JPS58113317A - 耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製造法 - Google Patents
耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製造法Info
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- JPS58113317A JPS58113317A JP21146881A JP21146881A JPS58113317A JP S58113317 A JPS58113317 A JP S58113317A JP 21146881 A JP21146881 A JP 21146881A JP 21146881 A JP21146881 A JP 21146881A JP S58113317 A JPS58113317 A JP S58113317A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、１２５ ｋｇｆ ／ｍ４以上の引張強さを
有し、かつ耐遅れ破壊性にすぐれた高張力ボルトやＰＣ
鋼棒、さらに高張力鋼板などの機械構造用強靭鋼の製造
法に関するものである。
有し、かつ耐遅れ破壊性にすぐれた高張力ボルトやＰＣ
鋼棒、さらに高張力鋼板などの機械構造用強靭鋼の製造
法に関するものである。
従来、一般に１００に９ｆ／−以上の引張強さを有する
機械構造用強靭鋼は、例えば０．３５％Ｃ−１、Ｏ％
Ｃｒ−ｏ、 ２ ’％Ｍｏ（ｉり組成を有するＪＩｓ−
８ＣＭ４３５の低合金鋼や、０３１％Ｃ−１８チＮｉ−
０，８％ｃｒ−０，２％Ｍｏの組成を有するＪ Ｉ Ｓ
−８Ｎ５−８ＮＣの低合金鋼、さらに０．２ ％Ｃ−０
，８％Ｃｒ−０００２％Ｂの組成（以上重量％）を有す
るボロン鋼などの熱延材に焼入れ、焼戻し処理を施すこ
とによって製造されている。
機械構造用強靭鋼は、例えば０．３５％Ｃ−１、Ｏ％
Ｃｒ−ｏ、 ２ ’％Ｍｏ（ｉり組成を有するＪＩｓ−
８ＣＭ４３５の低合金鋼や、０３１％Ｃ−１８チＮｉ−
０，８％ｃｒ−０，２％Ｍｏの組成を有するＪ Ｉ Ｓ
−８Ｎ５−８ＮＣの低合金鋼、さらに０．２ ％Ｃ−０
，８％Ｃｒ−０００２％Ｂの組成（以上重量％）を有す
るボロン鋼などの熱延材に焼入れ、焼戻し処理を施すこ
とによって製造されている。
しかし、これらの機械構造用強靭鋼を実用に供した場合
、１２５ ｋｇｉ： ／ｍｍ以上の引張強さを有するも
のにおいては、使用中に遅れ破壊を生じる場合があるこ
とから、高張力ボルトやＰＣ鋼棒をはじめとして自動車
や土木機械の重要保安部品としては品質安定性に欠ける
という問題がちるものであった。なお、遅れ破壊とは、
静荷重下におかれた鋼が、ある時間経過後に突然脆性的
に破断する現象であり、外部環境から鋼中に侵入した水
素による一種の水素脆性とされている。
、１２５ ｋｇｉ： ／ｍｍ以上の引張強さを有するも
のにおいては、使用中に遅れ破壊を生じる場合があるこ
とから、高張力ボルトやＰＣ鋼棒をはじめとして自動車
や土木機械の重要保安部品としては品質安定性に欠ける
という問題がちるものであった。なお、遅れ破壊とは、
静荷重下におかれた鋼が、ある時間経過後に突然脆性的
に破断する現象であり、外部環境から鋼中に侵入した水
素による一種の水素脆性とされている。
このようなことから上記の機械構造用強靭鋼においては
、その強度レベルが実用↓引張強さ−１２５ｋｇｆ ／
ｚｌｌ以下に制限されているのが現状であり、例えば高
力ボルトに関しては、ＪＩＳ−Ｂ−１１、８６（１９７
９）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平座
金セット」において、ＦＡＴ（引張強さ：８０〜１００
ｋｇｆ／−）、ＦｌＯＴ（同１００〜１２０ ｋｇｆ／
＋＋ｉ ） 、およびＦ ＬＩＴ（同１１０〜１３０ｋ
ｇｆ／ｍｄ）の３種に規定され、しかもＦ］、ＩＴにつ
