JPH10147847A - 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼Info
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- JPH10147847A JPH10147847A JP30479996A JP30479996A JPH10147847A JP H10147847 A JPH10147847 A JP H10147847A JP 30479996 A JP30479996 A JP 30479996A JP 30479996 A JP30479996 A JP 30479996A JP H10147847 A JPH10147847 A JP H10147847A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、か
つ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼あるいは機械
構造用鋼であって、さらにマルエージ鋼のような焼入れ
後の長時間の時効処理を省略し、製造コストが低く、か
つ工業規模での生産が可能な鋼材を提供する。 【解決手段】本発明の鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜
０．３５％と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．１％
以下と、Ｐ：０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０１５〜
０．０５５％と、Ｂ：０．０００５〜０．００３％と、
Ｎｉ：７〜１２％と、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％
と、Ｎ：０．００８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼
である。
つ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼あるいは機械
構造用鋼であって、さらにマルエージ鋼のような焼入れ
後の長時間の時効処理を省略し、製造コストが低く、か
つ工業規模での生産が可能な鋼材を提供する。 【解決手段】本発明の鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜
０．３５％と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．１％
以下と、Ｐ：０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０１５〜
０．０５５％と、Ｂ：０．０００５〜０．００３％と、
Ｎｉ：７〜１２％と、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％
と、Ｎ：０．００８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼
である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に高強度ボルト
用鋼あるいは機械構造用鋼などに用いられる耐遅れ破壊
性に優れた引張強さ：１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度
鋼に関する。
用鋼あるいは機械構造用鋼などに用いられる耐遅れ破壊
性に優れた引張強さ：１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度
鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、高強度機械構造用鋼では、例えば
ボルトとして、橋梁、建物、建設機械、自動車に多く使
用されている。この種のボルトとして、ＩＳＯ規格に規
定された引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 級の強度区分１
２．９ボルトさらに引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ2 級の
強度区分１４．９ボルトがある。しかしながら、どのよ
うな用途においても、引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 を
超える鋼では遅れ破壊の危険性が増すことから、例えば
現在橋梁、建物に使用されているボルトの強度は１１１
０Ｎ／ｍｍ2 級が上限となっており、腐食環境がマイル
ドであり、遅れ破壊の発生の危惧されない用途、例えば
自動車のエンジン用ボルトとして、引張強さが１２００
Ｎ／ｍｍ2 級のボルトが使用されている。
ボルトとして、橋梁、建物、建設機械、自動車に多く使
用されている。この種のボルトとして、ＩＳＯ規格に規
定された引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 級の強度区分１
２．９ボルトさらに引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ2 級の
強度区分１４．９ボルトがある。しかしながら、どのよ
うな用途においても、引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 を
超える鋼では遅れ破壊の危険性が増すことから、例えば
現在橋梁、建物に使用されているボルトの強度は１１１
０Ｎ／ｍｍ2 級が上限となっており、腐食環境がマイル
ドであり、遅れ破壊の発生の危惧されない用途、例えば
自動車のエンジン用ボルトとして、引張強さが１２００
Ｎ／ｍｍ2 級のボルトが使用されている。
【０００３】従来、使用されている機械構造用鋼とし
て、例えば、引張強さが１０００Ｎ／ｍｍ2 級鋼では、
JIS G 4105に規定されているＳＣＭ４４０あるいはＳＣ
Ｍ４３５などのクロムモリブデン鋼あるいはＡＩＳＩ１
０Ｂ３０などのボロン鋼が用いられている。引張強さが
１２００Ｎ／ｍｍ2 級ではJIS G 4103に規定されている
ＳＮＣＭ６１６などのニッケルクロムモリブデン鋼があ
るものの、２回の焼入れ処理が必要であることから、広
く使用されるに至っていない。
て、例えば、引張強さが１０００Ｎ／ｍｍ2 級鋼では、
