固溶Ｎｂのドラッグ効果で、加工後のオー
ステナイト粒成長を抑制し、遅れ破壊特性を向上させ
る。その量が０．０１％未満ではその効果が得られない
ため、下限を０．０１％とする。一方０．０５％を越え
るとその効果が飽和するため、上限を０．０５％とす
る。 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ Ｂは鋼中で粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高めるが、
０．０００３％未満ではその効果が得られないため下限
を０．０００３％とする。一方０．００５％を越えると
ホウ化物が粒界に析出して遅れ破壊特性を劣化させるた
め上限を０．００５％とする。 金属組織 上記成分を有する高強度鋼部材の旧オーステナイト粒径
が５μｍ以下であるとき、Ｎｉ添加による水素トラップ
効果と相まって格段に遅れ破壊特性が向上する。従って
部材の旧オーステナイト粒径を５μｍ以下の微細粒とす
る。なお部材の表層のみが微細粒となっている場合でも
遅れ破壊特性が向上する。
【００１１】次に製造方法の限定理由について述べる。 加熱温度 鋼を熱間加工する際、その加熱温度が８５０℃未満では
加熱時に炭窒化物を十分に固溶させることができないた
め、焼入れ時の固溶Ｃ，Ｎ量が少なくなり、所要の強度
が得られない。一方１０００℃を越えると、その後の加
工によって十分なオーステナイト粒の微細化を達成でき
ない。従って加熱温度を８５０℃〜１０００℃とする。 熱間加工温度および減面率（圧下率） 加工は準安定オーステナイト域で行う必要があるため、
加工温度をＭｓ点以上としなければならない。一方加工
温度が７００℃を越えると、加工時に蓄えられる歪みエ
ネルギーが小さくなり、その後の再加熱で生ずる逆変態
オーステナイト組織が微細化しにくくなる。従って加工
温度を７００℃以下、Ｍｓ点以上とする。また減面率が
２０％未満であると、やはり加工時に蓄えられる歪みエ
ネルギーが小さくなる。逆に減面率が５０％を越える
と、加工による発熱で仕上げ圧延時に逆変態が生ずるた
めに、そこで歪みエネルギーが解放され、この場合も熱
間加工・冷却後に蓄えられる歪みエネルギーが小さくな
る。結果として、その後の再加熱で逆変態オーステナイ
ト組織が微細化しにくくなるため、減面率を２０〜５０
％とする。なお本発明の熱間加工は、鋼板あるいは条鋼
の熱間圧延、あるいは熱間鍛造のいずれにおいても適用
できる。仕上げ加工後は歪みエネルギーが開放されない
ように直ちに冷却する。 再加熱温度 熱間加工後の再加熱温度がＡＣ３点未満であると十分に
逆変態がすすまない。また逆に９００℃を越えると逆変
態オーステナイトが粗大化するため、再加熱温度はＡＣ
３点〜９００℃とする。この工程では急速加熱する。再
加熱時間はオーステナイト粒の粗大化を抑制するために
３０秒以下であることが望ましい。また再加熱後直ちに
冷却し、冷却速度はマルテンサイト組織を得るために２
℃／秒以上とするのがよい。また本工程の後、鋼材の強
度を調整するために、必要に応じて低温焼戻しを行うこ
とができる。
加熱時に炭窒化物を十分に固溶させることができないた
め、焼入れ時の固溶Ｃ，Ｎ量が少なくなり、所要の強度
が得られない。一方１０００℃を越えると、その後の加
工によって十分なオーステナイト粒の微細化を達成でき
ない。従って加熱温度を８５０℃〜１０００℃とする。 熱間加工温度および減面率（圧下率） 加工は準安定オーステナイト域で行う必要があるため、
加工温度をＭｓ点以上としなければならない。一方加工
温度が７００℃を越えると、加工時に蓄えられる歪みエ
ネルギーが小さくなり、その後の再加熱で生ずる逆変態
オーステナイト組織が微細化しにくくなる。従って加工
温度を７００℃以下、Ｍｓ点以上とする。また減面率が
２０％未満であると、やはり加工時に蓄えられる歪みエ
ネルギーが小さくなる。逆に減面率が５０％を越える
と、加工による発熱で仕上げ圧延時に逆変態が生ずるた
めに、そこで歪みエネルギーが解放され、この場合も熱
間加工・冷却後に蓄えられる歪みエネルギーが小さくな
る。結果として、その後の再加熱で逆変態オーステナイ
ト組織が微細化しにくくなるため、減面率を２０〜５０
％とする。なお本発明の熱間加工は、鋼板あるいは条鋼
の熱間圧延、あるいは熱間鍛造のいずれにおいても適用
できる。仕上げ加工後は歪みエネルギーが開放されない
ように直ちに冷却する。 再加熱温度 熱間加工後の再加熱温度がＡＣ３点未満であると十分に
逆変態がすすまない。また逆に９００℃を越えると逆変
態オーステナイトが粗大化するため、再加熱温度はＡＣ
３点〜９００℃とする。この工程では急速加熱する。再
加熱時間はオーステナイト粒の粗大化を抑制するために
３０秒以下であることが望ましい。また再加熱後直ちに
冷却し、冷却速度はマルテンサイト組織を得るために２
℃／秒以上とするのがよい。また本工程の後、鋼材の強
度を調整するために、必要に応じて低温焼戻しを行うこ
とができる。
【００１２】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
に示す化学成分を有する鋼を１５０ｋｇ真空溶解にて溶
製し、１１６ｍｍ角ビレットにした後、表２に示す条件
で線材圧延を行った。仕上げ前の温度調整は中間水冷量
と圧延速度の調整で対応した。仕上げ圧延時の減面率は
仕上げサイズで調整した。すなわち、仕上げ圧延前のサ
イズを２０ｍｍとし、仕上げサイズが１３ｍｍ（減面
率：５８％）、１５ｍｍ（減面率：４４％）、１７ｍｍ
（減面率：２８％）、１９ｍｍ（減面率：１０％）の線
材を製造した。さらに仕上げ圧延後水冷を行った。これ
らの線材を用い、温間でヘッダー加工を行い、冷間転造
でネジ成形を行った。その後、表２に示す温度で急速再
加熱冷却を行い、引き続き焼戻しを施してボルトを製造