いては、なるべく使用しないことと注意事項が付されて
いる。壕だ、土木建設機械用として耐摩耗性の要求され
る鋼板においても引張強さが１２５ ｋｇｆ／ｍｉを越
えるものでは使用中の遅れ破壊が問題とされている。
、その強度レベルが実用↓引張強さ−１２５ｋｇｆ ／
ｚｌｌ以下に制限されているのが現状であり、例えば高
力ボルトに関しては、ＪＩＳ−Ｂ−１１、８６（１９７
９）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平座
金セット」において、ＦＡＴ（引張強さ：８０〜１００
ｋｇｆ／−）、ＦｌＯＴ（同１００〜１２０ ｋｇｆ／
＋＋ｉ ） 、およびＦ ＬＩＴ（同１１０〜１３０ｋ
ｇｆ／ｍｄ）の３種に規定され、しかもＦ］、ＩＴにつ
いては、なるべく使用しないことと注意事項が付されて
いる。壕だ、土木建設機械用として耐摩耗性の要求され
る鋼板においても引張強さが１２５ ｋｇｆ／ｍｉを越
えるものでは使用中の遅れ破壊が問題とされている。
これに対して、上記の通常の低合金鋼より耐遅れ破壊性
のすぐれた鋼として、例えば１８％Ｎｉ−７５％Ｃｏ−
５％Ｍｏ−０，５％Ｔｉ−０．１％／Ｖ、の組成を有す
る１８％Ｎ１マルエージング鋼があシ、この鋼は、引張
強さが１５０ ｋｇｆ／−程度のものまで遅れ破壊の発
生なく使用できるが、きわめて高価な鋼であるため、経
済性の点で一部のきわめて限られた用途にしか実用化さ
れておらず、機械構造用として広く使用されるには到っ
ていない。
のすぐれた鋼として、例えば１８％Ｎｉ−７５％Ｃｏ−
５％Ｍｏ−０，５％Ｔｉ−０．１％／Ｖ、の組成を有す
る１８％Ｎ１マルエージング鋼があシ、この鋼は、引張
強さが１５０ ｋｇｆ／−程度のものまで遅れ破壊の発
生なく使用できるが、きわめて高価な鋼であるため、経
済性の点で一部のきわめて限られた用途にしか実用化さ
れておらず、機械構造用として広く使用されるには到っ
ていない。
一方、近年の構造物の大型化、並びに自動車やトラック
などの軽量化指向に伴って、機械構造部品の強度に対す
る要求が高まりつつあり、かかる点から高強度を有し、
かつ耐遅れ破壊性にすぐれた機械構造用鋼の開発が望ま
れている。
などの軽量化指向に伴って、機械構造部品の強度に対す
る要求が高まりつつあり、かかる点から高強度を有し、
かつ耐遅れ破壊性にすぐれた機械構造用鋼の開発が望ま
れている。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、１２５
ｋｇｆ／ｎｒｉ以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼を得べく研究を行なっ
た結果、鋼中の不可避不純物としてのＰの含有量を０．
０１．０％以下に下げると共に、熱間圧延後９００℃以
上の仕上温度から焼入れすると、Ｐのオーステナイト粒
界への偏析が著しく抑制されるようになり、この結果遅
れ破壊の原因となるオーステナイト粒界の脆化が阻止さ
れるようになり、さらに引続いて合金成分としてＣｒを
０５〜４０％含有させた状態で、４００〜４５０℃の温
度域で低温焼戻し処理を行なうと、例えばボルトの締め
付は力に不可欠の高い降伏点をもつようになるという知
見を得たのである。
ｋｇｆ／ｎｒｉ以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼を得べく研究を行なっ
た結果、鋼中の不可避不純物としてのＰの含有量を０．
０１．０％以下に下げると共に、熱間圧延後９００℃以
上の仕上温度から焼入れすると、Ｐのオーステナイト粒
界への偏析が著しく抑制されるようになり、この結果遅
れ破壊の原因となるオーステナイト粒界の脆化が阻止さ
れるようになり、さらに引続いて合金成分としてＣｒを
０５〜４０％含有させた状態で、４００〜４５０℃の温
度域で低温焼戻し処理を行なうと、例えばボルトの締め
付は力に不可欠の高い降伏点をもつようになるという知