JIS G 4105に規定されているＳＣＭ４４０あるいはＳＣ
Ｍ４３５などのクロムモリブデン鋼あるいはＡＩＳＩ１
０Ｂ３０などのボロン鋼が用いられている。引張強さが
１２００Ｎ／ｍｍ2 級ではJIS G 4103に規定されている
ＳＮＣＭ６１６などのニッケルクロムモリブデン鋼があ
るものの、２回の焼入れ処理が必要であることから、広
く使用されるに至っていない。
【０００４】また、引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ2 級以
上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた鋼につ
いてはいくつかの提案がなされている。例えば、１４０
０Ｎ／ｍｍ2 級の高強度な鋼材として、マルエージ鋼が
知られている。マルエージ鋼は極低炭素の高ニッケル鋼
であり、コバルト、チタン、モリブデンを添加し、かつ
焼入れ処理後に長時間の時効処理を行い、鋼中に金属間
化合物を析出させることによって、強度を高めている。
また、この鋼は極低炭素であることから、耐遅れ破壊性
も比較的優れている。しかしながら、この鋼では、高価
なコバルトを使用するため、高価格になる。
上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた鋼につ
いてはいくつかの提案がなされている。例えば、１４０
０Ｎ／ｍｍ2 級の高強度な鋼材として、マルエージ鋼が
知られている。マルエージ鋼は極低炭素の高ニッケル鋼
であり、コバルト、チタン、モリブデンを添加し、かつ
焼入れ処理後に長時間の時効処理を行い、鋼中に金属間
化合物を析出させることによって、強度を高めている。
また、この鋼は極低炭素であることから、耐遅れ破壊性
も比較的優れている。しかしながら、この鋼では、高価
なコバルトを使用するため、高価格になる。
【０００５】これに対して、例えば、特開平6-158228号
公報では、コバルトを使用しないマルエージ鋼が開示さ
れているものの、この鋼では、Ｍｏが０．３〜３％添加
されていることから、十分な低価格が得られず、またＡ
ｌが０．０１〜２％添加されていることから、連続鋳造
時にタンディシュのアルミナによるノズルの詰まりが生
じやすく生産性が劣り、広く使用されるに至っていな
い。
公報では、コバルトを使用しないマルエージ鋼が開示さ
れているものの、この鋼では、Ｍｏが０．３〜３％添加
されていることから、十分な低価格が得られず、またＡ
ｌが０．０１〜２％添加されていることから、連続鋳造
時にタンディシュのアルミナによるノズルの詰まりが生
じやすく生産性が劣り、広く使用されるに至っていな
い。
【０００６】また、マルエージ鋼のような焼入れ後の長
時間の時効処理を行わない鋼材として、例えば、特公昭
60-14096号公報、特開平5-148580号公報、特開平6-1581
70号公報及び特開平6-25745 号公報が開示されている。
時間の時効処理を行わない鋼材として、例えば、特公昭
60-14096号公報、特開平5-148580号公報、特開平6-1581
70号公報及び特開平6-25745 号公報が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
60-14096号公報では、Ｍｏが多量に添加されており、十
分な低コスト化が得られていない。また、特開平5-1485
80号公報、特開平6-158170号公報及び特開平6-25745 号
公報ではＳｉとＭｎを低減することにより、焼入れ前の
加熱時の粒界酸化を防止し、粒界の強度を高めることに
よって、耐遅れ破壊性を高めているが、Ｓｉ，Ｍｎの含
有量の低減が十分でなく、耐遅れ破壊性の改善は不十分
である。また、特開平5-148580号公報ではＮｉの含有量
が０．２〜３％であり、特開平6-158170号公報及び特開
平6-25745 号公報ではＮｉが添加されておらず、焼入れ
組織中の残留オーステナイトの生成量が不十分であり、
かつ鋼中への水素の侵入を抑制する効果が得られないこ
とから、粒界に集積する水素量が高くなり、遅れ破壊の
発生を完全には防止することはできず、かつＭｏの含有
量が高く、十分な低コストが得られていない。
60-14096号公報では、Ｍｏが多量に添加されており、十
分な低コスト化が得られていない。また、特開平5-1485
80号公報、特開平6-158170号公報及び特開平6-25745 号
公報ではＳｉとＭｎを低減することにより、焼入れ前の
加熱時の粒界酸化を防止し、粒界の強度を高めることに
よって、耐遅れ破壊性を高めているが、Ｓｉ，Ｍｎの含
有量の低減が十分でなく、耐遅れ破壊性の改善は不十分
である。また、特開平5-148580号公報ではＮｉの含有量
が０．２〜３％であり、特開平6-158170号公報及び特開
平6-25745 号公報ではＮｉが添加されておらず、焼入れ
組織中の残留オーステナイトの生成量が不十分であり、
かつ鋼中への水素の侵入を抑制する効果が得られないこ
とから、粒界に集積する水素量が高くなり、遅れ破壊の
発生を完全には防止することはできず、かつＭｏの含有
量が高く、十分な低コストが得られていない。
【０００８】上記したように、これまでに開示された鋼
材では、耐遅れ破壊性と経済性の面から課題が残ってい
る。本発明の目的は、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強
さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼
あるいは機械構造用鋼であって、さらにマルエージ鋼の
ような焼入れ後の長時間の時効処理を省略し、製造コス
トが低く、かつ工業規模での生産が可能な鋼材を提供す
ることにある。
材では、耐遅れ破壊性と経済性の面から課題が残ってい
る。本発明の目的は、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強
さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼
あるいは機械構造用鋼であって、さらにマルエージ鋼の
ような焼入れ後の長時間の時効処理を省略し、製造コス
トが低く、かつ工業規模での生産が可能な鋼材を提供す
ることにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５
％と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．１％以下と、
