JPS5884960A - 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼Info
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- JPS5884960A JPS5884960A JP18190381A JP18190381A JPS5884960A JP S5884960 A JPS5884960 A JP S5884960A JP 18190381 A JP18190381 A JP 18190381A JP 18190381 A JP18190381 A JP 18190381A JP S5884960 A JPS5884960 A JP S5884960A
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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】
本発明は耐運れ破壊性のすぐれた高張力鋼に係シ、４１
に引張り強度１２０＃／−以上の高張力ゼルト材に関す
る。
に引張り強度１２０＃／−以上の高張力ゼルト材に関す
る。
近年、装置および構造物の大獄化、軽量化に悴−鋼材に
対する高強度化の要求は高壕っている。
対する高強度化の要求は高壕っている。
脣に構造物に高力ボルトによる摩擦接合工法が多ｊ１１
れ為ようＫなってから、高力ボルトに対すゐ高＊＊化の
要求は非常に大きいものがああ。
れ為ようＫなってから、高力ボルトに対すゐ高＊＊化の
要求は非常に大きいものがああ。
しかしながら、この高力ボルトは１９６０年代に試用さ
れた引張強［１３０＃／−クラスのポル）が遅れ破壊事
故を起こしたことから、安全性に疑問が持たれ、現在に
おいては引張強度１１０＃／−以下のものしか使用され
ていないのが実情であゐ。
れた引張強［１３０＃／−クラスのポル）が遅れ破壊事
故を起こしたことから、安全性に疑問が持たれ、現在に
おいては引張強度１１０＃／−以下のものしか使用され
ていないのが実情であゐ。
しかし高強度化による軽量化の利益はエネルギ−危機の
叫ばれている今日増々大きなものとなっている。
叫ばれている今日増々大きなものとなっている。
従来、自ａｉｍ境に暴露され九高張力鋼の遅れ破壊は下
記のようＫして発生すると考えられている。
記のようＫして発生すると考えられている。
すなわち腐食によって腐食孔が生成し、この腐食孔内は
外部積項との流通が困難なため低ｐＨ（３，５〜４０）
となる、この、ｐＨの低下に伴い腐食孔内における腐食
夏応による水素発生量が増大し、それによって鋼中に侵
入する水素量も増大する。この鋼中に侵入し九多量の水
素によって水素脆化が超ζ〉、鋼材が破壊するものと考
えられる。すなわち自然環境下における遅れ破壊は本質
的には水素魔性であ〉、鋼材の水素脆化感受性を低下さ
せるととＫよって耐逼れ破壊性を高めることができる。
外部積項との流通が困難なため低ｐＨ（３，５〜４０）
となる、この、ｐＨの低下に伴い腐食孔内における腐食
夏応による水素発生量が増大し、それによって鋼中に侵
入する水素量も増大する。この鋼中に侵入し九多量の水
素によって水素脆化が超ζ〉、鋼材が破壊するものと考
えられる。すなわち自然環境下における遅れ破壊は本質
的には水素魔性であ〉、鋼材の水素脆化感受性を低下さ