見を得たのである。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであっ
て、Ｃ：０．１８〜０．２８％、Ｓｉ：０．５％９ ト
’ 、 ｌＡｎ ’、 ０．５〜２．５％、 Ｃｒ ；
０．５〜４．０％、Ｐ：０Ｏ１０Ｌ％以下を含有し、さ
らに必要に応じてＮｂ：０１チ以下、Ｖ：０．３％以下
、Ｂ ：０．００３％以下、およびＴｉ：０．０５％以
下のうちの１種または２種以上を含有し、残シがＦｅと
不可避不純物からなる組成（以上重量％）を有する鋼を
、仕上温度が９００℃以上となる条件で熱間圧延した後
、前記仕上温度から急冷し、引続いて４００〜４５０℃
の温度範囲内の温度で低温焼戻し処理を行なうことによ
って、１２５ ｋｇｆ／ｚ、３以上の引張強さを有し、
かつ耐遅れ破壊性にすぐれた機械構造用強靭鋼を製造す
ることに特徴を有するものである。
て、Ｃ：０．１８〜０．２８％、Ｓｉ：０．５％９ ト
’ 、 ｌＡｎ ’、 ０．５〜２．５％、 Ｃｒ ；
０．５〜４．０％、Ｐ：０Ｏ１０Ｌ％以下を含有し、さ
らに必要に応じてＮｂ：０１チ以下、Ｖ：０．３％以下
、Ｂ ：０．００３％以下、およびＴｉ：０．０５％以
下のうちの１種または２種以上を含有し、残シがＦｅと
不可避不純物からなる組成（以上重量％）を有する鋼を
、仕上温度が９００℃以上となる条件で熱間圧延した後
、前記仕上温度から急冷し、引続いて４００〜４５０℃
の温度範囲内の温度で低温焼戻し処理を行なうことによ
って、１２５ ｋｇｆ／ｚ、３以上の引張強さを有し、
かつ耐遅れ破壊性にすぐれた機械構造用強靭鋼を製造す
ることに特徴を有するものである。
つぎに、この発明の方法において、成分組成および熱処
理条件を上記の通りに限定した理由を説明する。
理条件を上記の通りに限定した理由を説明する。
Ａ、成分組成
（ａ） Ｃ
Ｃ成分には鋼に強度を付与する作用があるが、その含有
量が０．１８％未満では所望の強度を確保することがで
きず、一方０．２８％を越えて含有させると、他の合金
成分と関連して靭性が劣化するようになることから、そ
の含有量を０．１８〜０２８チと定めた。
量が０．１８％未満では所望の強度を確保することがで
きず、一方０．２８％を越えて含有させると、他の合金
成分と関連して靭性が劣化するようになることから、そ
の含有量を０．１８〜０２８チと定めた。
（ｂ） Ｓｉ
旧は鋼の脱酸のために必要な成分であるが、その含有量
が０．５％を越えると鋼の脆化が著しくなることから、
その上限値を０５％と定めた。
が０．５％を越えると鋼の脆化が著しくなることから、
その上限値を０５％と定めた。
（ｃ） Ｍｎ
鋼を十分に脱酸し、脱硫するだめには０５％以上のＭｎ
を含有させる必要がちるが、Ｍｎの含有量が２５％を越
えると鋼の加工性が著しく劣化するようになることから
、その含有量を０５〜２．５％と定めた。
を含有させる必要がちるが、Ｍｎの含有量が２５％を越
えると鋼の加工性が著しく劣化するようになることから
、その含有量を０５〜２．５％と定めた。
（ｄ） Ｃｒ
Ｃｒ成分には鋼の強度および焼入性を向上させ、かつ鋼
に焼戻軟化抵抗を付与する作用があるが、その含有量が
０．５％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方４．０％を越えて含有させても前記作用により一層の
向上効果は得られず、経済性を考慮し、その含有量を０
５〜４０％と定めた。
に焼戻軟化抵抗を付与する作用があるが、その含有量が
０．５％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方４．０％を越えて含有させても前記作用により一層の
向上効果は得られず、経済性を考慮し、その含有量を０
５〜４０％と定めた。
（ｅｌ Ｐ
Ｐの含有量が０．０１０％を越えると、熱間圧延後の鋼
に如何なる条件の焼入れ・焼戻し処理を施しことから、
その上限値を００１０％と定めた。
に如何なる条件の焼入れ・焼戻し処理を施しことから、
その上限値を００１０％と定めた。
（ｆｌ ＮｂおよびＶ
