JPH1017985A - 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 - Google Patents
耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法Info
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- JPH1017985A JPH1017985A JP16798796A JP16798796A JPH1017985A JP H1017985 A JPH1017985 A JP H1017985A JP 16798796 A JP16798796 A JP 16798796A JP 16798796 A JP16798796 A JP 16798796A JP H1017985 A JPH1017985 A JP H1017985A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度鋼であっても、耐水素脆化特性が優れ
ることによって改善された耐遅れ破壊特性を示す様な高
強度鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 大きさ：５０ｎｍ以下の微細化合物を鋼
中に多く分散させる。具体的には、鋼中に２０個／（５
００ｎｍ）2 以上存在させることによて、耐水素脆化特
性に優れた高強度鋼とする。上記微細な化合物として
は、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、並びに
Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖより選択される２種以上の元素を含む複
合化合物のいずれかが挙げられる。
ることによって改善された耐遅れ破壊特性を示す様な高
強度鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 大きさ：５０ｎｍ以下の微細化合物を鋼
中に多く分散させる。具体的には、鋼中に２０個／（５
００ｎｍ）2 以上存在させることによて、耐水素脆化特
性に優れた高強度鋼とする。上記微細な化合物として
は、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、並びに
Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖより選択される２種以上の元素を含む複
合化合物のいずれかが挙げられる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐水素脆化特性が
優れることによって耐遅れ破壊特性が改善された高強度
鋼及びその製造方法に関するものである。
優れることによって耐遅れ破壊特性が改善された高強度
鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】鉄鋼
材料に応力が与えられてからある時間を経過した後に発
生する遅れ破壊の原因については、種々の要因が複雑に
絡み合っていると考えられるので、その原因を特定する
ことは難しい。しかし一般的には、水素脆化現象が関与
しているという点で共通の認識が持たれている。一方、
水素脆化現象を左右する因子としては、焼もどし温度、
組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素の影響等が一
応認められているものの、水素脆化の防止手段が確立さ
れている訳ではなく、種々の方法が試行錯誤的に提案さ
れているに過ぎないのが実状である。
材料に応力が与えられてからある時間を経過した後に発
生する遅れ破壊の原因については、種々の要因が複雑に
絡み合っていると考えられるので、その原因を特定する
ことは難しい。しかし一般的には、水素脆化現象が関与
しているという点で共通の認識が持たれている。一方、
水素脆化現象を左右する因子としては、焼もどし温度、
組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素の影響等が一
応認められているものの、水素脆化の防止手段が確立さ
れている訳ではなく、種々の方法が試行錯誤的に提案さ
れているに過ぎないのが実状である。
【０００３】また、特開昭６０−１１４５５１、特開平
２−２６７２４３、特開平３−２４３７４５などには、
各種の主要な合金元素を調整することにより、引張強さ
が１４０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上でも耐遅れ破壊性の優れた
高強度ボルト用鋼とすることが開示されている。しかし
遅れ破壊が発生する危険を完全に払拭し得ている訳では
なく、それらの適用範囲は限定されている。
２−２６７２４３、特開平３−２４３７４５などには、
各種の主要な合金元素を調整することにより、引張強さ
が１４０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上でも耐遅れ破壊性の優れた
高強度ボルト用鋼とすることが開示されている。しかし
遅れ破壊が発生する危険を完全に払拭し得ている訳では
なく、それらの適用範囲は限定されている。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、従
来の高強度鋼について、鋼中の各種化合物と耐水素脆化
特性の関係を詳細に調査した。その結果、微細化合物の
量と遅れ破壊特性との間には良好な相関が見られるこ
と、及び極めて微細な化合物に注目してその数を規定す
れば遅れ破壊の発生を真に防止できること等を見出し
た。つまり遅れ破壊特性を劣化させる原因の一つとして
は、鋼中を動き回る水素（拡散性水素）が悪影響を及ぼ
していることが挙げられるが、この拡散性水素を低減す
るには、鋼中に種々の化合物を積極的に析出させて該化