せるととＫよって耐逼れ破壊性を高めることができる。
従来、水嵩脆化ＫＩＩＩしては多くの研究がなされ、と
の現象が鋼の組成、組織尋の冶金学的因子や、鋼に加わ
る応力状態、鋼に侵入する水素量等の種々の因子が複雑
に関連する現象であることが知られている。而してこの
水素脆化感受性を低下させ巻方法として、鋼の成分、熱
処理を工夫することが提案されているが、いずれも完全
な対策となり得ず、ｉ九方法によっては高価な合金元素
を使用し九シ、複雑な熱処理を要することとなり、製造
；ストを着しく上昇させ現実的でないのが現状である。
の現象が鋼の組成、組織尋の冶金学的因子や、鋼に加わ
る応力状態、鋼に侵入する水素量等の種々の因子が複雑
に関連する現象であることが知られている。而してこの
水素脆化感受性を低下させ巻方法として、鋼の成分、熱
処理を工夫することが提案されているが、いずれも完全
な対策となり得ず、ｉ九方法によっては高価な合金元素
を使用し九シ、複雑な熱処理を要することとなり、製造
；ストを着しく上昇させ現実的でないのが現状である。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、耐逼れ
破壊性のすぐれた高張力鋼を提供するにあ為。
破壊性のすぐれた高張力鋼を提供するにあ為。
本発明者らは、水素脆性を引き起こす冶金学的因子を詳
細に研究した結果、水素脆性は鋼の偏析シよび介在物の
形態と密接な関連があることを見出し九。
細に研究した結果、水素脆性は鋼の偏析シよび介在物の
形態と密接な関連があることを見出し九。
すなわち鋼中に侵入した水素はＭｎおよびＰ等Ｏ偏析部
に生ずる硬度の高い部分に集中し易く、１＋介在物特に
圧延方向に伸長したＭｎＳ系介在物の周辺に集中し易−
い、ｔた割れは水素の集中したこれらの組織あるいは介
在物を起点として発生すること、および表面直下に存在
する伸長したＭｎＳ系介在物は孔食の起点となり応力集
中を起こすよう亀腐食孔を作〉、水素脆化感受性を高め
ること等が明らかＫｔつた。
に生ずる硬度の高い部分に集中し易く、１＋介在物特に
圧延方向に伸長したＭｎＳ系介在物の周辺に集中し易−
い、ｔた割れは水素の集中したこれらの組織あるいは介
在物を起点として発生すること、および表面直下に存在
する伸長したＭｎＳ系介在物は孔食の起点となり応力集
中を起こすよう亀腐食孔を作〉、水素脆化感受性を高め
ること等が明らかＫｔつた。
し九がって耐連れ破壊性を向上させるＫは、これらＭｎ
およびＰの偏析によって生じる組織と硬ＩＩＩ！Ｏ不均
一の解消とＭｎＳ系介在物の低減、球状化対策を同時に
実施することが最も有効であるという新しい知見を得え
。
およびＰの偏析によって生じる組織と硬ＩＩＩ！Ｏ不均
一の解消とＭｎＳ系介在物の低減、球状化対策を同時に
実施することが最も有効であるという新しい知見を得え
。
ｔえ最も偏析を起こし易く組織、硬度の不拘−！趨ζす
最大の原因であるＰＦｉＬｍを添加することによってＬ
ａＰが形成される丸めと考えられるがそれによってＰが
安定化され偏析が抑制されることも明らかになり九。
最大の原因であるＰＦｉＬｍを添加することによってＬ
ａＰが形成される丸めと考えられるがそれによってＰが
安定化され偏析が抑制されることも明らかになり九。
本発明・上記の新しい知見に基づき完成され丸もので第
１発明の要旨とするところは次のとおりである。すなわ