これらの成分には、鋼を細粒化あるいは析出硬化させて
鋼の強度を向上させる作用があるので、より高い強度が
要求される場合に必要に応じて含有されるが、Ｎｂ：０
．１％、Ｖ：０．３％をそれぞれ越えて含有させても、
よシ一層の強度向上効果は得られないことから、それぞ
れＮｂ：０．１％以下。
鋼の強度を向上させる作用があるので、より高い強度が
要求される場合に必要に応じて含有されるが、Ｎｂ：０
．１％、Ｖ：０．３％をそれぞれ越えて含有させても、
よシ一層の強度向上効果は得られないことから、それぞ
れＮｂ：０．１％以下。
ｖ；０３チ以下と定めた。
（ｇ） ＢおよびＴ１
これらの成分には鋼の焼入性を一段と向上させる作用が
あるので、特に鋼寸法が大きい場合に高強度を確保する
目的で必要に応じて含有されるが、それぞれＢ：０゜０
０３係およびＴｉ：０．０５％を越えて含有させると、
鋼の靭性が劣化するようになり、かつＴ１においては被
剛性も劣化するようになることから、それぞれＢ：０．
００３％以下、Ｔ１：０．０５チ以下と定めた。
あるので、特に鋼寸法が大きい場合に高強度を確保する
目的で必要に応じて含有されるが、それぞれＢ：０゜０
０３係およびＴｉ：０．０５％を越えて含有させると、
鋼の靭性が劣化するようになり、かつＴ１においては被
剛性も劣化するようになることから、それぞれＢ：０．
００３％以下、Ｔ１：０．０５チ以下と定めた。
Ｂ、熱処理条件
（ａｌ 焼入れ温度
従来、引張強さが１００ ｋｇｆ ／ｍｉを越える強靭
鋼は通常の低合金鋼の熱延鋼棒あるいは熱延鋼板をＡ、
ｃ３点以上に再加熱した後、焼入れし、引続いてＡｃ１
点以下の温度で焼戻すことによシ製造されている。しか
し、このような従来法による再加熱・焼入れ・焼戻しの
熱処理では、鋼中のＰのオーステナイト粒界への偏析が
促進し、鋼の耐遅れ破壊性が劣化するようになることは
前述の通シである。
鋼は通常の低合金鋼の熱延鋼棒あるいは熱延鋼板をＡ、
ｃ３点以上に再加熱した後、焼入れし、引続いてＡｃ１
点以下の温度で焼戻すことによシ製造されている。しか
し、このような従来法による再加熱・焼入れ・焼戻しの
熱処理では、鋼中のＰのオーステナイト粒界への偏析が
促進し、鋼の耐遅れ破壊性が劣化するようになることは
前述の通シである。
そこで、この発明の方法では、熱間圧延を９００℃以上
の仕上温度で終了し、そのまま直接焼入れを行なうこと
によって、Ｐのオーステナイト粒界への偏析を抑制し、
もって耐遅れ破壊性を改善するようにしたのである。し
たがって、熱間圧延における仕上温度が９００℃未満、
すなわち焼入れ温度が９００℃未満では、直接焼入れ焼
戻し後の鋼の機械的性質に異方性が顕著にあられれるば
かりでなく、耐遅れ破壊性も著しく劣化するようになる
ことから、直接焼入れ時の温度、すなわち熱間圧延にお
ける仕上温度を９００℃以上と定めたのである。
の仕上温度で終了し、そのまま直接焼入れを行なうこと
によって、Ｐのオーステナイト粒界への偏析を抑制し、
もって耐遅れ破壊性を改善するようにしたのである。し
たがって、熱間圧延における仕上温度が９００℃未満、
すなわち焼入れ温度が９００℃未満では、直接焼入れ焼
戻し後の鋼の機械的性質に異方性が顕著にあられれるば
かりでなく、耐遅れ破壊性も著しく劣化するようになる
ことから、直接焼入れ時の温度、すなわち熱間圧延にお
ける仕上温度を９００℃以上と定めたのである。
（ｂ） 焼戻し温度。
一般に焼入れままの鋼は降伏点が低いので、機械構造用
として使用した場合、使用中の応力緩和の増大、例えば
ボルトであれば締め付は力が下がるという問題があシ、
さらに焼入れままの状態では靭性、被剛性、および加工
性などが良好でないという問題がある。したがって、鋼
に所定の強度および靭性などを付与するためには焼入れ
後、焼戻し処理を行なう必要がある。しかし、この発明
の方法においては１．焼戻し温度を４００℃未満にする
と耐遅れ破壊性が劣化するようになシ、一方４５０℃を
越えた温度で焼戻しを行なうと、強度低下が著しいばか