Ｐ：０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０１５〜０．０５５
％と、Ｂ：０．０００５〜０．００３％と、Ｎｉ：７〜
１２％と、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ：０．
００８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。 （２）本発明の鋼は、重量％で、Ｓ：０．００５〜０．
０３％をさらに含有することを特徴とする上記（１）に
記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。 （３）本発明の鋼は、重量％（以下％は重量％を示す）
で、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０１〜０．
３％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜
０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％及びＣａ：０．０
０１〜０．００５％の群から選択された１種または２種
以上をさらに含有することを特徴とする上記（２）に記
載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５
％と、Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．１％以下と、
Ｐ：０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０１５〜０．０５５
％と、Ｂ：０．０００５〜０．００３％と、Ｎｉ：７〜
１２％と、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ：０．
００８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。 （２）本発明の鋼は、重量％で、Ｓ：０．００５〜０．
０３％をさらに含有することを特徴とする上記（１）に
記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。 （３）本発明の鋼は、重量％（以下％は重量％を示す）
で、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０１〜０．
３％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜
０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％及びＣａ：０．０
０１〜０．００５％の群から選択された１種または２種
以上をさらに含有することを特徴とする上記（２）に記
載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者は、１４００Ｎ／ｍｍ2
以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さら
にマルエージ鋼のような焼入れ後の長時間の時効処理を
省略することが可能な高強度鋼を提供するために、鋼の
化学成分と引張強さ及び耐遅れ破壊性との関係について
鋭意研究を重ねた。
以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さら
にマルエージ鋼のような焼入れ後の長時間の時効処理を
省略することが可能な高強度鋼を提供するために、鋼の
化学成分と引張強さ及び耐遅れ破壊性との関係について
鋭意研究を重ねた。
【００１１】その結果、以下に示すような知見を得た。 （１）Ｓｉ，Ｍｎそれぞれの含有量を０．１％以下に低
減し、焼入れ前の加熱時の粒界酸化を防止し、かつ粒界
への偏析を軽減し、粒界強度の低下を防止することによ
って、耐遅れ破壊性を顕著に向上させることができる。 （２）ＴｉとＢを同時に添加する。すなわち、上記
（１）のように、Ｍｎを低減すると結晶粒の粗大化を招
くことから、本発明においては、Ｔｉを添加することに
よって、Ｔｉ窒化物により結晶粒の細粒化を達成し、耐
遅れ破壊性の向上を達成しようとするものである。さら
に、Ｔｉ窒化物を析出させることによって、鋼中の固溶
Ｎ量を低減し、鋼中の固溶Ｂ量を確保することができ、
この固溶Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することによ
って、フェライト変態を抑制し、鋼の焼入れ性を高める
ことができる。さらに、この固溶Ｂの旧オーステナイト
粒界への偏析によって、粒界強度を顕著に低めるＰの偏
析量を低減することができる。上記のように、ＴｉとＢ
を同時に添加することによって、耐遅れ破壊性を顕著に
向上させることができる。 （３）Ｓｉ，Ｍｎそれぞれの含有量の低減とＴｉ，Ｂの
添加によって、微細な焼入れ・焼き戻し組織であるマル
テンサイト組織を得ることができ、これにより、耐遅れ
破壊性に優れた鋼材を製造することができる。
減し、焼入れ前の加熱時の粒界酸化を防止し、かつ粒界
への偏析を軽減し、粒界強度の低下を防止することによ
って、耐遅れ破壊性を顕著に向上させることができる。 （２）ＴｉとＢを同時に添加する。すなわち、上記
（１）のように、Ｍｎを低減すると結晶粒の粗大化を招
くことから、本発明においては、Ｔｉを添加することに
よって、Ｔｉ窒化物により結晶粒の細粒化を達成し、耐
遅れ破壊性の向上を達成しようとするものである。さら
に、Ｔｉ窒化物を析出させることによって、鋼中の固溶
Ｎ量を低減し、鋼中の固溶Ｂ量を確保することができ、
この固溶Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することによ
って、フェライト変態を抑制し、鋼の焼入れ性を高める
ことができる。さらに、この固溶Ｂの旧オーステナイト
粒界への偏析によって、粒界強度を顕著に低めるＰの偏
析量を低減することができる。上記のように、ＴｉとＢ
を同時に添加することによって、耐遅れ破壊性を顕著に
向上させることができる。 （３）Ｓｉ，Ｍｎそれぞれの含有量の低減とＴｉ，Ｂの
添加によって、微細な焼入れ・焼き戻し組織であるマル
テンサイト組織を得ることができ、これにより、耐遅れ
破壊性に優れた鋼材を製造することができる。