合物により水素をトラップすることが有効である。この
とき、どんな大きさの化合物でも水素のトラップ能力を
発揮する様であるが、本発明者らの研究によれば、水素
のトラップ能力は小さい化合物の方が優れていることが
明らかになった。即ち今まで全く注目されていなかった
５０ｎｍ以下の微細な化合物は、５０ｎｍより大きいも
のに比べて耐遅れ破壊性の改善に対して極めて有効であ
り、その数を多くすることにより始めて遅れ破壊発生の
防止効果が顕著なものとなるのである。特に合金鋼の焼
入焼もどし材の場合は、焼入れ後、高温焼もどしをする
ことにより微細な合金系化合物が数多く析出し、遅れ破
壊改善に効果を発揮する。
来の高強度鋼について、鋼中の各種化合物と耐水素脆化
特性の関係を詳細に調査した。その結果、微細化合物の
量と遅れ破壊特性との間には良好な相関が見られるこ
と、及び極めて微細な化合物に注目してその数を規定す
れば遅れ破壊の発生を真に防止できること等を見出し
た。つまり遅れ破壊特性を劣化させる原因の一つとして
は、鋼中を動き回る水素（拡散性水素）が悪影響を及ぼ
していることが挙げられるが、この拡散性水素を低減す
るには、鋼中に種々の化合物を積極的に析出させて該化
合物により水素をトラップすることが有効である。この
とき、どんな大きさの化合物でも水素のトラップ能力を
発揮する様であるが、本発明者らの研究によれば、水素
のトラップ能力は小さい化合物の方が優れていることが
明らかになった。即ち今まで全く注目されていなかった
５０ｎｍ以下の微細な化合物は、５０ｎｍより大きいも
のに比べて耐遅れ破壊性の改善に対して極めて有効であ
り、その数を多くすることにより始めて遅れ破壊発生の
防止効果が顕著なものとなるのである。特に合金鋼の焼
入焼もどし材の場合は、焼入れ後、高温焼もどしをする
ことにより微細な合金系化合物が数多く析出し、遅れ破
壊改善に効果を発揮する。
【０００５】すなわち本発明は、大きさが５０ｎｍ以下
である微細化合物の総数を２０個／（５００ｎｍ）2 以
上と定めたのである。それらの化合物としては、Ｍｏ系
化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、或はＭｏ，Ｔｉ，
Ｖより選択される２種以上の金属を含む複合化合物が示
され、これらの微細化合物の存在によって、よりすぐれ
た耐水素脆化特性を有する高強度鋼となる。
である微細化合物の総数を２０個／（５００ｎｍ）2 以
上と定めたのである。それらの化合物としては、Ｍｏ系
化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、或はＭｏ，Ｔｉ，
Ｖより選択される２種以上の金属を含む複合化合物が示
され、これらの微細化合物の存在によって、よりすぐれ
た耐水素脆化特性を有する高強度鋼となる。
【０００６】上記の要件を満たす本発明の高強度鋼の成
分としては、鋼中に、 Ｍｏ：２．００％以下（０％を含まない） Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｖ ：０．２０％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
ることが推奨され、更に好ましくは、他の成分として、 Ｃｒ：２．００％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない） Ｎｂ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｗ ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｂ ：０．００３％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上、及び／又は、更に
他の成分として、 Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％ Ｏ ：０．００５％以下（０％を含まない） Ｓ ：０．０２５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
ることが推奨される。
分としては、鋼中に、 Ｍｏ：２．００％以下（０％を含まない） Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｖ ：０．２０％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
ることが推奨され、更に好ましくは、他の成分として、 Ｃｒ：２．００％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない） Ｎｂ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｗ ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｂ ：０．００３％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上、及び／又は、更に
他の成分として、 Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％ Ｏ ：０．００５％以下（０％を含まない） Ｓ ：０．０２５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
ることが推奨される。
【０００７】
【発明の実施の形態】次に本発明の構成について更に詳
細に説明する。 大きさが５０ｎｍ以下である微細化合物の総数が、２
０個／（５００ｎｍ)2以上であるという要件：耐遅れ破
壊性を劣化させる原因としては、前述の様に鋼中で動き
回る水素（拡散性水素）が悪影響を及ぼしていることが
挙げられる。この拡散性水素を低減するには、鋼中に微
細な化合物を数多く析出させることにより、水素のトラ
ップ能力を高めることが必要である。更に、これらの化
