JPS5861219A - 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼Info
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- JPS5861219A JPS5861219A JP56153484A JP15348481A JPS5861219A JP S5861219 A JPS5861219 A JP S5861219A JP 56153484 A JP56153484 A JP 56153484A JP 15348481 A JP15348481 A JP 15348481A JP S5861219 A JPS5861219 A JP S5861219A
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- fracture resistance
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- 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
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】
本発明は耐遅れ破壊性にすぐれた高張力強靭鋼の製造法
に関するものである。
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。しかしこのよラ−な高
張力鋼では、自然環境のもとて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ほしている。
強度の材料が要求されつつある。しかしこのよラ−な高
張力鋼では、自然環境のもとて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ほしている。
本発明は引張強さ１００ ｋｔｔ／龍”以上を有し、か
つ遅れ破壊抵抗の大きい高張力鋼およびその製法に関す
るものである。
つ遅れ破壊抵抗の大きい高張力鋼およびその製法に関す
るものである。
本発明はＣＯ，１５〜０．５０チ、Ｓｊｌ、５０％以下
。
。
Ｍｎ０．２〜１．５０％、Ｃ’ｒ２．００％以下、８０
．０００５〜０．００３０９Ｇ、酸可溶＊ｚｏ、ｏｏｓ
〜０．１００チ、ＰＯＤＩＯ−以下、ＮＯ，００２０％
以下、７１０．０１０〜０．０５０１１Ｇ残部鉄及び不
可避不純物よりなる鋼を人３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Ａ
１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破
壊特性なら・びに靭性のすぐれた高張力鋼材の製造法、
及びｃｏ、ｉｓ〜０．５０％、 ８１１．５０％以下、
Ｍｎ ０．２０〜１５０９Ｇ、Ｃｒ２．００９１以下
、 Ｂ Ｏ，０００５〜０．００３０１ｇ 。
．０００５〜０．００３０９Ｇ、酸可溶＊ｚｏ、ｏｏｓ
〜０．１００チ、ＰＯＤＩＯ−以下、ＮＯ，００２０％
以下、７１０．０１０〜０．０５０１１Ｇ残部鉄及び不
可避不純物よりなる鋼を人３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Ａ
１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破
壊特性なら・びに靭性のすぐれた高張力鋼材の製造法、
及びｃｏ、ｉｓ〜０．５０％、 ８１１．５０％以下、
Ｍｎ ０．２０〜１５０９Ｇ、Ｃｒ２．００９１以下
、 Ｂ Ｏ，０００５〜０．００３０１ｇ 。
酸可溶Ａｚｏ、６ｏｓ〜０．１０チ、Ｐｏ、０１０−以
下、ＮＯ，００２０％以下、 ’ｌ’１０．０１０〜０
．０５０チよシ成る基本成分に１さらにＭｏ ０．５０
％以下、ｖｏ、２〇−以下。
下、ＮＯ，００２０％以下、 ’ｌ’１０．０１０〜０
．０５０チよシ成る基本成分に１さらにＭｏ ０．５０
％以下、ｖｏ、２〇−以下。
Ｎｂ Ｏ，１０−以下、ＣｕＯ，５０−以下を１種また
は２種以上含有し、残部鉄及び不可避不純物よシなる鋼
を対象とし、この鋼をＡ３変態点以上の温度でオーステ
ナイト化後、水、油あるいは塩浴に焼入しひきつづ１！
Ａ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする耐遅れ
破壊特性にすぐれた高張力鋼の製造法である。
は２種以上含有し、残部鉄及び不可避不純物よシなる鋼
を対象とし、この鋼をＡ３変態点以上の温度でオーステ
ナイト化後、水、油あるいは塩浴に焼入しひきつづ１！
Ａ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする耐遅れ
破壊特性にすぐれた高張力鋼の製造法である。
本発明で耐遅れ破壊性が飛躍的に向上する理由は、破壊
の起点となり易い結晶粒界に濃縮偏析して粒界強度を脆
弱させるＰおよびＮを低減し、同時に適量のＴＩ添加に
よって結晶の粒成長を抑制することに基づくものである
。
の起点となり易い結晶粒界に濃縮偏析して粒界強度を脆
弱させるＰおよびＮを低減し、同時に適量のＴＩ添加に
よって結晶の粒成長を抑制することに基づくものである
。
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。
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、５０１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。