【００１２】ついで、本発明者は、さらに高い引張強さ
を得て、かつ耐遅れ破壊性に優れた鋼材を得る場合に、
Ｓを添加する方法が有効な手段であることを見出だし
た。すなわち従来、Ｓは旧オーステナイト粒界へ偏析す
る元素であるとともに、ＭｎＳを生成し、このＭｎＳは
熱間圧延によって、圧延方向に展伸することによって、
鋼材使用時に応力集中が生じて、耐遅れ破壊性を劣化さ
せることが知られており、例えば特開平3-6352号公報な
どのように、耐遅れ破壊性を高める方法として、Ｓを低
減する方法が開示されている。
を得て、かつ耐遅れ破壊性に優れた鋼材を得る場合に、
Ｓを添加する方法が有効な手段であることを見出だし
た。すなわち従来、Ｓは旧オーステナイト粒界へ偏析す
る元素であるとともに、ＭｎＳを生成し、このＭｎＳは
熱間圧延によって、圧延方向に展伸することによって、
鋼材使用時に応力集中が生じて、耐遅れ破壊性を劣化さ
せることが知られており、例えば特開平3-6352号公報な
どのように、耐遅れ破壊性を高める方法として、Ｓを低
減する方法が開示されている。
【００１３】しかし、本発明者は、従来の常識を覆し、
Ｍｎ量を０．１％以下に制御して、ＭｎＳの析出は回避
できるとともに、さらに、適正なＴｉ，Ｓの添加量と適
正な熱間圧延方法によって、熱間圧延後の冷却時にＳを
微細なＴｉＳあるいはＴｉ4Ｃ2 Ｓ2 として析出させ
て、旧オーステナイト粒界へのＳの偏析が回避できるこ
とを見出だした。また、ＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
は焼入れ前加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制
し、その後のマルテンサイト組織を微細にし、耐遅れ破
壊性の向上に顕著に寄与することや、マルテンサイト中
のＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 はマルテンサイトの強
化に寄与し、高い引張強さを得ることができることも見
出だした。
Ｍｎ量を０．１％以下に制御して、ＭｎＳの析出は回避
できるとともに、さらに、適正なＴｉ，Ｓの添加量と適
正な熱間圧延方法によって、熱間圧延後の冷却時にＳを
微細なＴｉＳあるいはＴｉ4Ｃ2 Ｓ2 として析出させ
て、旧オーステナイト粒界へのＳの偏析が回避できるこ
とを見出だした。また、ＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2
は焼入れ前加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制
し、その後のマルテンサイト組織を微細にし、耐遅れ破
壊性の向上に顕著に寄与することや、マルテンサイト中
のＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 はマルテンサイトの強
化に寄与し、高い引張強さを得ることができることも見
出だした。
【００１４】以上の知見に基づき、本発明者は、Ｓｉと
Ｍｎの含有量を低減し、ＴｉとＢを同時に添加し、さら
にＳを添加するようにして、耐遅れ破壊性に優れた高強
度鋼の化学成分を具体化し、その化学成分組成範囲を特
定することにより、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さ
を有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さらにマルエージ鋼
のような焼入れ後の長時間の時効処理を省略することが
可能な本発明の鋼を見出だし、本発明を完成させた。
Ｍｎの含有量を低減し、ＴｉとＢを同時に添加し、さら
にＳを添加するようにして、耐遅れ破壊性に優れた高強
度鋼の化学成分を具体化し、その化学成分組成範囲を特
定することにより、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さ
を有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さらにマルエージ鋼
のような焼入れ後の長時間の時効処理を省略することが
可能な本発明の鋼を見出だし、本発明を完成させた。
【００１５】すなわち、本発明は鋼組成を下記範囲に限
定することにより、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さ
を有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さらにマルエージ鋼
のような焼入れ後の長時間の時効処理を省略し、製造コ
ストが低く、かつ工業規模での生産が可能な遅れ破壊特
性に優れた高強度鋼を提供することができる。
定することにより、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さ
を有し、かつ耐遅れ破壊性に優れ、さらにマルエージ鋼
のような焼入れ後の長時間の時効処理を省略し、製造コ
ストが低く、かつ工業規模での生産が可能な遅れ破壊特
性に優れた高強度鋼を提供することができる。
【００１６】以下、本発明の成分添加理由、成分限定理
由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．２〜０．３５％ Ｃは焼入れ・焼戻しによって、鋼の強度を高めるために
必須の元素であり、０．２％以上のＣを含有せしめる必
要がある。一方、０．３５％を越える添加では、靭性が
低下し、かつ粒界の強度を低下せしめて、耐遅れ破壊性
の劣化を招くために、Ｃの上限値は０．３５％である。
由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．２〜０．３５％ Ｃは焼入れ・焼戻しによって、鋼の強度を高めるために
必須の元素であり、０．２％以上のＣを含有せしめる必
要がある。一方、０．３５％を越える添加では、靭性が
低下し、かつ粒界の強度を低下せしめて、耐遅れ破壊性
の劣化を招くために、Ｃの上限値は０．３５％である。
【００１７】Ｓｉ：０．１％以下 Ｓｉは不可避的不純物であり、その含有量が０．１％を
越えると、粒界に偏析し、かつ焼入れ前のオーステナイ
ト加熱時に粒界酸化を助長することから、その上限値は
０．１％である。
越えると、粒界に偏析し、かつ焼入れ前のオーステナイ
ト加熱時に粒界酸化を助長することから、その上限値は
０．１％である。