ち重量比でＣ；α１０〜α５ト１ｓＩ：α１５〜Ｌｏｏ
９！、Ｍｎ：α３〜２０１Ｇ、Ｐ：ａ０２Ｇ１１以下、
８：ａ０１０１以下、Ａｔ：へ０１〜０．１０１Ｇ、Ｌ
ｌ：α００１〜０．３０％、Ｃｍ：ａＯＯ１０〜α０１
Ｇ １Ｇ、Ｃｒ ： ０．２〜ＬＯｑＩＩ。
１発明の要旨とするところは次のとおりである。すなわ
ち重量比でＣ；α１０〜α５ト１ｓＩ：α１５〜Ｌｏｏ
９！、Ｍｎ：α３〜２０１Ｇ、Ｐ：ａ０２Ｇ１１以下、
８：ａ０１０１以下、Ａｔ：へ０１〜０．１０１Ｇ、Ｌ
ｌ：α００１〜０．３０％、Ｃｍ：ａＯＯ１０〜α０１
Ｇ １Ｇ、Ｃｒ ： ０．２〜ＬＯｑＩＩ。
Ｍｏ：α１〜ＬＯ−を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物よ）成ることを特徴とする耐遥れ破壊性にすぐ
れ丸高張力鋼、である。
的不純物よ）成ることを特徴とする耐遥れ破壊性にすぐ
れ丸高張力鋼、である。
第２発明の要旨とすゐところは第１発明と同一〇基本組
成のほかに更ＫＮｂ：α０１〜α２０％、Ｖ：ａＯｌ
〜０．２０１Ｇ、Ｔｌ ： Ｑ、 ０１〜（Ｌ １１、
Ｂ’：（Ｌ０００５〜０．００５１Ｇ、Ｃｕ：ＣＬ１５
〜（Ｌｌ０−１Ｎｌ ：α１０〜α６０慢のうちよυ選
ばれ九１種壜九は２種以上を含有し残部はＦｅおよび不
可避的不純物より成ることを特徴とする耐遅れ破壊性Ｏ
すぐれた高張力鋼である。
成のほかに更ＫＮｂ：α０１〜α２０％、Ｖ：ａＯｌ
〜０．２０１Ｇ、Ｔｌ ： Ｑ、 ０１〜（Ｌ １１、
Ｂ’：（Ｌ０００５〜０．００５１Ｇ、Ｃｕ：ＣＬ１５
〜（Ｌｌ０−１Ｎｌ ：α１０〜α６０慢のうちよυ選
ばれ九１種壜九は２種以上を含有し残部はＦｅおよび不
可避的不純物より成ることを特徴とする耐遅れ破壊性Ｏ
すぐれた高張力鋼である。
上記の２発明はいずれも次の２つの特徴を有している。
すなわち、α００１〜α３ｏ−のＬｍを添加するととＫ
よってＰを安定化し、Ｐの偏析を抑制し、偏析によって
生ずる組織、硬度の不均一を解消して遅れ破壊発生の組
織的原因の最も大きな４のを解決し、更Ｋ（１００１０
〜α０１Ｇ−のＣａを添加することＫよって、硫化物系
介在物の分散、球状化を行い孔食の起点となり、遅れ破
壊発生の原因となる介在物を無くすことができた。
よってＰを安定化し、Ｐの偏析を抑制し、偏析によって
生ずる組織、硬度の不均一を解消して遅れ破壊発生の組
織的原因の最も大きな４のを解決し、更Ｋ（１００１０
〜α０１Ｇ−のＣａを添加することＫよって、硫化物系
介在物の分散、球状化を行い孔食の起点となり、遅れ破
壊発生の原因となる介在物を無くすことができた。
なお上記の本発明の特徴は他の合金元素の添加あ為いは
熱処履等によって機能が低下することなく、又鋼の機械
的性質に悪影響を与えることもない。
熱処履等によって機能が低下することなく、又鋼の機械
的性質に悪影響を与えることもない。
次に本発＠Ｏ成分限定雇由について説明する。
Ｃ：
Ｃは鋼の強度、焼入性を向上させる元素であるが、ａｌ
ｏ−未満では高力ボルトとしての必要強度を得るのが困
難であ〉、α５５嗟を越すと焼割れを超こし晶くなｐ好
ましくないためα１０〜ａｓｓ＊ｏ範１１ＫｗＬ定し九
。
ｏ−未満では高力ボルトとしての必要強度を得るのが困
難であ〉、α５５嗟を越すと焼割れを超こし晶くなｐ好
ましくないためα１０〜ａｓｓ＊ｏ範１１ＫｗＬ定し九
。
Ｓｌ：
ｓ量は脱酸上必要な元素であシ、また耐遅れ破壊性を向