した。得られたボルトの、表層下２ｍｍでの旧オーステ
ナイト粒径を表3 に示す。
に示す化学成分を有する鋼を１５０ｋｇ真空溶解にて溶
製し、１１６ｍｍ角ビレットにした後、表２に示す条件
で線材圧延を行った。仕上げ前の温度調整は中間水冷量
と圧延速度の調整で対応した。仕上げ圧延時の減面率は
仕上げサイズで調整した。すなわち、仕上げ圧延前のサ
イズを２０ｍｍとし、仕上げサイズが１３ｍｍ（減面
率：５８％）、１５ｍｍ（減面率：４４％）、１７ｍｍ
（減面率：２８％）、１９ｍｍ（減面率：１０％）の線
材を製造した。さらに仕上げ圧延後水冷を行った。これ
らの線材を用い、温間でヘッダー加工を行い、冷間転造
でネジ成形を行った。その後、表２に示す温度で急速再
加熱冷却を行い、引き続き焼戻しを施してボルトを製造
した。得られたボルトの、表層下２ｍｍでの旧オーステ
ナイト粒径を表3 に示す。
【００１３】引張試験はボルト実体で行い、荷重を有効
断面積で割って強度を求めた。遅れ破壊試験は各条件で
製造したボルトを２０本づつ引張強さの８５％の応力を
負荷し、３．５％食塩水に浸漬し、１日浸漬−１日乾燥
のサイクルで乾湿繰り返しを３カ月行い、破断の本数で
評価した。その結果を表3 に示す。図１は遅れ破壊試験
片及び引っ張り試験片を採取した加工熱処理用試験片
を、図2 は、遅れ破壊試験片を、図３は、片持梁式定荷
重型遅れ破壊試験機を示す。
断面積で割って強度を求めた。遅れ破壊試験は各条件で
製造したボルトを２０本づつ引張強さの８５％の応力を
負荷し、３．５％食塩水に浸漬し、１日浸漬−１日乾燥
のサイクルで乾湿繰り返しを３カ月行い、破断の本数で
評価した。その結果を表3 に示す。図１は遅れ破壊試験
片及び引っ張り試験片を採取した加工熱処理用試験片
を、図2 は、遅れ破壊試験片を、図３は、片持梁式定荷
重型遅れ破壊試験機を示す。
【００１４】Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１９は本発明鋼であるＡ
〜Ｓを用いて本発明で限定する線材圧延および再加熱処
理を施したものであり、ボルトの旧オーステナイト粒径
はいずれも５μｍ以下で、遅れ破壊特性は非常に優れて
いることがわかる。これに対してＮｏ．２０、Ｎｏ．２
２、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２６
は、本発明鋼であるＡ、ＢおよびＰを用いているにも関
わらず、製造条件が適当ではないため遅れ破壊特性が劣
化している。これはＮｏ．２０では加熱温度が高く、初
期オーステナイト粒径が粗大化したためである。Ｎｏ．
２２では仕上げ圧延前の温度が高いため、Ｎｏ．２３で
は減面率が小さいため、またＮｏ．２４では減面率が大
きく線材圧延中に逆変態が生じたため、線材圧延・冷却
後に蓄えられる歪みエネルギーが小さくなり、再加熱時
の逆変態オーステナイト組織が微細化しなかったことが
原因である。またＮｏ．２５では再加熱温度が低くため
逆変態が十分にすすまず、Ｎｏ．２６では再加熱温度が
高いためオーステナイト粒が粗大化したことが原因であ
る。なおＮｏ．２１では加熱温度が低い引張強さが不足
しているため、遅れ破壊試験を行っていない。Ｎｏ．２
７〜Ｎｏ．３０では製造条件が本発明の範囲内であるに
もかかわらず、化学成分が本発明の範囲外であるため、
遅れ破壊特性が劣化した。
〜Ｓを用いて本発明で限定する線材圧延および再加熱処
理を施したものであり、ボルトの旧オーステナイト粒径
はいずれも５μｍ以下で、遅れ破壊特性は非常に優れて
いることがわかる。これに対してＮｏ．２０、Ｎｏ．２
２、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２６
は、本発明鋼であるＡ、ＢおよびＰを用いているにも関
わらず、製造条件が適当ではないため遅れ破壊特性が劣
化している。これはＮｏ．２０では加熱温度が高く、初
期オーステナイト粒径が粗大化したためである。Ｎｏ．
２２では仕上げ圧延前の温度が高いため、Ｎｏ．２３で
は減面率が小さいため、またＮｏ．２４では減面率が大
きく線材圧延中に逆変態が生じたため、線材圧延・冷却
後に蓄えられる歪みエネルギーが小さくなり、再加熱時
の逆変態オーステナイト組織が微細化しなかったことが
原因である。またＮｏ．２５では再加熱温度が低くため
逆変態が十分にすすまず、Ｎｏ．２６では再加熱温度が
高いためオーステナイト粒が粗大化したことが原因であ
る。なおＮｏ．２１では加熱温度が低い引張強さが不足
しているため、遅れ破壊試験を行っていない。Ｎｏ．２
７〜Ｎｏ．３０では製造条件が本発明の範囲内であるに
もかかわらず、化学成分が本発明の範囲外であるため、
遅れ破壊特性が劣化した。
【００１５】
【発明の効果】以上に示したように本発明によれば、１
４００ＭＰａ以上の強度を有し、遅れ破壊特性に優れた
高強度鋼部材を得ることが可能になり、産業上極めて有
用である。
４００ＭＰａ以上の強度を有し、遅れ破壊特性に優れた
高強度鋼部材を得ることが可能になり、産業上極めて有
用である。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【図１】遅れ破壊試験片及び引っ張り試験片を採取した
加工熱処理用試験片の説明図。
加工熱処理用試験片の説明図。
【図２】遅れ破壊試験片の説明図。
【図３】片持梁式定荷重型遅れ破壊試験機の説明図。
Claims (3)
- 【請求項１】 化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微
細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼部材。 - 【請求項２】 化学成分として重量％でＣ：０．２５〜
０．３５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．２〜１．