合物は鋼材自体の靭性を高め、水素に対する抵抗力を高
める効果がある。特に微細な化合物（大きさが５０ｎｍ
以下）の総数が２０個／（５００ｎｍ）2 以上である場
合、耐水素脆性の改善効果を顕著に発揮することを見出
した。更に、好ましくは３０個／（５００ｎｍ)2以上で
ある。
細に説明する。 大きさが５０ｎｍ以下である微細化合物の総数が、２
０個／（５００ｎｍ)2以上であるという要件：耐遅れ破
壊性を劣化させる原因としては、前述の様に鋼中で動き
回る水素（拡散性水素）が悪影響を及ぼしていることが
挙げられる。この拡散性水素を低減するには、鋼中に微
細な化合物を数多く析出させることにより、水素のトラ
ップ能力を高めることが必要である。更に、これらの化
合物は鋼材自体の靭性を高め、水素に対する抵抗力を高
める効果がある。特に微細な化合物（大きさが５０ｎｍ
以下）の総数が２０個／（５００ｎｍ）2 以上である場
合、耐水素脆性の改善効果を顕著に発揮することを見出
した。更に、好ましくは３０個／（５００ｎｍ)2以上で
ある。
【０００８】尚これらより大きい化合物について述べる
と以下の通りである。 ’大きさが３００ｎｍ以上の化合物 焼入焼もどし処理前に球状化焼鈍などの軟化工程が入っ
ている場合において、焼入加熱が不十分であると、球状
化組織の粗大な化合物が残留することがある。これらの
化合物の大きさは３００ｎｍ以上の大きさであり、これ
らの化合物が多いと、後記表５に示す通り、鋼の靭性が
低下し、遅れ破壊強度を低下させる傾向にある。これら
の大きさの化合物はなるべく低減することが望ましい。
と以下の通りである。 ’大きさが３００ｎｍ以上の化合物 焼入焼もどし処理前に球状化焼鈍などの軟化工程が入っ
ている場合において、焼入加熱が不十分であると、球状
化組織の粗大な化合物が残留することがある。これらの
化合物の大きさは３００ｎｍ以上の大きさであり、これ
らの化合物が多いと、後記表５に示す通り、鋼の靭性が
低下し、遅れ破壊強度を低下させる傾向にある。これら
の大きさの化合物はなるべく低減することが望ましい。
【０００９】”大きさが５０〜３００ｎｍの化合物 これらの大きさの析出物は、Ｆｅ3 Ｃ（セメンタイト）
系および合金系の析出物（Ｍｏ2 Ｃ，Ｃｒ7 Ｃ3 等）に
分けられる。Ｆｅ3 Ｃ系と合金系の析出物では水素トラ
ップ効果に大きな差はないが、化合物の量としてＦｅ3
Ｃ系化合物の方が圧倒的に多い。しかるにＦｅ3 Ｃ系化
合物は、粒界などに板状に析出する場合があり、粒界強
度をかえって低下させ遅れ破壊強度を低下させる場合が
ある。
系および合金系の析出物（Ｍｏ2 Ｃ，Ｃｒ7 Ｃ3 等）に
分けられる。Ｆｅ3 Ｃ系と合金系の析出物では水素トラ
ップ効果に大きな差はないが、化合物の量としてＦｅ3
Ｃ系化合物の方が圧倒的に多い。しかるにＦｅ3 Ｃ系化
合物は、粒界などに板状に析出する場合があり、粒界強
度をかえって低下させ遅れ破壊強度を低下させる場合が
ある。
【００１０】尚このレベルの大きさの化合物について
は、遅れ破壊強度との相関は後記表６に示す通り不明確
であり、これらの量を規定しても、水素脆化を防止する
ことができない。
は、遅れ破壊強度との相関は後記表６に示す通り不明確
であり、これらの量を規定しても、水素脆化を防止する
ことができない。
【００１１】なお、化合物の大きさの測定方法は実施例
にて説明する。 化合物の種類：鋼中に微細な化合物として効率良く析
出し、且つ高い水素トラップ能力を発揮し得る化合物と
しては、合金系化合物が挙げられ、特にＭｏ系化合物、
Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、およびＭｏ，Ｔｉ，Ｖより
選ばれる２種以上の金属を含む複合化合物等である場合
は、耐水素脆化特性の改善に特に優れた効果を発揮する
ことが分かった。更にこれらの化合物は、オーステナイ
ト結晶粒の粗大化防止に有効であり、鋼の強度、靭性を
改善するのにも有効である。
にて説明する。 化合物の種類：鋼中に微細な化合物として効率良く析
出し、且つ高い水素トラップ能力を発揮し得る化合物と
しては、合金系化合物が挙げられ、特にＭｏ系化合物、
Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、およびＭｏ，Ｔｉ，Ｖより
選ばれる２種以上の金属を含む複合化合物等である場合
は、耐水素脆化特性の改善に特に優れた効果を発揮する
ことが分かった。更にこれらの化合物は、オーステナイ
ト結晶粒の粗大化防止に有効であり、鋼の強度、靭性を
改善するのにも有効である。
【００１２】本発明鋼を構成する重要な化学成分： −１ Ｍｏ：２．００％以下、Ｔｉ：０．２０％以
下、Ｖ：０．２０％以下よりなる群から選択される１種
以上 これらの元素は、鋼中に微細な化合物を効率良く析出さ
せるために有効な元素であり、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化
合物、Ｖ系化合物、およびＭｏ，Ｔｉ，Ｖより選択され
る２種以上の金属を含む複合化合物等を析出させるのに
必要な元素である。更にこれらの元素は、焼入性の向上
に有効な元素で、鋼材の強度・靭性改善に効果を発揮す
る。
下、Ｖ：０．２０％以下よりなる群から選択される１種
以上 これらの元素は、鋼中に微細な化合物を効率良く析出さ
せるために有効な元素であり、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化
合物、Ｖ系化合物、およびＭｏ，Ｔｉ，Ｖより選択され
る２種以上の金属を含む複合化合物等を析出させるのに
必要な元素である。更にこれらの元素は、焼入性の向上
に有効な元素で、鋼材の強度・靭性改善に効果を発揮す
る。
【００１３】Ｍｏの効果は、約２．００％で飽和するば
かりでなく、それを超えて添加すると、変形抵抗の増大
により圧造工具寿命の低下をもたらす。またＴｉやＶが
０．２０％を超えて添加されると、巨大な窒化物や炭化
物を生じ、靭性が低下する。従って、Ｍｏ：２．００％