【００１８】Ｍｎ：０．１％以下 Ｍｎは焼入れ時のオーステナイト加熱時に、オーステナ
イト粒界でＰと競合偏析することによって、焼入れ・焼
き戻し組織での旧オーステナイト粒界強度を低下させ
る。また、鋼中に存在するＳと結合し、熱間圧延時に伸
長することによって、耐遅れ破壊特性を劣化させる。従
って、Ｍｎの含有量は可能な限り低く抑制するのが好ま
しいため、０．１％以下である。
イト粒界でＰと競合偏析することによって、焼入れ・焼
き戻し組織での旧オーステナイト粒界強度を低下させ
る。また、鋼中に存在するＳと結合し、熱間圧延時に伸
長することによって、耐遅れ破壊特性を劣化させる。従
って、Ｍｎの含有量は可能な限り低く抑制するのが好ま
しいため、０．１％以下である。
【００１９】Ｐ：０．０１％以下 Ｐは不可避的不純物元素であり、かつオーステナイト加
熱時に粒界に偏析して、粒界強度を低下させ、顕著に耐
遅れ破壊特性を劣化させる。このため、その上限値は
０．０１％である。
熱時に粒界に偏析して、粒界強度を低下させ、顕著に耐
遅れ破壊特性を劣化させる。このため、その上限値は
０．０１％である。
【００２０】Ｔｉ：０．０１５〜０．０５５％ 不可避的不純物元素であるＮと結合し、Ｂ窒化物の生成
を抑制し、固溶Ｂを十分に確保することによって、焼入
れ性を確保し、かつＴｉＮ，ＴｉＣの生成によって、オ
ーステナイトの細粒化に寄与する。従って、その下限値
は０．０１５％である。ただし、Ｔｉの添加量が過剰に
なるとむしろ靭性を劣化させることから、その上限値は
０．０５５％である。
を抑制し、固溶Ｂを十分に確保することによって、焼入
れ性を確保し、かつＴｉＮ，ＴｉＣの生成によって、オ
ーステナイトの細粒化に寄与する。従って、その下限値
は０．０１５％である。ただし、Ｔｉの添加量が過剰に
なるとむしろ靭性を劣化させることから、その上限値は
０．０５５％である。
【００２１】Ｂ：０．０００５〜０．００３％ Ｂは鋼中に固溶Ｂとして、存在することによって、鋼の
焼入れ性を顕著に高める。この効果を得るために０．０
００５％以上のＢの添加が必要である。ただし、過剰な
Ｂの添加は、オーステナイト粒界でのＢ炭硼化物を生成
し、粒界強度を低下させることによって、耐遅れ破壊特
性を劣化させる。従って、その上限値は０．００３％で
ある。
焼入れ性を顕著に高める。この効果を得るために０．０
００５％以上のＢの添加が必要である。ただし、過剰な
Ｂの添加は、オーステナイト粒界でのＢ炭硼化物を生成
し、粒界強度を低下させることによって、耐遅れ破壊特
性を劣化させる。従って、その上限値は０．００３％で
ある。
【００２２】Ｎｉ：７〜１２％ Ｎｉは鋼の焼入れ性を向上させるとともに、腐食環境下
での水素侵入を抑制し、さらに焼入れ・焼き戻し組織中
の残留オーステナイト量を増加させて、鋼中に侵入した
水素を有効にトラップし、粒界への水素の量を低減させ
ることによって、耐遅れ破壊特性を向上させる。７％未
満の添加では所望の効果が得られず、一方１２％を越え
る添加は上記の効果を飽和させるとともに、製造コスト
の顕著な上昇を招くことになる。従って、その含有量は
７〜１２％である。
での水素侵入を抑制し、さらに焼入れ・焼き戻し組織中
の残留オーステナイト量を増加させて、鋼中に侵入した
水素を有効にトラップし、粒界への水素の量を低減させ
ることによって、耐遅れ破壊特性を向上させる。７％未
満の添加では所望の効果が得られず、一方１２％を越え
る添加は上記の効果を飽和させるとともに、製造コスト
の顕著な上昇を招くことになる。従って、その含有量は
７〜１２％である。
【００２３】sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸元素であり、鋼の延性と靭性を確保する上で
必要な元素であり、０．０１％未満では所望の効果が得
られず、一方０．１％を越えて含有させても、その効果
が飽和し、あるいは逆に延性と靭性の低下を招くことに
なる。このため、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％で
ある。
必要な元素であり、０．０１％未満では所望の効果が得
られず、一方０．１％を越えて含有させても、その効果
が飽和し、あるいは逆に延性と靭性の低下を招くことに
なる。このため、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％で
ある。
【００２４】Ｎ：０．００８％以下 Ｎは不可避的不純物元素であり、耐遅れ破壊特性と靭性
を確保する上で極力低減する必要がある。Ｎが０．００
８％を越えるとＢ窒化物が生成し、固溶Ｂ量が減少する
ことによって、焼入れ性が低下する。従って、Ｎの上限
量は０．００８％である。
を確保する上で極力低減する必要がある。Ｎが０．００
８％を越えるとＢ窒化物が生成し、固溶Ｂ量が減少する
ことによって、焼入れ性が低下する。従って、Ｎの上限
量は０．００８％である。
【００２５】本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼に
は、上記の成分にさらにＳを添加してもよい。また、Ｓ
の添加とともにＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＣａの
群から選択された１種または２種以上をさらに含有して
もよい。これらの元素の作用とそれぞれの望ましい添加
量は以下の通りである。
は、上記の成分にさらにＳを添加してもよい。また、Ｓ
の添加とともにＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＣａの
群から選択された１種または２種以上をさらに含有して
もよい。これらの元素の作用とそれぞれの望ましい添加
量は以下の通りである。
【００２６】Ｓ：０．００５〜０．０３％ 上記したように本発明では、Ｍｎ量を０．１％以下に制
御していることから、ＭｎＳの析出を抑制するととも
に、熱間圧延後の冷却時に微細なＴｉＳあるいはＴｉ4
Ｃ2 Ｓ2 を析出させて、焼入れ前加熱時のオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制し、マルテンサイト組織を微細に
し、耐遅れ破壊性の向上に顕著に寄与する。さらにマル
テンサイト中のＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 はマルテ
ンサイトを強化し、高い引張強さを得ることができる。