が、０．１５％未満では所定の強度が得られない。また
０、５０１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。
引は鋼の強度を高めるのに必要であるが、１．５０チを
こえると靭性の劣化が著しいので上限を１．５０チとす
る。
こえると靭性の劣化が著しいので上限を１．５０チとす
る。
Ｍｎは脱酸の蔭か焼入性の向上に有効な元素であシ、最
低０．２０％の添加は必要であるが１．５０４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。
低０．２０％の添加は必要であるが１．５０４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力ｔ１０．０００５％−未満ではそ
のｄ果は／Ｊ％さく、またｏ、ｏｏｓｏ嗟をこえてもφ
大竹向上効果ははとんど変らないので組成範囲をｏ、ｏ
ｏｏｓ〜０．００３０−とした・ 酸可溶ＡＡは脱酸剤としての目的のｉｔ ｄ−、鋼中Ｎ
。
．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力ｔ１０．０００５％−未満ではそ
のｄ果は／Ｊ％さく、またｏ、ｏｏｓｏ嗟をこえてもφ
大竹向上効果ははとんど変らないので組成範囲をｏ、ｏ
ｏｏｓ〜０．００３０−とした・ 酸可溶ＡＡは脱酸剤としての目的のｉｔ ｄ−、鋼中Ｎ
。
０を固定するため添加するＩｔ、ｏ、１０）以上では鋼
の靭性が著しく低下するので、上限をｏ、ｔｏｎとする
。
の靭性が著しく低下するので、上限をｏ、ｔｏｎとする
。
Ｐ、ＮおよびＴＩは本発明における重要な成分元素であ
る。
る。
ＰおよびＮはいずれも結晶粒界に濃縮偏析しやすく、こ
れによって粒界強度を低下させ遅れ破壊抵抗を着しく劣
化させるので、上限を０．０１０１および０．００２０
嘔にそれぞれ限定する。
れによって粒界強度を低下させ遅れ破壊抵抗を着しく劣
化させるので、上限を０．０１０１および０．００２０
嘔にそれぞれ限定する。
ＴＩは結晶粒の微細化を目的として、ｏ、ｏ ｉ ｏ〜
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、同時にムＬＮ生成量の減少によりて結
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、細粒化に効果のある０、０
１０％以上を添加する。しかし０．０５０５６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ｏ、ｏ゛ｓｏ−を上限とする。
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、同時にムＬＮ生成量の減少によりて結
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、細粒化に効果のある０、０
１０％以上を添加する。しかし０．０５０５６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ｏ、ｏ゛ｓｏ−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、Ｍｅ ０．５０ ｌｂ以下。
を目的に、必要に応じて、Ｍｅ ０．５０ ｌｂ以下。
ｖｏ、ｚｏ＊以下、 Ｎｂ ｏ、 １０ Ｓ以下、Ｃｕ
０．５０％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。
０．５０％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。
次に本発明の具体的実施例について説明する。、。
第１表は実施例に用いた本発明鋼■〜■および従来鋼■
〜■の化学成分である。
〜■の化学成分である。
第２表は熱処理条件と機械的性質およびメ゛−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。
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１１７〜１１９ゆ７ｗ”に焼入−焼戻
した鋼から製作した丸棒切欠４１張型遅れ破壊試験片を
用い、ｐＨ３，５の緩衝溶液（１，５９チ酢酸ナトリウ
ム＋Ｈｃｔ ）中で行なった遅れ破壊試験（負荷窓カニ
切欠引張強さく Ｎ、Ｔ、Ｓ ） Ｘ Ｏ，６）結勅−
例である。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。
した鋼から製作した丸棒切欠４１張型遅れ破壊試験片を
用い、ｐＨ３，５の緩衝溶液（１，５９チ酢酸ナトリウ
ム＋Ｈｃｔ ）中で行なった遅れ破壊試験（負荷窓カニ
切欠引張強さく Ｎ、Ｔ、Ｓ ） Ｘ Ｏ，６）結勅−
例である。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Ｍ２２Ｘ１００１Ｉサイズのメルトに成形
し、遅れ破壊現μを促進させる目的でその強度レベルを
１３５ ｋｇ／ｓｍ”と１４０ｋｆ／削１にそれぞれ熱
処理し、実際の鋼板に締付け６０℃の高温高湿槽で約１
０ケ月放置した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。
し、遅れ破壊現μを促進させる目的でその強度レベルを
１３５ ｋｇ／ｓｍ”と１４０ｋｆ／削１にそれぞれ熱
処理し、実際の鋼板に締付け６０℃の高温高湿槽で約１
０ケ月放置した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。
第３表
試験条件