りでなく、再び耐遅れ破壊性も同時に劣化するようにな
ることから、焼戻し温度を４００〜４５０℃に定めたの
である。
として使用した場合、使用中の応力緩和の増大、例えば
ボルトであれば締め付は力が下がるという問題があシ、
さらに焼入れままの状態では靭性、被剛性、および加工
性などが良好でないという問題がある。したがって、鋼
に所定の強度および靭性などを付与するためには焼入れ
後、焼戻し処理を行なう必要がある。しかし、この発明
の方法においては１．焼戻し温度を４００℃未満にする
と耐遅れ破壊性が劣化するようになシ、一方４５０℃を
越えた温度で焼戻しを行なうと、強度低下が著しいばか
りでなく、再び耐遅れ破壊性も同時に劣化するようにな
ることから、焼戻し温度を４００〜４５０℃に定めたの
である。
また、これらの限定理由は、第１図に示される鋼のＰ含
有量と焼戻し温度との関係図からも明らかである。すな
わち、第１図は、Ｐ含有量の異る種々の鋼を９５０℃の
仕上温度で熱間圧延した後、前記仕上温度から直接水冷
して焼入れし、焼入れ後種々の温度で焼戻し処理を行な
い、この結果得られた鋼について、耐遅れ破壊性を評価
するだめの定荷重型片持ち曲げ試験を行なった結果をプ
ロットしたものである。
有量と焼戻し温度との関係図からも明らかである。すな
わち、第１図は、Ｐ含有量の異る種々の鋼を９５０℃の
仕上温度で熱間圧延した後、前記仕上温度から直接水冷
して焼入れし、焼入れ後種々の温度で焼戻し処理を行な
い、この結果得られた鋼について、耐遅れ破壊性を評価
するだめの定荷重型片持ち曲げ試験を行なった結果をプ
ロットしたものである。
なお、定荷重型片持ち曲げ試験は、第２図に正面図で示
される形状（外径：２２ ｍｍφ、膨出部外径：２４朋
φ、膨出部長さ：６０ｍｍ、全長：１６０■、α：６０
°）の丸棒切欠付試験片を用い、切欠底に公称曲げ応カ
ニ ２６０ ｋｇｆ／ｍｉを付加すると共に、切欠部に
常温水を滴下して行ない、この状態を保持しながら、前
記試験片が破断に到るまでの時間（以下ｔ２６０という
）を測定１．た。第１図には、これらの結果を○印とＸ
印で示したが、○印はｔ２６０が１００時間以上のもの
、Ｘ印はｔ２６ｏが１００時間未満のものをそれぞれ示
す。第１図に示される結果から、Ｐ含有量が０．０１％
以下にして、焼戻し温度が４００〜４５０℃の場合に、
すぐれた耐遅れ破壊性を示すことが明らかである。
される形状（外径：２２ ｍｍφ、膨出部外径：２４朋
φ、膨出部長さ：６０ｍｍ、全長：１６０■、α：６０
°）の丸棒切欠付試験片を用い、切欠底に公称曲げ応カ
ニ ２６０ ｋｇｆ／ｍｉを付加すると共に、切欠部に
常温水を滴下して行ない、この状態を保持しながら、前
記試験片が破断に到るまでの時間（以下ｔ２６０という
）を測定１．た。第１図には、これらの結果を○印とＸ
印で示したが、○印はｔ２６０が１００時間以上のもの
、Ｘ印はｔ２６ｏが１００時間未満のものをそれぞれ示
す。第１図に示される結果から、Ｐ含有量が０．０１％
以下にして、焼戻し温度が４００〜４５０℃の場合に、
すぐれた耐遅れ破壊性を示すことが明らかである。
つぎに、この発明の方法を実施例によシ比較例と対比し
ながら説明する。
ながら説明する。
実施例 １
通常の溶解法により、それぞれ第１表に示される成分組
成をもった鋼を溶製した後、直径：９０ｍｍφ×長さ：
１０００ｍｍの寸法をもったビレットに成形し、ついで
前記ビレットを温度：１２００℃に１時間保持して加熱
した後、仕上温度が９５０℃となる条件で熱間圧延を行
ない、直径： ２５．、φ×長さ：５００ｍｍの寸法を
もった棒材とし、引続いて前記仕上温度から直ちに水冷
による焼入れを行ない、さらに温度°４２５℃に１時間
保持後水冷の焼戻し処理を行なうことによって、本発明
鋼棒１〜９．およびいずれもＰ含有量がこの発明の範囲
から外れて高い比較鋼棒１〜６をそれぞれ製造した。
成をもった鋼を溶製した後、直径：９０ｍｍφ×長さ：
１０００ｍｍの寸法をもったビレットに成形し、ついで