Ｓの添加量が０．００５％未満では、所望の効果が得ら
れず、一方、Ｓの添加量が過剰になると、固溶Ｓが粒界
に偏析することによって、粒界強度が低下し、耐遅れ破
壊性が劣化することになる。このため、Ｓの含有量は
０．００５〜０．０３％とした。
御していることから、ＭｎＳの析出を抑制するととも
に、熱間圧延後の冷却時に微細なＴｉＳあるいはＴｉ4
Ｃ2 Ｓ2 を析出させて、焼入れ前加熱時のオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制し、マルテンサイト組織を微細に
し、耐遅れ破壊性の向上に顕著に寄与する。さらにマル
テンサイト中のＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 はマルテ
ンサイトを強化し、高い引張強さを得ることができる。
Ｓの添加量が０．００５％未満では、所望の効果が得ら
れず、一方、Ｓの添加量が過剰になると、固溶Ｓが粒界
に偏析することによって、粒界強度が低下し、耐遅れ破
壊性が劣化することになる。このため、Ｓの含有量は
０．００５〜０．０３％とした。
【００２７】Ｃｕ：０．０１〜０．３％ Ｃｕは焼入れ性を高める元素であり、かつ鋼の腐食速度
を低下させることにより、鋼中に侵入する水素量を低減
する効果がある。Ｃｕの添加量が０．０１％未満では所
望の効果が得られず、０．３％を越える添加では、熱間
加工性が低下し、製品の表面性状が劣化する。従って、
Ｃｕの含有量は０．０１〜０．３％である。
を低下させることにより、鋼中に侵入する水素量を低減
する効果がある。Ｃｕの添加量が０．０１％未満では所
望の効果が得られず、０．３％を越える添加では、熱間
加工性が低下し、製品の表面性状が劣化する。従って、
Ｃｕの含有量は０．０１〜０．３％である。
【００２８】Ｃｒ：０．０１〜０．３％ Ｃｒも焼入れ性を高める元素であり、Ｃｒの添加量が
０．０１％未満では所望の効果が得られず、一方０．３
％を越える添加では、焼入れ前のオーステナイト加熱時
に粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性の劣化を招くため
に、その上限値は０．３％である。
０．０１％未満では所望の効果が得られず、一方０．３
％を越える添加では、焼入れ前のオーステナイト加熱時
に粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性の劣化を招くため
に、その上限値は０．３％である。
【００２９】Ｍｏ：０．０１〜０．３％ Ｍｏは焼入れ性を高める元素であり、かつ焼入れ・焼戻
し組織の靭性を顕著に高める元素である。Ｍｏの添加量
が０．０１％未満では、所望の効果が得られない。一
方、０．３％を越えると靭性の低下を招くことになる。
従って、Ｍｏの含有量は０．０１〜０．３％である。
し組織の靭性を顕著に高める元素である。Ｍｏの添加量
が０．０１％未満では、所望の効果が得られない。一
方、０．３％を越えると靭性の低下を招くことになる。
従って、Ｍｏの含有量は０．０１〜０．３％である。
【００３０】Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ ＮｂはＶと同様に鋼の細粒化を図り、焼戻し軟化抵抗を
得る上で有効な元素である。しかし、０．０１％未満で
は所望の効果が得られず、０．０５％を越える添加で
は、鋼の靭性が損なわれる。従って、Ｎｂの含有量は
０．０１〜０．０５％である。
得る上で有効な元素である。しかし、０．０１％未満で
は所望の効果が得られず、０．０５％を越える添加で
は、鋼の靭性が損なわれる。従って、Ｎｂの含有量は
０．０１〜０．０５％である。
【００３１】Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは鋼の細粒化を図り、また焼き戻し軟化抵抗を得る上
で有効な元素である。しかし、０．０１％未満では所望
の効果が得られず、０．１％を越える添加では、鋼の靭
性が損なわれる。従って、Ｖの含有量は０．０１〜０．
１％である。
で有効な元素である。しかし、０．０１％未満では所望
の効果が得られず、０．１％を越える添加では、鋼の靭
性が損なわれる。従って、Ｖの含有量は０．０１〜０．
１％である。
【００３２】Ｃａ：０．００１〜０．００５％ Ｃａは脱酸元素であり、燐化物あるいは硫化物を形成
し、オーステナイト加熱時に粒界に偏析するＰ量あるい
はＳ量の低減に有効であり、顕著に耐遅れ破壊特性を向
上させる。Ｃａの添加量が０．００１％未満では所望の
効果が得られず、０．００５％を越える添加では、靭性
の低下を招くことになる。従って、Ｃａの含有量は０．
００１〜０．００５％である。
し、オーステナイト加熱時に粒界に偏析するＰ量あるい
はＳ量の低減に有効であり、顕著に耐遅れ破壊特性を向
上させる。Ｃａの添加量が０．００１％未満では所望の
効果が得られず、０．００５％を越える添加では、靭性
の低下を招くことになる。従って、Ｃａの含有量は０．
００１〜０．００５％である。
【００３３】上記の成分範囲に調整することにより、１
４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性に優れ、さらにマルエージ鋼のような焼入れ後の長
時間の時効処理を省略し、製造コストが低く、かつ工業
規模での生産が可能な遅れ破壊特性に優れた高強度鋼を
得ることが可能となる。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。
４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性に優れ、さらにマルエージ鋼のような焼入れ後の長
時間の時効処理を省略し、製造コストが低く、かつ工業
規模での生産が可能な遅れ破壊特性に優れた高強度鋼を
得ることが可能となる。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。
【００３４】
【実施例】表１に示す化学組成の１５０ｋｇｆ鋼塊を溶
製し、分塊圧延によって、１１６ｍｍ角のビレットを製
造した。その後、これらのビレットを９８０〜１１８０
℃に加熱したのち、粗圧延を行い、９００℃以上の温度
にて仕上げ圧延を行った後、８３０〜８７０℃の温度で
巻き取り、１２．７ｍｍ径の線材コイルを製造した。こ
の１２．７ｍｍ径の線材コイルを１１．７９ｍｍ径に冷