よびＮの組成範囲は本発明鋼と同じであるが、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。
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。
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、高カ
ゴルト、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。
にないすぐれた耐遅れ破壊性と靭性を有するので、高カ
ゴルト、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２ｍＶノクチン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一３４５溶液中に
おける遅れ破壊時間を示す図である。 第 １ 図 ８式１％灸過度Ｃ） 第２関 手続補正書 １、事ｆ４の表示 昭和ｊｌｙ ｑ＃＋ｆ 許願第１ダ３弘μ号事イ↑と
の関係 出 願 人 →ト→←→（へ）÷− 氏 名（名利、）年ｆ＋ ｒ３不敬４戎対人、４に〉名
Ｌ４、代理人 １１、所 東京都Ｔ−代田区丸の内２丁目６番２号丸
の内八重洲ビル３３０補 正 書 本願明細書及び図面中下記事項を補正いたします、。 記 １、明細書を別紙の如く全文訂正する。 ２、図面中「第３図」を本日新たに追加する０明
細 書 １、発明の名称 耐遅れ破壊性にすぐれ在高張力強靭鋼 ２、特許請求の範囲 １ ’ｃｏ、ｔ ５〜０．５０ｓ、 Ｓｉ １．５０
４以下、Ｍｎ０．２０〜１８５０％、Ｃｒ２．００１以
下、Ｂ（１，０００５〜０．００３０俤、酸可溶ｋｌ
Ｏ，００５〜０．１０係、ｐｏ、ｏｔｏ−以下、ＮＯ，
００２０俤以下、Ｔｉ Ｏ，０１０〜０．０５０チ残部
鉄及び不可避不純物よりなり、焼入れ焼戻しによって焼
戻しマル〒シ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 ＧＯ，１５〜０．５０％、Ｓｉ１．５０４以下
、Ｍｎ０．２０〜１．５０％、Ｃｒ ２．００ 僑以下
、Ｂｏ、０００５〜０．００３０優、酸可溶春１．ＯＱ
５〜０．ＩＯ％、ＰＯ，Ｏ１Ｏ係以下、ＭＱ、００２０
ヂ以下、Ｔｉ Ｏ，０１０〜０．０５０４と、Ｍｏｏ、
５０’１以下、Ｖｏ、２０９６以下、ＮｂＯ，１０１以
下、ＣＵＯ，５（ｌ以下の１稚まだｔ′ｉ２棟以上と、
残部鉄及び不可避不純物とよりなり、焼入れ焼戻しＫよ
って焼戻しマルチ、、”ｊイト組織を有する、耐遅れ破
壊性にすぐれた篩張力強靭鋼。 ３、発明の詳細な説明 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一
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、自然環境のもとて突然静的に脆性破壊を生じ
る所謂［遅れ破壊、Ｊが数多く経験さパ、これら高張力
鋼の使用に著しい制限をおよほしているＯ 本発明は引張強さｔ ｏ ｏ Ｋ’ｓ／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
ついての調査結果から、破壊の起炸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−る事実
をつきとめ、Ｐ、ｈによって結晶粒界の脆弱化が生じて
いると考えた０ 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を退勤：ｆＪΣ加して結晶の粒 ゛
成長を抑制し、焼入れ焼戻し処理を行って焼戻しマルテ
シ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０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
ＰＸＳ、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によって公知であるが
、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、ＣＯ，１５〜０．
５０９に、 Ｓｉ １．５０ Ｔｏ以下、Ｍｎ ０．
２〜１．５０ ％、Ｃｒ２．００チ以下、Ｂｏ、０００
５〜０．００３０優、酸可溶Ａｔ０．００５〜０．１０
０４、Ｐｏ、０１０１以下、ＮＯ，００２０チ以下、Ｔ
ｉ Ｏ，０１０〜０．０５０’ｌ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する特許発明ハ、サラＩ
ＩＣＭｏＯ，５０Ｓ以下、Ｖｏ、２０９１以下、Ｎｂｏ
、ｔｏｓ以下、Ｃｕ０．５０９１以下の１種または２ｆ
ｆｉ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０また
０、５０俤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Ｏ ８ｉは鋼の強度を高めるのに必要であるが、１．５０係
をこえると靭性の劣化が著しいので上限を１．５０−と
するＯ ＭｎＦｉ脱酸の＃１か焼入性の向上に有効な元素であり
、最低０．２０鴫の添加は必要であるが、１．５０俤以
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１．５（Ｍｌを上限とする。 ＣｒＶｉ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俤に限定する。 Ｂｄ微量の添加で焼入性向上に有効であるが、０．００