以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下と定
めた。尚、それぞれの好ましい上限含有量は、Ｍｏ：
１．５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％
以下であり、より好ましくは、Ｍｏ：１．０５％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下である。一方そ
れぞれの好ましい下限含有量は、Ｍｏ：０．３％以上、
Ｔｉ：０．０１％以上、Ｖ：０．１５％以上であり、よ
り好ましくは、Ｍｏ：０．６％以上、Ｔｉ：０．０２％
以上、Ｖ：０．０２％以上である。
かりでなく、それを超えて添加すると、変形抵抗の増大
により圧造工具寿命の低下をもたらす。またＴｉやＶが
０．２０％を超えて添加されると、巨大な窒化物や炭化
物を生じ、靭性が低下する。従って、Ｍｏ：２．００％
以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下と定
めた。尚、それぞれの好ましい上限含有量は、Ｍｏ：
１．５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％
以下であり、より好ましくは、Ｍｏ：１．０５％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下である。一方そ
れぞれの好ましい下限含有量は、Ｍｏ：０．３％以上、
Ｔｉ：０．０１％以上、Ｖ：０．１５％以上であり、よ
り好ましくは、Ｍｏ：０．６％以上、Ｔｉ：０．０２％
以上、Ｖ：０．０２％以上である。
【００１４】−２ Ｃｒ：２．００％以下、Ａｌ：
０．０５％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｗ：０．２０
％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択され
る１種以上 これらの元素もまた、鋼中に微細な化合物を効率良く析
出させる上で有効な元素であり、更にこれらの元素を含
む化合物は、オーステイナイト結晶粒の粗大化防止作用
も示すので、鋼の強度及び靭性を改善する上で有効であ
る。更にＣｒは、耐食性の向上に寄与して耐水素脆性を
高める作用も発揮し、またＢは粒界に集散して鋼の焼入
れ性を高める。
０．０５％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｗ：０．２０
％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択され
る１種以上 これらの元素もまた、鋼中に微細な化合物を効率良く析
出させる上で有効な元素であり、更にこれらの元素を含
む化合物は、オーステイナイト結晶粒の粗大化防止作用
も示すので、鋼の強度及び靭性を改善する上で有効であ
る。更にＣｒは、耐食性の向上に寄与して耐水素脆性を
高める作用も発揮し、またＢは粒界に集散して鋼の焼入
れ性を高める。
【００１５】Ｃｒの効果は約２．０％で飽和し、Ａｌ、
Ｎｂ、Ｗ、Ｂは、多量に添加すると巨大な窒化物や炭化
物を生じ、靭性が低下する。従ってＣｒ：２．００％以
下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下と定めた。
尚、夫々の好ましい上限含有量は、Ｃｒ：１．５％以
下、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｗ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２５％以下であり、
より好ましくは、Ｃｒ：１．０５％以下、Ａｌ：０．０
４％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、
Ｂ：０．００２０％以下である。一方好ましい下限含有
量は、Ｃｒ：０．３％以上、Ａｌ：０．０１％以上、Ｎ
ｂ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｂ：０．０
００５％以上であり、より好ましくは、Ｃｒ：０．５％
以上、Ａｌ：０．０２％以上、Ｎｂ：０．０２％以上、
Ｗ：０．０２％以上、Ｂ：０．００１％以上である。
Ｎｂ、Ｗ、Ｂは、多量に添加すると巨大な窒化物や炭化
物を生じ、靭性が低下する。従ってＣｒ：２．００％以
下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下と定めた。
尚、夫々の好ましい上限含有量は、Ｃｒ：１．５％以
下、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｗ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２５％以下であり、
より好ましくは、Ｃｒ：１．０５％以下、Ａｌ：０．０
４％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、
Ｂ：０．００２０％以下である。一方好ましい下限含有
量は、Ｃｒ：０．３％以上、Ａｌ：０．０１％以上、Ｎ
ｂ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｂ：０．０
００５％以上であり、より好ましくは、Ｃｒ：０．５％
以上、Ａｌ：０．０２％以上、Ｎｂ：０．０２％以上、
Ｗ：０．０２％以上、Ｂ：０．００１％以上である。
【００１６】−３ Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｎ：
０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００５％以下、
Ｓ：０．０２５％以下 これらの元素は鋼中に化合物を析出させるのに必要な元
素であり、炭化物、窒化物、酸化物、硫化物を生成させ