前記ビレットを温度：１２００℃に１時間保持して加熱
した後、仕上温度が９５０℃となる条件で熱間圧延を行
ない、直径： ２５．、φ×長さ：５００ｍｍの寸法を
もった棒材とし、引続いて前記仕上温度から直ちに水冷
による焼入れを行ない、さらに温度°４２５℃に１時間
保持後水冷の焼戻し処理を行なうことによって、本発明
鋼棒１〜９．およびいずれもＰ含有量がこの発明の範囲
から外れて高い比較鋼棒１〜６をそれぞれ製造した。
この結果得られた各種の鋼棒から、平行部直径：１４關
φの引張試験片および第２図に示される上記した寸法の
定荷重型片持ち曲げ試験用試験片を切出し、常温引張強
さおよび上記した条件と同一の条件にて破断時間（ｔ２
６０）を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて
示した。第１表の破断時間（ｔ２６０）の欄における○
印は１００時間以上の破断時間を示した場合を示し、同
×印は１００時間未満の破断時間しか示さなかった場合
を示すものである。
φの引張試験片および第２図に示される上記した寸法の
定荷重型片持ち曲げ試験用試験片を切出し、常温引張強
さおよび上記した条件と同一の条件にて破断時間（ｔ２
６０）を測定した。これらの測定結果を第１表に合せて
示した。第１表の破断時間（ｔ２６０）の欄における○
印は１００時間以上の破断時間を示した場合を示し、同
×印は１００時間未満の破断時間しか示さなかった場合
を示すものである。
第１表に示される結果から、本発明鋼棒１〜９は、いず
れも引張強さ： １３０ ｋｇｆ／７の高強度を有し、
かつｔ２６０も１００時間以上のすぐれた耐遅れ破壊性
を示すのに対して、Ｐ含有量がこの発明の範囲から外れ
た比較鋼棒１〜５およびＪＩＳ・ＳＣＭ ４３５に相当
する組成を有する比較鋼棒６は、引張強さ： １３０
ｋｇｆ／ｍｉ以上の高強度を示すものの、耐遅れ破壊性
はいずれも劣ったものであることが明らかである。
れも引張強さ： １３０ ｋｇｆ／７の高強度を有し、
かつｔ２６０も１００時間以上のすぐれた耐遅れ破壊性
を示すのに対して、Ｐ含有量がこの発明の範囲から外れ
た比較鋼棒１〜５およびＪＩＳ・ＳＣＭ ４３５に相当
する組成を有する比較鋼棒６は、引張強さ： １３０
ｋｇｆ／ｍｉ以上の高強度を示すものの、耐遅れ破壊性
はいずれも劣ったものであることが明らかである。
実施例 ２
成分組成を第２表に示されるものとし、かつ板材の寸法
を厚さ、２５朋Ｘ幅：１０（１＋ｉ＋Ｘ長さ。
を厚さ、２５朋Ｘ幅：１０（１＋ｉ＋Ｘ長さ。
５０（ｊｓｍとする以外は、実施例１におけると同一の
条件で本発明鋼板１〜３および比較鋼板１．２をそれぞ
れ製造した。なお、比較鋼板１．２はＰ含有量がこの発
明の範囲から外れて高い組成をもつものである。また、
第２表には、実施例１におけると同一の条件で測定した
引張強さおよびｔ２６０を示した。
条件で本発明鋼板１〜３および比較鋼板１．２をそれぞ
れ製造した。なお、比較鋼板１．２はＰ含有量がこの発
明の範囲から外れて高い組成をもつものである。また、
第２表には、実施例１におけると同一の条件で測定した
引張強さおよびｔ２６０を示した。
第２表に示される結果から、比較鋼板１．２に見られる
ように、焼入れ温度および焼戻し温度がこの発明の範囲
内にあっても、Ｐ含有量がこの発明の範囲から外れて高
くなると、高強度を示すものの耐遅れ破壊性の劣ったも
のになるのに対し゛て、本発明鋼板１〜３はいずれも高
強度とすぐれた耐遅れ破壊性をもつことが明らかである
。
ように、焼入れ温度および焼戻し温度がこの発明の範囲
内にあっても、Ｐ含有量がこの発明の範囲から外れて高
くなると、高強度を示すものの耐遅れ破壊性の劣ったも
のになるのに対し゛て、本発明鋼板１〜３はいずれも高
強度とすぐれた耐遅れ破壊性をもつことが明らかである
。
実施例 ３
成分組成を、Ｃ：０゜２３％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ
２１０６％、 Ｐ −０，００４％、 Ｃｒ−１，’