０５係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０．０００５〜０．００３０１とした。 酸可溶Ａｔは脱酸剤としての目的のほか、鋼中Ｎ１０を
固定するため添加するが、ｏ、”１ｏｑｂ以上では−の
靭性が著しく低下するので、上限を０．１０係とする。 Ｐ、Ｎ及びＴｉけ本発明における１壺な成分元素である
。 Ｐ及びＮはいずれも結晶粒界に濃縮偏析しやすく、これ
によっ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ｏ、ｏｉ。 嘔及び０．００２０％にそれぞれ限定する。 Ｔｉ１ｔ結晶粒の微細化を目的として、０．０１０〜ｏ
、ｏｓｏチ添加する。Ｎの低減は耐遅れ破壊性の向上に
有効であるが、同時にＡｚＮ生成量の減少によって結晶
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を細粒化に効果のめるｏ
、ｏｔｏ−以上添加するＯしかしＱ、０５０俤以上の添
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０．０５〇−を上限とする０ その他強度上昇、焼入性向上おるいけ結晶粒の微細化を
目的に、必要に応じて、Ｍｏ０．５０１Ｇ以下、Ｖｏ、
２０１以下、Ｎｂ Ｏ，ｌ ０１１．以下、ＣｕＯ，５
ｃＮＧ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Ｏ 本発明の高張力強靭鋼を製造するには、前記鋼をＡｓ変
態点以上の温度でオーステすイト化し、水、油、塩浴中
に焼入後ひきつづいてＡ１変謔点以下の温度で焼戻す。 オーステナイト化温度は、Ａｓ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Ｏ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■〜
■の化学成分でらるＯ 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υ末完明鋼の延性、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１１７〜１１９（−に焼入−焼戻した
鋼から製作］７た試験片径５ＩＩＩＩ＋で円周方向に深
さｌ■、先端８０．０６ｍ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，
５９１酢酸ナトリウム水溶液にｐＨ調整のためＨＣｔを
添加）中で行なっ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
張強さく 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２２ｍ、長さ１１０１）＋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１３５（−と１４０Ｋｖ’−Ｉ Ｋそれぞれ熱処理
し、板厚５０箇の鋼板にナツト回転角２４０°で各５本
当シ締付け、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０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◎第３表 試験条件 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０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表に不すＰ含有１・の異なる鋼
を焼入−焼戻によって引張強さを１１８〜ｔ２ｏＪＪに
そろえ、先に述べた丸棒切欠型遅れ破壊試験片を用いｐ
Ｈ３，５の緩衝溶液中で遅れ破壊試験を行なった。 この結果は第３図にみられる通り、Ｐがｏ、ｏ ｔ 。 チ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ｏ、ｏｉ。 チ以下にすることａ、本発明の重要なボイシトである〇 このように本発明により製造された豊張力鋼は、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Ｏ 第 ４ 表 ４、図面の簡単な説明 第１図は２■Ｖノ・リチシャ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ｐＨ３，５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
性におよほすＰの影響を示す因である。 代理人 谷 山 輝 雄
線図、第２図は丸棒切欠試片を用いた一３４５溶液中に
おける遅れ破壊時間を示す図である。 第 １ 図 ８式１％灸過度Ｃ） 第２関 手続補正書 １、事ｆ４の表示 昭和ｊｌｙ ｑ＃＋ｆ 許願第１ダ３弘μ号事イ↑と
の関係 出 願 人 →ト→←→（へ）÷− 氏 名（名利、）年ｆ＋ ｒ３不敬４戎対人、４に〉名
Ｌ４、代理人 １１、所 東京都Ｔ−代田区丸の内２丁目６番２号丸
の内八重洲ビル３３０補 正 書 本願明細書及び図面中下記事項を補正いたします、。 記 １、明細書を別紙の如く全文訂正する。 ２、図面中「第３図」を本日新たに追加する０明
細 書 １、発明の名称 耐遅れ破壊性にすぐれ在高張力強靭鋼 ２、特許請求の範囲 １ ’ｃｏ、ｔ ５〜０．５０ｓ、 Ｓｉ １．５０
４以下、Ｍｎ０．２０〜１８５０％、Ｃｒ２．００１以
下、Ｂ（１，０００５〜０．００３０俤、酸可溶ｋｌ
Ｏ，００５〜０．１０係、ｐｏ、ｏｔｏ−以下、ＮＯ，
００２０俤以下、Ｔｉ Ｏ，０１０〜０．０５０チ残部