る。Ｃは、炭化物を形成するとともに、高強度鋼として
必要な引張強さを確保する上で欠くことのできない元素
であり、０．１０％以上含有する必要がある。一方０．
６０％を超えるＣは、炭化物の粗大化を招くとともに、
靭性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させる。よってＣ
の含有量は０．１０〜０．６０％と定めた。尚好ましい
下限Ｃ量は、０．２０％であり、更に好ましい下限Ｃ量
は０．３０％である。一方好ましい上限Ｃ量は、０．４
５％であり、更に好ましい上限Ｃ量は０．４０％であ
る。
０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００５％以下、
Ｓ：０．０２５％以下 これらの元素は鋼中に化合物を析出させるのに必要な元
素であり、炭化物、窒化物、酸化物、硫化物を生成させ
る。Ｃは、炭化物を形成するとともに、高強度鋼として
必要な引張強さを確保する上で欠くことのできない元素
であり、０．１０％以上含有する必要がある。一方０．
６０％を超えるＣは、炭化物の粗大化を招くとともに、
靭性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させる。よってＣ
の含有量は０．１０〜０．６０％と定めた。尚好ましい
下限Ｃ量は、０．２０％であり、更に好ましい下限Ｃ量
は０．３０％である。一方好ましい上限Ｃ量は、０．４
５％であり、更に好ましい上限Ｃ量は０．４０％であ
る。
【００１７】Ｎは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化ひ
いては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与え、これらの効
果を得るには０．００１％以上の添加が必要である。一
方Ｎ量が０．０１０％を超えると固溶Ｎ量が増大し、耐
遅れ破壊性に有害となる。よってＮの含有量は、０．０
０１〜０．０１０％と定めた。尚好ましい下限Ｎ量は
０．００２％であり、更に好ましい下限Ｎ量は０．００
４％である。好ましい上限Ｎ量は０．００７％であり、
更に好ましい上限Ｎ量は０．００６％である。
いては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与え、これらの効
果を得るには０．００１％以上の添加が必要である。一
方Ｎ量が０．０１０％を超えると固溶Ｎ量が増大し、耐
遅れ破壊性に有害となる。よってＮの含有量は、０．０
０１〜０．０１０％と定めた。尚好ましい下限Ｎ量は
０．００２％であり、更に好ましい下限Ｎ量は０．００
４％である。好ましい上限Ｎ量は０．００７％であり、
更に好ましい上限Ｎ量は０．００６％である。
【００１８】Ｏは、酸化物を形成し、鋼中に微細分散さ
せる。しかしＯ量が０．００５％を超えると粗大な酸化
物が析出し、靭性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させ
る。よって、Ｏの含有量は０．００５％以下と定めた。
尚、好ましいＯ量は、０．００３％以下であり、更に好
ましいＯ量は０．００１％以下である。
せる。しかしＯ量が０．００５％を超えると粗大な酸化
物が析出し、靭性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させ
る。よって、Ｏの含有量は０．００５％以下と定めた。
尚、好ましいＯ量は、０．００３％以下であり、更に好
ましいＯ量は０．００１％以下である。
【００１９】Ｓは、硫化物を形成し、鋼中に微細分散さ
せる。しかし、Ｓ量が０．０２５％を超えると粗大なＭ
ｎＳなどを形成して応力集中箇所となり、耐遅れ破壊性
を劣化させる。よって、Ｓの含有量は０．０２５％以下
と定めた。尚、好ましいＳ量は、０．０１０％以下であ
り、更に好ましいＯ量は０．００５％以下である。な
お、本発明鋼には製造上、不可避的不純物が含まれ得る
が、それらは本発明の効果を損なわない限度で許容され
る。また鋼材の製造条件を下記の様に調整してやれば、
上記有用化合物を効率良く微細析出させることができ、
耐水素脆化特性に優れた高強度鋼が得られやすい。
せる。しかし、Ｓ量が０．０２５％を超えると粗大なＭ
ｎＳなどを形成して応力集中箇所となり、耐遅れ破壊性
を劣化させる。よって、Ｓの含有量は０．０２５％以下
と定めた。尚、好ましいＳ量は、０．０１０％以下であ
り、更に好ましいＯ量は０．００５％以下である。な
お、本発明鋼には製造上、不可避的不純物が含まれ得る
が、それらは本発明の効果を損なわない限度で許容され
る。また鋼材の製造条件を下記の様に調整してやれば、
上記有用化合物を効率良く微細析出させることができ、
耐水素脆化特性に優れた高強度鋼が得られやすい。
【００２０】即ちその条件として好ましいのは、鋼材を
製造する際の凝固過程における冷却速度を規定すること
である。即ち、凝固過程（１５００℃から１３００℃へ
の冷却中）において、１０℃／分以上の速さで冷却する
ことにより、粗大な化合物の析出が抑制され、微細な化
合物が多く析出する。より好ましい冷却速度は２０℃／
分以上であり、更に、好ましい冷却速度は３０℃／分以
上である。次に本発明の実施例を示す。
製造する際の凝固過程における冷却速度を規定すること
である。即ち、凝固過程（１５００℃から１３００℃へ
の冷却中）において、１０℃／分以上の速さで冷却する
ことにより、粗大な化合物の析出が抑制され、微細な化
合物が多く析出する。より好ましい冷却速度は２０℃／
分以上であり、更に、好ましい冷却速度は３０℃／分以
上である。次に本発明の実施例を示す。
【００２１】
【実施例】表１に示す成分組成の鋼材を１５０ｋｇ真空
溶解炉にて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造し冷
却した。また一部、凝固過程の冷却速度を変化させるた
め、５０〜１５０ｋｇのインゴットに鋳造し、一部保温