上Ｓ＜るが、α１ｓ−未満ではその効果が少なく、ＬＯ
Ｏ−を越えるとかえって耐遅れ破壊性を劣下させる丸め
α１５〜１．０ ＯＳの範囲に限定した。
上Ｓ＜るが、α１ｓ−未満ではその効果が少なく、ＬＯ
Ｏ−を越えるとかえって耐遅れ破壊性を劣下させる丸め
α１５〜１．０ ＯＳの範囲に限定した。
Ｍｆｉ：
ＢＪｆｉは強ｌＩ！ｏ強化に有効であるが、α３−未満
で紘必要強ｇｏ確保が難しく、λ０−を越すと靭性な損
うのでへ３〜１０−の範囲に限定した、Ｐは偏析し易く
、組織、硬度の不均一を発生させる原因となるので、で
きるだけ少ないのが望ましいが、製造コストの上からＬ
ａ添加による効果が得られる上限であるα０２０チ以下
に限定した。
で紘必要強ｇｏ確保が難しく、λ０−を越すと靭性な損
うのでへ３〜１０−の範囲に限定した、Ｐは偏析し易く
、組織、硬度の不均一を発生させる原因となるので、で
きるだけ少ないのが望ましいが、製造コストの上からＬ
ａ添加による効果が得られる上限であるα０２０チ以下
に限定した。
ａ：
８含有量がα０１０−を越すとＣａを添加しても介在物
の分散、球状化が十分性われず耐遅れ破壊性の向上が離
しいのでα０１〇−以下に限定しえ。
の分散、球状化が十分性われず耐遅れ破壊性の向上が離
しいのでα０１〇−以下に限定しえ。
ムＬ：
Ａｔは脱酸上必要であシ、ま九Ｃａの歩留りを向上させ
る元素であるが、α０１嗟未満ではその効果がなく、α
１０’＄を越すと結晶粒の粗大化を起むして材質を悪化
させ石など好ましくないのでα０１〜α１Ｇｍの範囲に
限定した。
る元素であるが、α０１嗟未満ではその効果がなく、α
１０’＄を越すと結晶粒の粗大化を起むして材質を悪化
させ石など好ましくないのでα０１〜α１Ｇｍの範囲に
限定した。
Ｌｍ ：
Ｌｍは本発明の必須元素であり、Ｐの偏析を抑制し組織
、硬度を均一化する効果があるが、（財）０１−未満で
はその効果がなく、α３０１Ｇを越す添加は経済的でな
い九め、α００１〜α３０−の範囲に＠定し九。
、硬度を均一化する効果があるが、（財）０１−未満で
はその効果がなく、α３０１Ｇを越す添加は経済的でな
い九め、α００１〜α３０−の範囲に＠定し九。
Ｃａ：
Ｃａ添加による介在物の分散・球状化のためＫは少なく
ともａｏｏｌｏ−を必要とするが、ｏ、ｏｉ。
ともａｏｏｌｏ−を必要とするが、ｏ、ｏｉ。
嚢以上の添加はＣａ系介在物を増加させ、かえって耐遍
れ破壊性に悪影響を与えるのでα００１０〜ａｏｉｏ＊
ｏｓｓに限定し友。
れ破壊性に悪影響を与えるのでα００１０〜ａｏｉｏ＊
ｏｓｓに限定し友。
Ｃｒ：
Ｃｒ１ｄ、耐食性向上、強度、靭性向上に効果があるが
α２９１未満ではその効果が少なく、また２−を越すと
孔食−ＩＩｘ斃生し晶くなる九めα２〜ｚｏ’ｓＯ＠囲
に限定し九。
α２９１未満ではその効果が少なく、また２−を越すと
孔食−ＩＩｘ斃生し晶くなる九めα２〜ｚｏ’ｓＯ＠囲
に限定し九。
ＭＯ：
Ｍｏは耐食性向上、強度、靭性向上に効果があ〉、特に
鋼表菖の鋭い孔食発生を抑制する効果があみが、ｃＬｌ
−未満ではその効果嬢少なく、１．０−を越えるとかえ
って靭性な損うのでα１〜１．０１１０１１１１に＠竜
し九。
鋼表菖の鋭い孔食発生を抑制する効果があみが、ｃＬｌ
−未満ではその効果嬢少なく、１．０−を越えるとかえ
って靭性な損うのでα１〜１．０１１０１１１１に＠竜
し九。
上記のＣ，８１、Ｍｎ、Ｐ、８、ＡＡ、 Ｌａ、 Ｃｍ