鉄及び不可避不純物よりなり、焼入れ焼戻しによって焼
戻しマル〒シ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 ＧＯ，１５〜０．５０％、Ｓｉ１．５０４以下
、Ｍｎ０．２０〜１．５０％、Ｃｒ ２．００ 僑以下
、Ｂｏ、０００５〜０．００３０優、酸可溶春１．ＯＱ
５〜０．ＩＯ％、ＰＯ，Ｏ１Ｏ係以下、ＭＱ、００２０
ヂ以下、Ｔｉ Ｏ，０１０〜０．０５０４と、Ｍｏｏ、
５０’１以下、Ｖｏ、２０９６以下、ＮｂＯ，１０１以
下、ＣＵＯ，５（ｌ以下の１稚まだｔ′ｉ２棟以上と、
残部鉄及び不可避不純物とよりなり、焼入れ焼戻しＫよ
って焼戻しマルチ、、”ｊイト組織を有する、耐遅れ破
壊性にすぐれた篩張力強靭鋼。 ３、発明の詳細な説明 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一
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、自然環境のもとて突然静的に脆性破壊を生じ
る所謂［遅れ破壊、Ｊが数多く経験さパ、これら高張力
鋼の使用に著しい制限をおよほしているＯ 本発明は引張強さｔ ｏ ｏ Ｋ’ｓ／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
ついての調査結果から、破壊の起炸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−る事実
をつきとめ、Ｐ、ｈによって結晶粒界の脆弱化が生じて
いると考えた０ 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を退勤：ｆＪΣ加して結晶の粒 ゛
成長を抑制し、焼入れ焼戻し処理を行って焼戻しマルテ
シ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０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
ＰＸＳ、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によって公知であるが
、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、ＣＯ，１５〜０．
５０９に、 Ｓｉ １．５０ Ｔｏ以下、Ｍｎ ０．
２〜１．５０ ％、Ｃｒ２．００チ以下、Ｂｏ、０００
５〜０．００３０優、酸可溶Ａｔ０．００５〜０．１０
０４、Ｐｏ、０１０１以下、ＮＯ，００２０チ以下、Ｔ
ｉ Ｏ，０１０〜０．０５０’ｌ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する特許発明ハ、サラＩ
ＩＣＭｏＯ，５０Ｓ以下、Ｖｏ、２０９１以下、Ｎｂｏ
、ｔｏｓ以下、Ｃｕ０．５０９１以下の１種または２ｆ
ｆｉ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０また
０、５０俤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Ｏ ８ｉは鋼の強度を高めるのに必要であるが、１．５０係
をこえると靭性の劣化が著しいので上限を１．５０−と
するＯ ＭｎＦｉ脱酸の＃１か焼入性の向上に有効な元素であり
、最低０．２０鴫の添加は必要であるが、１．５０俤以
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１．５（Ｍｌを上限とする。 ＣｒＶｉ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俤に限定する。 Ｂｄ微量の添加で焼入性向上に有効であるが、０．００
０５係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０．０００５〜０．００３０１とした。 酸可溶Ａｔは脱酸剤としての目的のほか、鋼中Ｎ１０を
固定するため添加するが、ｏ、”１ｏｑｂ以上では−の
靭性が著しく低下するので、上限を０．１０係とする。 Ｐ、Ｎ及びＴｉけ本発明における１壺な成分元素である
。 Ｐ及びＮはいずれも結晶粒界に濃縮偏析しやすく、これ
によっ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ｏ、ｏｉ。 嘔及び０．００２０％にそれぞれ限定する。 Ｔｉ１ｔ結晶粒の微細化を目的として、０．０１０〜ｏ
、ｏｓｏチ添加する。Ｎの低減は耐遅れ破壊性の向上に
有効であるが、同時にＡｚＮ生成量の減少によって結晶
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を細粒化に効果のめるｏ
、ｏｔｏ−以上添加するＯしかしＱ、０５０俤以上の添
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０．０５〇−を上限とする０ その他強度上昇、焼入性向上おるいけ結晶粒の微細化を
目的に、必要に応じて、Ｍｏ０．５０１Ｇ以下、Ｖｏ、
２０１以下、Ｎｂ Ｏ，ｌ ０１１．以下、ＣｕＯ，５
ｃＮＧ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Ｏ 本発明の高張力強靭鋼を製造するには、前記鋼をＡｓ変
態点以上の温度でオーステすイト化し、水、油、塩浴中
に焼入後ひきつづいてＡ１変謔点以下の温度で焼戻す。 オーステナイト化温度は、Ａｓ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Ｏ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■〜