７６％からなるものとし、かつ熱間圧延後の熱処理条件
を第３表に示されるものとする以外は、実施例１におけ
ると同一の条件にて本発明鋼板１０〜１８および比較鋼
板７〜２２をそれぞれ製造し、さらにこの結果得られた
鋼板について、同じ〈実施例１におけると同一の条件に
て引張強さと破断時間（ｔ２６０ ）を測定した。これ
らの測定結果も第３表に合せて示した。
２１０６％、 Ｐ −０，００４％、 Ｃｒ−１，’
７６％からなるものとし、かつ熱間圧延後の熱処理条件
を第３表に示されるものとする以外は、実施例１におけ
ると同一の条件にて本発明鋼板１０〜１８および比較鋼
板７〜２２をそれぞれ製造し、さらにこの結果得られた
鋼板について、同じ〈実施例１におけると同一の条件に
て引張強さと破断時間（ｔ２６０ ）を測定した。これ
らの測定結果も第３表に合せて示した。
第３表において、比較鋼板１３〜１７に見られるように
仕上温度、すなわち焼入れ温度が９００℃未満の場合、
同じく比較鋼板１８〜２２に見られるように仕上温度が
９００℃以上でも熱間圧延後直ちに急冷しない場合には
、高強度が得られるものの、耐遅れ破壊性の劣ったもの
になっている。
仕上温度、すなわち焼入れ温度が９００℃未満の場合、
同じく比較鋼板１８〜２２に見られるように仕上温度が
９００℃以上でも熱間圧延後直ちに急冷しない場合には
、高強度が得られるものの、耐遅れ破壊性の劣ったもの
になっている。
このことは焼戻し温度がこの発明の範囲から外れた条件
で製造された比較鋼板７〜１２においても同様である。
で製造された比較鋼板７〜１２においても同様である。
これに対して、本発明鋼板１０〜１８は、いずれも高強
度とすぐれた耐遅れ破壊性を兼ね備えていることが明ら
かである。
度とすぐれた耐遅れ破壊性を兼ね備えていることが明ら
かである。
上述のように、この発明の方法によれば、引張強さ：
１２５ｋｇｆ／−以上の高強度と、定荷重型片持ち曲げ
試験で破断時間が１００時間を越えるすぐれた耐遅れ破
壊性を具備した機械構造用強靭鋼を製造することができ
、特にこれらの特性が要求される高張力ボルトの製造に
適する方法である。
１２５ｋｇｆ／−以上の高強度と、定荷重型片持ち曲げ
試験で破断時間が１００時間を越えるすぐれた耐遅れ破
壊性を具備した機械構造用強靭鋼を製造することができ
、特にこれらの特性が要求される高張力ボルトの製造に
適する方法である。
第１図は鋼のＰ含有量と焼戻し温度との関係図、第２図
は定荷重型片持ち曲げ試験用試験片の正面図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ＄１ 図 ρ含有量（ｗｊ％） 射２図
は定荷重型片持ち曲げ試験用試験片の正面図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ＄１ 図 ρ含有量（ｗｊ％） 射２図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１） Ｃ： ０．１８〜０．２８％、Ｓｉ：０．５
％以下。 Ｍｎ： ０．５〜２．５ ％、 ｃｒ ： ０．５〜４
．Ｏ％、 Ｐ ：０．０１チ以下を含有し、残りがＦｅ
と不可避不純物からなる組成（以上重量％）を有する鋼
を、仕上温度が９００℃以上となる条件で熱間圧延した
後、前記仕上温度から急冷し、引続いて４・００〜４５
０℃の温度範囲内の温度で焼戻し処理を行なうことを特
徴とする耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製
造法。 （２）Ｃ：０．１８〜０．２８チ、Ｓｉ：０．５％以下
。 Ｍｎ： ０．５〜２．５％、 Ｃｒ： ０．５〜４．０
％、Ｐ：０．０１チ以下を含有し、さらにＮｂ：０．１
％以下、ｖ：１− ０．３％以下、Ｂ：０．００３％以下、およびＴｉ：
０．０５チ以下のうちの１種または２種以上を含有し、
残シがＦｅと不可避不純物からなる組成（以上重量％）
を有する鋼を、仕上温度が９００℃以上となる条件で熱