。
。
Ｃｒ、Ｍｏの各限定量をもって本発明による高張力鋼の
基本成分とするが、更ＫＮｂ、Ｖ、Ｔ星、Ｂ１Ｃｍ、Ｎ
ｉを下記限定量の範囲内においてこれら０１種または２
種を同時に含有する高張力鋼においても本発明の目的を
より有効に達成することができる。これらの元素の限定
理由は次の如くである。
基本成分とするが、更ＫＮｂ、Ｖ、Ｔ星、Ｂ１Ｃｍ、Ｎ
ｉを下記限定量の範囲内においてこれら０１種または２
種を同時に含有する高張力鋼においても本発明の目的を
より有効に達成することができる。これらの元素の限定
理由は次の如くである。
Ｎｂ、Ｖ：
Ｎｂ、Ｖは共に焼入れ性、強度、靭性の向上に効果があ
ゐが、α０１−以下ではその効果が十分でなく、α２−
を越す多量の添加はかえって靭性Ｏ劣化を招くので、α
Ｏ１〜α２ｏ−の範ｌ！に隈電し九。
ゐが、α０１−以下ではその効果が十分でなく、α２−
を越す多量の添加はかえって靭性Ｏ劣化を招くので、α
Ｏ１〜α２ｏ−の範ｌ！に隈電し九。
Ｔ１ ：
ＴＩは強度および耐食性の向上に効果があに、１九Ｂと
共存するとＢの効果を増加する作用を有す石が、（ＬＯ
Ｉ９１未満ではその効果が少なく、α１−を越すと靭性
を低下させるのでαｏ１〜α１−の範■に限定し友。
共存するとＢの効果を増加する作用を有す石が、（ＬＯ
Ｉ９１未満ではその効果が少なく、α１−を越すと靭性
を低下させるのでαｏ１〜α１−の範■に限定し友。
Ｂ ：
Ｂは焼入れ性を向上させる元素であるが、ｏ、ｏ ｏ
ｏｓ−未満では効果がなく、α００ｓ−を越すと靭性を
健下するＯでα０００ｓ〜α００５−の範囲に限定した
。
ｏｓ−未満では効果がなく、α００ｓ−を越すと靭性を
健下するＯでα０００ｓ〜α００５−の範囲に限定した
。
Ｃｍ ：
Ｃｕは耐食性を向上し、孔食の発生を抑制する効果があ
るが、ａｌｓ−未満ではその効果が少な（、ａ６ｏｎを
越すと熱間加工性を損うので０．１５〜ａｇｏ１０１１
１１に限定した。
るが、ａｌｓ−未満ではその効果が少な（、ａ６ｏｎを
越すと熱間加工性を損うので０．１５〜ａｇｏ１０１１
１１に限定した。
Ｎ儀：
Ｎ１は耐食性、靭性の向上に効果があり、を九Ｃ１（）
添加による脆化を紡ぐ効果を有しているが、α１（Ｉｎ
未満ではその効果が少なく、を九α６Ｇ−を越すと孔食
Ｏ発生を助長するので、α１０〜へ６０−の範１１に＠
定しえ。
添加による脆化を紡ぐ効果を有しているが、α１（Ｉｎ
未満ではその効果が少なく、を九α６Ｇ−を越すと孔食
Ｏ発生を助長するので、α１０〜へ６０−の範１１に＠
定しえ。
実施例
第１表の化学成分を有する供試材を用意し九。
これらの供試材はＡ、Ｂ、Ｏｉｌの基本成分ＫＬＩ。
Ｃａを添加し丸本発明鋼と、両者を含有しない比較鋼か
ら成って％／％石、これらの供試材を第２表に示す条件
で熱処理を行つ九結果、同じく第２表に示す機械的性質
を得た。この機械的性質のうち、α２１ｇ耐力、引張強
度および伸びはｌ５ＯＩＣ準拠した平滑試験片よシ求め
、切欠き引張強度は第１図に示した定荷重遅れ破壊試験
片よシ求め九ものである。
ら成って％／％石、これらの供試材を第２表に示す条件
で熱処理を行つ九結果、同じく第２表に示す機械的性質
を得た。この機械的性質のうち、α２１ｇ耐力、引張強
度および伸びはｌ５ＯＩＣ準拠した平滑試験片よシ求め
、切欠き引張強度は第１図に示した定荷重遅れ破壊試験
片よシ求め九ものである。