■の化学成分でらるＯ 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υ末完明鋼の延性、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１１７〜１１９（−に焼入−焼戻した
鋼から製作］７た試験片径５ＩＩＩＩ＋で円周方向に深
さｌ■、先端８０．０６ｍ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，
５９１酢酸ナトリウム水溶液にｐＨ調整のためＨＣｔを
添加）中で行なっ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
張強さく 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２２ｍ、長さ１１０１）＋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１３５（−と１４０Ｋｖ’−Ｉ Ｋそれぞれ熱処理
し、板厚５０箇の鋼板にナツト回転角２４０°で各５本
当シ締付け、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０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◎第３表 試験条件 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０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表に不すＰ含有１・の異なる鋼
を焼入−焼戻によって引張強さを１１８〜ｔ２ｏＪＪに
そろえ、先に述べた丸棒切欠型遅れ破壊試験片を用いｐ
Ｈ３，５の緩衝溶液中で遅れ破壊試験を行なった。 この結果は第３図にみられる通り、Ｐがｏ、ｏ ｔ 。 チ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ｏ、ｏｉ。 チ以下にすることａ、本発明の重要なボイシトである〇 このように本発明により製造された豊張力鋼は、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Ｏ 第 ４ 表 ４、図面の簡単な説明 第１図は２■Ｖノ・リチシャ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ｐＨ３，５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
性におよほすＰの影響を示す因である。 代理人 谷 山 輝 雄
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ０，１５〜０．５０９Ｇ、８１１．５０−以下。 Ｍｎ Ｏ，２０〜１．５０ Ｓ 、 Ｃｒ ２．００
Ｌｓ＊以下Ｂｏ、ｏｏｏｓ〜０．００３０１酸可溶Ａｊ
Ｏ，００５〜０．１０嗟。 Ｐｏ、０１０％以下、ＮＯ，００２０−以下、 ’ｒｉ
Ｏ，０１０〜０．０５０％残部鉄及び不可避不純物よ
υなる鋼を対象とし、この鋼をＡ３変態点以上の温度で
゛オーステナイト化後、采、油あるいは塩浴に焼入しひ
きつづきＡＩ変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とす
る耐遅れ破壊特性にすぐれた高張力鋼の製造法・ ２、Ｃ０，１５〜０．５０９ｂ、８１１．５０−以下。 Ｍｍ ０．２０〜１．５０ ％ 、 Ｃｒ ２． Ｏ０
−以下、Ｂｏ、ｏｏｏｓ〜０．００３０１Ｇ、酸可溶Ａ
ＡＯＤＯ５〜０．１０１Ｇ。 Ｐｏ、０１０−以下、ＮＯ，００２Ｇ−以下、’ｉ’１
０．０１０〜０．０５０−より成る基本成分に、さらに
Ｍｅ ０．５０１１以下、Ｖｏ、２Ｇ−以下、 Ｎｂ
ｏ、 ｉ ｏ ＊以下ｍｃｕ０．５０％以下を１糧また
は２種以上含有し、残部鉄及び不可避不純物よシなる鋼
を対象とし、この鋼をＡ３変態点以上の温度でオーステ
ナイト化後、水、油あるいは塩浴に焼入しひきつづきＡ
ｓ変態点以下の温度で焼戻す仁とを特徴とする耐遅れ破
壊特性にすぐ画高張力鋼の製造法ｂ
Priority Applications (3)
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|---|---|---|---|
| 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 |
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| 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 true JPS5861219A (ja) | 1983-04-12 |
| JPH0135066B2 JPH0135066B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=15563576
Family Applications (1)
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| 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 |
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