間圧延した後、前記仕上温度から急冷し、引続いて４０
０〜４５０℃の温度範囲内の温度で焼戻し処理を行なう
ことを特徴とする耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強
靭鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21146881A JPS58113317A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21146881A JPS58113317A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58113317A true JPS58113317A (ja) | 1983-07-06 |
Family
ID=16606432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21146881A Pending JPS58113317A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 耐遅れ破壊性のすぐれた機械構造用強靭鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58113317A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61287872A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Iseki & Co Ltd | 乗用型苗植機 |
| JPS62136520A (ja) * | 1985-12-09 | 1987-06-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊特性のすぐれた高張力鋼線の製法 |
| JPH06228635A (ja) * | 1993-02-04 | 1994-08-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低降伏比鉄筋用鋼の製造方法 |
| CN105132815A (zh) * | 2015-09-28 | 2015-12-09 | 邢台钢铁有限责任公司 | 高强度大尺寸螺栓用冷镦钢及其生产方法 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP21146881A patent/JPS58113317A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61287872A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Iseki & Co Ltd | 乗用型苗植機 |
| JPS62136520A (ja) * | 1985-12-09 | 1987-06-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊特性のすぐれた高張力鋼線の製法 |
| JPH0559967B2 (ja) * | 1985-12-09 | 1993-09-01 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPH06228635A (ja) * | 1993-02-04 | 1994-08-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低降伏比鉄筋用鋼の製造方法 |
| CN105132815A (zh) * | 2015-09-28 | 2015-12-09 | 邢台钢铁有限责任公司 | 高强度大尺寸螺栓用冷镦钢及其生产方法 |
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