耐遅れ破壊性の評価は第１図に示す切欠き付き丸棒試験
片をイい、第２図に示す定荷重遅れ破壊試験機によって
切欠き引張強度σＮＴの５ｏＩｓと９０−の応力を付加
し最長１０００時間の試験を行い、破断壕での時間によ
って評価し九。第２図において、試験片２は両側をゴム
栓４にて密閉したガラスセル６内の試験液８中に浸漬さ
れ、支点１０を介して重錘１１！により応力が付与され
る。
片をイい、第２図に示す定荷重遅れ破壊試験機によって
切欠き引張強度σＮＴの５ｏＩｓと９０−の応力を付加
し最長１０００時間の試験を行い、破断壕での時間によ
って評価し九。第２図において、試験片２は両側をゴム
栓４にて密閉したガラスセル６内の試験液８中に浸漬さ
れ、支点１０を介して重錘１１！により応力が付与され
る。
試験溶液は塩酸によってｐＨを約ａＯに一調整し＊Ｓ＊
食塩水を使用し、２日に１回交換した。
食塩水を使用し、２日に１回交換した。
第３表に遅れ破壊試験結電を示したが、本発明鋼は基礎
の組成に関係なくすぐれた耐遅れ破壊性を示している。
の組成に関係なくすぐれた耐遅れ破壊性を示している。
ま九ＬｍおよびＣｍの単独添加材であるＡ２ 、Ｂ＆Ｃ
２，０３等の比較鋼は、両者を添加していないものと比
較すればすぐれた耐遅れ破壊性を示すが、本発明鋼に比
較すると十分な耐遅れ破壊性を有するとはいえない。
２，０３等の比較鋼は、両者を添加していないものと比
較すればすぐれた耐遅れ破壊性を示すが、本発明鋼に比
較すると十分な耐遅れ破壊性を有するとはいえない。
を九比較鋼Ａ５、Ｃ８のようにＬａ、Ｃａの複合添加材
であってもＰが０．０２０１１を越えるものでは十分な
耐遅れ破壊性を有することはで、きない。
であってもＰが０．０２０１１を越えるものでは十分な
耐遅れ破壊性を有することはで、きない。
本発明は上記の実施例からも明らかな如く、引張強度１
２０ＫＩ／−以上の高張力鋼に限定量のＬａ。
２０ＫＩ／−以上の高張力鋼に限定量のＬａ。
Ｃｍを添加することにより耐遅れ破壊性を著しく向上さ
せることがで１１九。
せることがで１１九。
なお本発−は高力ボルト以外にも遅れ破壊が問題となる
すべての構造用鋼、すなわち引張強さ８０１ｃｆ／−ク
ラスのタンク用鋼材、あるいは溶接構造用鋼材等に広く
応用で龜る。
すべての構造用鋼、すなわち引張強さ８０１ｃｆ／−ク
ラスのタンク用鋼材、あるいは溶接構造用鋼材等に広く
応用で龜る。
第１図は定荷重遅れ破壊試験片を示す平面図、第２図は
定荷重遅れ破壊試験機を示す模式断面図で参る。 代理人 中 路 武 雄 第１図
定荷重遅れ破壊試験機を示す模式断面図で参る。 代理人 中 路 武 雄 第１図
Claims (1)
- （１） 重量比でＣ：α１０〜α５５チ、Ｓｉ：へ１
５〜ＬＯＯＩＩ、Ｍｆｌ：（Ｌａ 〜１Ｏ−１Ｐ ：
０．０２０−以下、８：ａＯ１０１１以下、Ａｔ：Ｑ、
０１〜０．１０１１、 Ｌａ ： ａｏ Ｏ１
〜ａ３ ｅｌｌ 、 ｃａ：ａｏｏｔ。 〜ａ ０１０ Ｌｓｓ Ｃｒ ：α２〜２０１Ｇ、Ｍｏ
：ｏ、１〜ＬＯ−を含有し、残部はＰ＠および不可避的
不純物よ〕成ることを特徴とする耐遅れ破壊性にすぐれ
丸高張力鋼。 （至）重量比でＣ：α１０〜α５５慢、Ｓｌ：α１５〜
Ｌ００ｇ、Ｍａ：α３−４０％、Ｐ：（１０２０％以下
、８：ａＯ１０１１以下、Ａｔ： ０．０１〜０．１０
’ｆ４ ｓ Ｌｍ ： ａ ＯＯｉ 〜’α３ Ｇ−１
Ｃａ ： （Ｌ ＯＯ１０〜ａｏ１Ｇ％、Ｃｒ：α２〜