しながら冷却した。その後２５ｍｍφに鍛造し、１２０
０℃×３０分の容体化処理を施した後、焼ならし処理
し、引張強度が約１０００〜２０００Ｎ／ｍｍ2 になる
ように最終熱処理を施した。
溶解炉にて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造し冷
却した。また一部、凝固過程の冷却速度を変化させるた
め、５０〜１５０ｋｇのインゴットに鋳造し、一部保温
しながら冷却した。その後２５ｍｍφに鍛造し、１２０
０℃×３０分の容体化処理を施した後、焼ならし処理
し、引張強度が約１０００〜２０００Ｎ／ｍｍ2 になる
ように最終熱処理を施した。
【００２２】
【表１】
【００２３】得られた鋼材について、化合物の数を測定
するとともに、引張強さおよび遅れ破壊強度を測定し、
後記の表２〜６に示す結果を得た。尚、化合物測定およ
び、遅れ破壊強度の測定は下記の方法によって測定し
た。
するとともに、引張強さおよび遅れ破壊強度を測定し、
後記の表２〜６に示す結果を得た。尚、化合物測定およ
び、遅れ破壊強度の測定は下記の方法によって測定し
た。
【００２４】＜化合物数の測定＞ ：通常の抽出レプリカ法により抽出した化合物を、走
査型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、加速電圧２００ＫＶ、
１５万倍の写真撮影をする。
査型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、加速電圧２００ＫＶ、
１５万倍の写真撮影をする。
【００２５】：５００ｎｍ×５００ｎｍ（１５万倍で
７５ｍｍ×７５ｍｍ）の視野の中で観察される５０ｎｍ
以下の微細な化合物を数える。図２，図３，図４の各上
側には撮影した写真の一例（一辺の長さは５００ｎｍ）
を示し、各下側には、その視野及び化合物の大きさを忠
実に転写し、その数（何れも図から明らかな様に５０ｎ
ｍ以下の大きさ）を数えたところ、図２では３６個、図
３では２４個、図４では１０個であった。更に図４，図
５には、ＥＤＸにより組成分析した結果を併せて示す。
図４は析出物組成がＭｏ−Ｔｉ−Ｖ複合の場合、図５は
析出物組成がＭｏ−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合の場合を
夫々示す。
７５ｍｍ×７５ｍｍ）の視野の中で観察される５０ｎｍ
以下の微細な化合物を数える。図２，図３，図４の各上
側には撮影した写真の一例（一辺の長さは５００ｎｍ）
を示し、各下側には、その視野及び化合物の大きさを忠
実に転写し、その数（何れも図から明らかな様に５０ｎ
ｍ以下の大きさ）を数えたところ、図２では３６個、図
３では２４個、図４では１０個であった。更に図４，図
５には、ＥＤＸにより組成分析した結果を併せて示す。
図４は析出物組成がＭｏ−Ｔｉ−Ｖ複合の場合、図５は
析出物組成がＭｏ−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合の場合を
夫々示す。
【００２６】図５の析出物の組成は主にＭｏ−Ｔｉ−Ｖ
系の複合化合物であり、図６の析出物の組成は主にＭｏ
−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系の複合化合物である。但し、
Ｃｕのピークが高いのは測定に当たってサンプルを固定
する際に、Ｃｕメッシュを使用したためである。
系の複合化合物であり、図６の析出物の組成は主にＭｏ
−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ系の複合化合物である。但し、
Ｃｕのピークが高いのは測定に当たってサンプルを固定
する際に、Ｃｕメッシュを使用したためである。
【００２７】：写真撮影は１サンプルにつき、任意の
５箇所とし、測定した５箇所の平均値を化合物の総数と
定義し、○○個／（５００ｎｍ）2 で表わす。
５箇所とし、測定した５箇所の平均値を化合物の総数と
定義し、○○個／（５００ｎｍ）2 で表わす。
【００２８】＜遅れ破壊強度の測定＞ループ型定歪み遅
れ破壊試験機を用いて、図１に示す遅れ破壊試験片を水
中で応力負荷し１００時間の遅れ破壊強さを測定した。
結果は表２、表３、表４に示す通りであり、微細化合物
の数が多い鋼で種は、いずれも高い遅れ破壊強さを示し
ている。
れ破壊試験機を用いて、図１に示す遅れ破壊試験片を水
中で応力負荷し１００時間の遅れ破壊強さを測定した。
結果は表２、表３、表４に示す通りであり、微細化合物
の数が多い鋼で種は、いずれも高い遅れ破壊強さを示し
ている。
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】表２，３，４に示す様に、微細化合物は５
０ｎｍ以下の化合物が特に有効であるが、特に表２に示
す様に、３０ｎｍ以下、更に１０ｎｍ以下と小さくなる
ほど耐遅れ破壊特性の改善に有効であることが分かる。
一方５０ｎｍ以上の大きさの化合物については、５０〜
３００ｎｍの大きさの化合物は表６に示す様に耐遅れ破
壊特性の良否との間に良好な相関を見出すことはでき
ず、３００ｎｍ以上化合物については、表５に示す様に
その数を減少させることが耐遅れ破壊特性の向上に有効
で有ることが分かる。この様に化合物の大きさ（及び
数）と耐遅れ破壊特性との間の相関については、極めて
特異な様相を示すものであることが本発明によって明ら
かとなった。一方５０ｎｍ以下の化合物を多く微細析出
させる手段としては、表４に示す様に、凝固速度を制御
することが有効であることが分かった。
０ｎｍ以下の化合物が特に有効であるが、特に表２に示
す様に、３０ｎｍ以下、更に１０ｎｍ以下と小さくなる
ほど耐遅れ破壊特性の改善に有効であることが分かる。
一方５０ｎｍ以上の大きさの化合物については、５０〜
３００ｎｍの大きさの化合物は表６に示す様に耐遅れ破
壊特性の良否との間に良好な相関を見出すことはでき
ず、３００ｎｍ以上化合物については、表５に示す様に