間引き抜きした後、多段フォーマによる冷間鍛造とその
後の冷間転造によって、首下長さが９５ｍｍのＭ１２ボ
ルトを製作した。これらの化学組成の異なるＭ１２ボル
トを８６０〜９２０℃で３０分間加熱した後、水焼入れ
を行い、その後２００〜６００℃で３０分間の焼戻しを
行った。
製し、分塊圧延によって、１１６ｍｍ角のビレットを製
造した。その後、これらのビレットを９８０〜１１８０
℃に加熱したのち、粗圧延を行い、９００℃以上の温度
にて仕上げ圧延を行った後、８３０〜８７０℃の温度で
巻き取り、１２．７ｍｍ径の線材コイルを製造した。こ
の１２．７ｍｍ径の線材コイルを１１．７９ｍｍ径に冷
間引き抜きした後、多段フォーマによる冷間鍛造とその
後の冷間転造によって、首下長さが９５ｍｍのＭ１２ボ
ルトを製作した。これらの化学組成の異なるＭ１２ボル
トを８６０〜９２０℃で３０分間加熱した後、水焼入れ
を行い、その後２００〜６００℃で３０分間の焼戻しを
行った。
【００３５】それぞれの化学組成のボルトを０．２％耐
力と等しい軸力で締め付けた後、２種類の腐食環境での
遅れ破壊試験を行い、耐遅れ破壊性を評価した。すなわ
ち、０．１規定塩酸水溶液中に２００時間浸漬し、それ
ぞれの化学組成のボルトの各３０本の中の破断した本数
の割合（％）を調べた。また、締め付けたボルトを恒温
槽内に設置し、５０℃の温度で、３．５％ＮａＣｌを１
５時間噴霧した後、７０℃で２時間乾燥した後、再度５
０℃の温度で、３．５％ＮａＣｌを５時間噴霧し、その
後３０℃で２時間乾燥するサイクルを１日の内に実施
し、このサイクルを６ケ月間繰り返して行い、それぞれ
の化学組成のボルトの各３０本の中の破断した本数の割
合（％）を調べた。
力と等しい軸力で締め付けた後、２種類の腐食環境での
遅れ破壊試験を行い、耐遅れ破壊性を評価した。すなわ
ち、０．１規定塩酸水溶液中に２００時間浸漬し、それ
ぞれの化学組成のボルトの各３０本の中の破断した本数
の割合（％）を調べた。また、締め付けたボルトを恒温
槽内に設置し、５０℃の温度で、３．５％ＮａＣｌを１
５時間噴霧した後、７０℃で２時間乾燥した後、再度５
０℃の温度で、３．５％ＮａＣｌを５時間噴霧し、その
後３０℃で２時間乾燥するサイクルを１日の内に実施
し、このサイクルを６ケ月間繰り返して行い、それぞれ
の化学組成のボルトの各３０本の中の破断した本数の割
合（％）を調べた。
【００３６】表１において、Ｎｏ．１〜１５は本発明鋼
であり、Ｎｏ．１６〜２６は比較鋼、Ｎｏ．２７は従来
鋼であるＪＩＳ−ＳＣＭ４４０である。表２に、遅れ破
壊試験に供したボルトの焼戻し温度と引張試験結果及び
２種類の腐食環境での遅れ破壊試験結果を示す。なお、
引張試験は、ボルトの軸部からＪＩＳ１４号引張試験片
を採取し、平行部径が４ｍｍであり、標点距離を２０ｍ
ｍとして、引張試験を行った。表２から明らかなよう
に、本発明鋼であるＮｏ．１〜１５は、適量のＣの添加
によって、所望の引張強さが得られており、かつＳｉ，
Ｍｎの低減によって、粒界強度を高めることができ、耐
遅れ破壊性の顕著な向上が得られている。さらに、Ｔｉ
とＢを同時に添加することによって、粒界強度を高める
ことができ、耐遅れ破壊性が顕著に向上している。ま
た、Ｎｏ．８、９では、Ｓ添加によって、ＴｉＳ，Ｔｉ
4 Ｃ2 Ｓ2 の析出により、結晶粒の微細化が得られ、顕
著な耐遅れ破壊性の向上が得られている。Ｎｏ．１０、
１１、１２はそれぞれＣｕ，Ｃｒ，Ｍｏを添加すること
によって、鋼の焼入れ性を高めることができ、耐遅れ破
壊性を損なうことなく、高い引張強さが得られている。
また、Ｎｏ．１３，１４はそれぞれＮｂ，Ｖを添加する
ことによって、鋼の焼戻し軟化抵抗を高めることがで
き、耐遅れ破壊性を損なうことなく、高い引張強さが得
られている。Ｎｏ．１５はＣａを添加することによっ
て、オーステナイト粒界へのＰの偏析を軽減することが
でき、耐遅れ破壊性が向上している。
であり、Ｎｏ．１６〜２６は比較鋼、Ｎｏ．２７は従来
鋼であるＪＩＳ−ＳＣＭ４４０である。表２に、遅れ破
壊試験に供したボルトの焼戻し温度と引張試験結果及び
２種類の腐食環境での遅れ破壊試験結果を示す。なお、
引張試験は、ボルトの軸部からＪＩＳ１４号引張試験片
を採取し、平行部径が４ｍｍであり、標点距離を２０ｍ
ｍとして、引張試験を行った。表２から明らかなよう
に、本発明鋼であるＮｏ．１〜１５は、適量のＣの添加
によって、所望の引張強さが得られており、かつＳｉ，
Ｍｎの低減によって、粒界強度を高めることができ、耐
遅れ破壊性の顕著な向上が得られている。さらに、Ｔｉ
とＢを同時に添加することによって、粒界強度を高める
ことができ、耐遅れ破壊性が顕著に向上している。ま
た、Ｎｏ．８、９では、Ｓ添加によって、ＴｉＳ，Ｔｉ
4 Ｃ2 Ｓ2 の析出により、結晶粒の微細化が得られ、顕
著な耐遅れ破壊性の向上が得られている。Ｎｏ．１０、
１１、１２はそれぞれＣｕ，Ｃｒ，Ｍｏを添加すること
によって、鋼の焼入れ性を高めることができ、耐遅れ破
壊性を損なうことなく、高い引張強さが得られている。
また、Ｎｏ．１３，１４はそれぞれＮｂ，Ｖを添加する
ことによって、鋼の焼戻し軟化抵抗を高めることがで
き、耐遅れ破壊性を損なうことなく、高い引張強さが得
られている。Ｎｏ．１５はＣａを添加することによっ
て、オーステナイト粒界へのＰの偏析を軽減することが
でき、耐遅れ破壊性が向上している。
【００３７】一方、比較鋼であるＮｏ．１６〜２６を本
発明の実施例であるＮｏ．１〜１５と比較すると、Ｎ
ｏ．１６ではＣの添加量が低いために、所望の引張強さ
が得られていない。また、Ｎｏ．１７〜２１は粒界強度
を低下させる原因となって、耐遅れ破壊性を低下させる
元素であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓそれぞれの添加量が
高く、耐遅れ破壊性が劣るものであり、Ｎｏ．２２では
Ｔｉの添加量が低すぎるために、ＴｉＮの生成量が少な
く、鋼中に残存した固溶ＮがＢ窒化物として析出し、固
溶Ｂによる焼入れ性を確保することが不十分になるとと
もに、結晶粒の粗大化による耐遅れ破壊性の劣化が生じ
ている。Ｎｏ．２３ではＮの含有量が高いために、Ｎ
ｏ．２１の場合と同様に、固溶Ｂによる焼入れ性を確保
することが不十分になるとともに、結晶粒の粗大化によ
る耐遅れ破壊性の劣化が生じている。Ｎｏ．２４では、
Ｂの添加量が低く、十分なＢによる焼入れ性が得られ
ず、所望の引張強さが得られていない。一方、Ｎｏ．２