２．０’ｆ４． Ｍｏ ：α１〜１０１ｇを１有し、更
１ｃＮｂ：α０１〜０．１０１１、ｖ：ａｏｔ 〜（Ｌ
ｍ０嘔、Ｔｉ：ｏ、０１〜０．１１！、Ｂ：ａＯ０Ｇ８
〜ａｏｏｓｎ、Ｃｕ ： （Ｌ １５〜０．６０ｄｉ、
Ｎｌ ：α１０〜α６０−のうちより選ばれた１１１
または２種以上を含有し、残部はＦ・および不可避的不
純物よシ成ることを特徴とする耐遅れ破壊＊にすぐれ喪
高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18190381A JPS5884960A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18190381A JPS5884960A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5884960A true JPS5884960A (ja) | 1983-05-21 |
Family
ID=16108898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18190381A Pending JPS5884960A (ja) | 1981-11-13 | 1981-11-13 | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5884960A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61130456A (ja) * | 1984-11-29 | 1986-06-18 | Honda Motor Co Ltd | 高強度ボルト及びその製造方法 |
| JPH06158170A (ja) * | 1984-11-29 | 1994-06-07 | Honda Motor Co Ltd | 高強度ボルトの製造方法 |
| JP2013078784A (ja) * | 2011-10-04 | 2013-05-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | プロジェクション溶接継手の製造方法 |
| EP2733229A1 (en) * | 2011-07-15 | 2014-05-21 | Posco | Wire rod having superior hydrogen delayed fracture resistance, method for manufacturing same, high strength bolt using same and method for manufacturing bolt |
| WO2015135268A1 (zh) * | 2014-03-13 | 2015-09-17 | 国家电网公司 | 一种高强度螺栓钢及其制备方法 |
| CN109680122A (zh) * | 2019-02-15 | 2019-04-26 | 江苏利淮钢铁有限公司 | 一种轮毂轴承用钢及其制造方法 |
-
1981
- 1981-11-13 JP JP18190381A patent/JPS5884960A/ja active Pending
Cited By (10)
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