その数を減少させることが耐遅れ破壊特性の向上に有効
で有ることが分かる。この様に化合物の大きさ（及び
数）と耐遅れ破壊特性との間の相関については、極めて
特異な様相を示すものであることが本発明によって明ら
かとなった。一方５０ｎｍ以下の化合物を多く微細析出
させる手段としては、表４に示す様に、凝固速度を制御
することが有効であることが分かった。
【００３５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、１
２００Ｎ／ｍｍ2 レベル以上で且つ耐水素脆化特性に優
れた高強度ボルト鋼が提供されることとなった。
２００Ｎ／ｍｍ2 レベル以上で且つ耐水素脆化特性に優
れた高強度ボルト鋼が提供されることとなった。
【図１】遅れ破壊強度測定に用いた試験片の寸法、形状
を示す図である。
を示す図である。
【図２】化合物の大きさ及び数の測定例を示す写真及び
析出物表示図である［析出物は３６個／（５００ｎｍ）
2 ］。
析出物表示図である［析出物は３６個／（５００ｎｍ）
2 ］。
【図３】化合物の大きさ及び数の測定例を示す写真及び
析出物表示図である［析出物は２４個／（５００ｎｍ）
2 ］。
析出物表示図である［析出物は２４個／（５００ｎｍ）
2 ］。
【図４】化合物の大きさ及び数の測定例を示す写真及び
析出物表示図である［析出物は１０個／（５００ｎｍ）
2 ］。
析出物表示図である［析出物は１０個／（５００ｎｍ）
2 ］。
【図５】図２中の１について、ＥＤＸによる化合物組成
を分析した例を示す写真である（析出物組成：Ｍｏ−Ｔ
ｉ−Ｖ複合）。
を分析した例を示す写真である（析出物組成：Ｍｏ−Ｔ
ｉ−Ｖ複合）。
【図６】図２中の２について、ＥＤＸによる化合物組成
を分析した例を示す写真である（析出物組成：Ｍｏ−Ｔ
ｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合）。
を分析した例を示す写真である（析出物組成：Ｍｏ−Ｔ
ｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合）。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年８月２３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】 遅れ破壊強度測定に用いた試験片の寸法、形
状を示す図である。
状を示す図である。
【図２】 化合物の大きさ及び数の測定例を示す顕微鏡
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は３６個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は３６個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
【図３】 化合物の大きさ及び数の測定例を示す顕微鏡
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は２４個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は２４個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
【図４】 化合物の大きさ及び数の測定例を示す顕微鏡
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は１０個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
写真（ＴＥＭ像）及び当該写真から読み取ることのでき
る析出物の表示図である［析出物は１０個／（５００ｎ
ｍ）2 ］。
【図５】 図２中の１について、ＥＤＸによる化合物組
成を分析して得たスペクトル像の一例を示す写真である
（析出物組成：Ｍｏ−Ｔｉ−Ｖ複合）。
成を分析して得たスペクトル像の一例を示す写真である
（析出物組成：Ｍｏ−Ｔｉ−Ｖ複合）。
【図６】 図２中の２について、ＥＤＸによる化合物組
成を分析して得たスペクトル像の一例を示す写真である
（析出物組成：Ｍｏ−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合）。
成を分析して得たスペクトル像の一例を示す写真である
（析出物組成：Ｍｏ−Ｔｉ−Ｖ−Ｃｒ−Ａｌ複合）。
Claims (6)
- 【請求項１】 大きさ：５０ｎｍ以下の化合物が、鋼中
に２０個／（５００ｎｍ）2 以上存在することを特徴と
する耐水素脆化特性に優れた高強度鋼。 - 【請求項２】 大きさ：５０ｎｍ以下の化合物が、Ｍｏ
系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、並びにＭｏ，Ｔ
ｉ，Ｖより選択される２種以上の元素を含む複合化合物
のいずれかである請求項１に記載の高強度鋼。 - 【請求項３】 鋼が、 Ｍｏ：２．００％以下（０％を含まない） Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｖ ：０．２０％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項１または２に記載の高強度鋼。 - 【請求項４】 鋼が、更に他の成分として、 Ｃｒ：２．００％以下（０％を含まない） Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない） Ｎｂ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｗ ：０．２０％以下（０％を含まない） Ｂ ：０．００３％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項３に記載の高強度鋼。 - 【請求項５】 鋼が、更に他の成分として、 Ｃ ：０．１０〜０．６０％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％ Ｏ ：０．００５％以下（０％を含まない） Ｓ ：０．０２５％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される１種以上を含有するものであ