５では、Ｂの含有量が高いために、粒界で炭硼化物を生
成することを原因として、粒界強度が低くなり、耐遅れ
破壊性が劣っている。Ｎｏ．２６では、Ｎｉの含有量が
低いことを原因として、かつ鋼中に侵入する水素量が増
加することによって、耐遅れ破壊性が劣化している。ま
た、ＪＩＳ ＳＣＭ４４０鋼であるＮｏ．２７の耐遅れ
破壊性は、本発明鋼（Ｎｏ．１〜１５）の耐遅れ破壊性
に比べ劣っている。
発明の実施例であるＮｏ．１〜１５と比較すると、Ｎ
ｏ．１６ではＣの添加量が低いために、所望の引張強さ
が得られていない。また、Ｎｏ．１７〜２１は粒界強度
を低下させる原因となって、耐遅れ破壊性を低下させる
元素であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓそれぞれの添加量が
高く、耐遅れ破壊性が劣るものであり、Ｎｏ．２２では
Ｔｉの添加量が低すぎるために、ＴｉＮの生成量が少な
く、鋼中に残存した固溶ＮがＢ窒化物として析出し、固
溶Ｂによる焼入れ性を確保することが不十分になるとと
もに、結晶粒の粗大化による耐遅れ破壊性の劣化が生じ
ている。Ｎｏ．２３ではＮの含有量が高いために、Ｎ
ｏ．２１の場合と同様に、固溶Ｂによる焼入れ性を確保
することが不十分になるとともに、結晶粒の粗大化によ
る耐遅れ破壊性の劣化が生じている。Ｎｏ．２４では、
Ｂの添加量が低く、十分なＢによる焼入れ性が得られ
ず、所望の引張強さが得られていない。一方、Ｎｏ．２
５では、Ｂの含有量が高いために、粒界で炭硼化物を生
成することを原因として、粒界強度が低くなり、耐遅れ
破壊性が劣っている。Ｎｏ．２６では、Ｎｉの含有量が
低いことを原因として、かつ鋼中に侵入する水素量が増
加することによって、耐遅れ破壊性が劣化している。ま
た、ＪＩＳ ＳＣＭ４４０鋼であるＮｏ．２７の耐遅れ
破壊性は、本発明鋼（Ｎｏ．１〜１５）の耐遅れ破壊性
に比べ劣っている。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、鋼組成を特定すること
により、マルエージ鋼のような焼入れ後の長時間の時効
処理を省略し、通常の焼入れ・焼戻し処理によって、１
４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性に優れた鋼材を提供することができる。従って、本
発明の鋼材を用いることにより、高強度ボルトなどの機
械構造用鋼を安価に提供することができるなど、産業上
極めて有用である。
により、マルエージ鋼のような焼入れ後の長時間の時効
処理を省略し、通常の焼入れ・焼戻し処理によって、１
４００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破
壊性に優れた鋼材を提供することができる。従って、本
発明の鋼材を用いることにより、高強度ボルトなどの機
械構造用鋼を安価に提供することができるなど、産業上
極めて有用である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％と、
Ｓｉ：０．１％以下と、Ｍｎ：０．１％以下と、Ｐ：
０．０１％以下と、Ｔｉ：０．０１５〜０．０５５％
と、Ｂ：０．０００５〜０．００３％と、Ｎｉ：７〜１
２％と、sol.Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ：０．０
０８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。 - 【請求項２】 鋼は、重量％で、Ｓ：０．００５〜０．
０３％をさらに含有することを特徴とする請求項１に記
載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。 - 【請求項３】 鋼は、重量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．
３％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｍｏ：０．０１〜
０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０１
〜０．１％及びＣａ：０．００１〜０．００５％の群か
ら選択された１種または２種以上をさらに含有すること
を特徴とする請求項２に記載の耐遅れ破壊性に優れた高
強度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30479996A JPH10147847A (ja) | 1996-11-15 | 1996-11-15 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30479996A JPH10147847A (ja) | 1996-11-15 | 1996-11-15 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10147847A true JPH10147847A (ja) | 1998-06-02 |
Family
ID=17937388
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30479996A Pending JPH10147847A (ja) | 1996-11-15 | 1996-11-15 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10147847A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001062639A (ja) * | 1999-08-20 | 2001-03-13 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
-
1996
- 1996-11-15 JP JP30479996A patent/JPH10147847A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001062639A (ja) * | 1999-08-20 | 2001-03-13 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
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