０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１
％、Ｎｉ：７〜１２％を含有し、さらにＣｒ：０．１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．０５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０
００３〜０．００５％のうち一種あるいは二種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、旧オース
テナイト粒径５μｍ以下の微細粒を有する、引張強さ１
４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部
材。 - 【請求項３】 請求項１または２の化学成分を有する高
強度鋼部材を製造する方法において、鋼を８５０℃から
１０００℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以下Ｍ
ｓ点以上の温度域で、減面率２０％〜５０％の仕上げ加
工をして直ちに冷却する工程と、その後の熱処理でＡＣ
３点以上９００℃以下に急速加熱して直ちに冷却する工
程を有することを特徴とする、引張強さ１４００ＭＰａ
以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24291397A JPH1180903A (ja) | 1997-09-08 | 1997-09-08 | 遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24291397A JPH1180903A (ja) | 1997-09-08 | 1997-09-08 | 遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1180903A true JPH1180903A (ja) | 1999-03-26 |
Family
ID=17096083
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24291397A Pending JPH1180903A (ja) | 1997-09-08 | 1997-09-08 | 遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1180903A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303207A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 |
| CN1107729C (zh) * | 2000-04-20 | 2003-05-07 | 钢铁研究总院 | 耐延迟断裂高强钢的等温淬火制备方法 |
| JP2006249458A (ja) * | 2005-03-08 | 2006-09-21 | Jfe Bars & Shapes Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその製造方法 |
| CN100344774C (zh) * | 2005-11-01 | 2007-10-24 | 广东工业大学 | 50钢电脑cpu扣具热处理工艺方法 |
| CN100392120C (zh) * | 2005-07-29 | 2008-06-04 | 上海汽轮机有限公司 | 亚临界汽轮机螺栓钢细晶粒处理工艺方法 |
| JP2008156678A (ja) * | 2006-12-21 | 2008-07-10 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性および耐腐食性に優れた高強度ボルト |
| CN101899556A (zh) * | 2010-08-11 | 2010-12-01 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 高温承压用铁素体耐热钢细化粗大晶粒的热处理方法 |
| US8216400B2 (en) | 2008-09-17 | 2012-07-10 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| US8500924B2 (en) | 2008-11-11 | 2013-08-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| US9023159B2 (en) | 2008-06-19 | 2015-05-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for heat treatment |
| JP2016050330A (ja) * | 2014-08-29 | 2016-04-11 | 日産自動車株式会社 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト |
-
1997
- 1997-09-08 JP JP24291397A patent/JPH1180903A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2016050330A (ja) * | 2014-08-29 | 2016-04-11 | 日産自動車株式会社 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト |
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