る請求項３または４に記載の高強度鋼。 - 【請求項６】 請求項１〜５に記載された高強度鋼を製
造するに際し、鋳造時の１５００℃から１３００℃への
冷却過程における冷却速度を１０℃／分以上に調整して
冷却することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強
度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16798796A JP4031068B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16798796A JP4031068B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017985A true JPH1017985A (ja) | 1998-01-20 |
| JP4031068B2 JP4031068B2 (ja) | 2008-01-09 |
Family
ID=15859710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16798796A Expired - Fee Related JP4031068B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4031068B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JPH11293392A (ja) * | 1998-04-09 | 1999-10-26 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度長寿命浸炭用鋼及びその製造方法 |
| EP1598437A4 (en) * | 2003-02-20 | 2006-11-22 | Nippon Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PRODUCT WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN INJURY |
| JP2007032834A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 高力ボルト接合部 |
| JP2007031736A (ja) * | 2005-07-22 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
| JP2007270293A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼 |
| WO2015045951A1 (ja) | 2013-09-25 | 2015-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼およびボルト |
| WO2016031528A1 (ja) * | 2014-08-29 | 2016-03-03 | 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 |
| WO2016052093A1 (ja) * | 2014-09-30 | 2016-04-07 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼およびボルト |
| JP2017002354A (ja) * | 2015-06-09 | 2017-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 引張強度が１１８０ＭＰａ以上である耐遅れ破壊性に優れた鋼板 |
| JP2020190027A (ja) * | 2019-05-14 | 2020-11-26 | 日本製鉄株式会社 | ボルト、及びボルト用鋼材 |
| CN115449705A (zh) * | 2015-09-17 | 2022-12-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 高压氢气中的耐氢脆化特性优异的氢用钢结构物及其制造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP5674620B2 (ja) | 2011-10-07 | 2015-02-25 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| KR101604938B1 (ko) | 2012-01-11 | 2016-03-18 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 볼트용 강, 볼트 및 볼트의 제조 방법 |
-
1996
- 1996-06-27 JP JP16798796A patent/JP4031068B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2007032834A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 高力ボルト接合部 |
| JP2007031736A (ja) * | 2005-07-22 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
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