JP2780582B2 - 耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はボルト、板材などの各種
構造用部材に用いられるマルエージ鋼で、特にその耐遅
れ破壊特性に優れた材料及びその製造法に関するもので
ある。
構造用部材に用いられるマルエージ鋼で、特にその耐遅
れ破壊特性に優れた材料及びその製造法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】マルエ−ジ鋼は極低炭素，高ニツケル系
合金に時効硬化元素を添加した合金鋼で，時効処理を行
う事により１３７０Ｎ／ｍｍ2 以上の極めて高い引張強
度と優れた靱性が得られる事は、従来、良く知られてい
る。その最も代表的合金である１８％Ｎｉ系マルエ−ジ
鋼は、優れた強度−靱性バランスを示すことからロケツ
トの構造部材等に使用されているが、大量のコバルトを
含有することから高価格になる事、耐遅れ破壊特性が不
十分である事、といつた問題点を有しており、その適用
用途は限られている。これらの問題点を克服するため、
例えば特公昭６１−４７２１８ではコバルトを含有しな
い系において、Ｓｉ：０．３１％ー１．０２％、Ｎｉ：
１２．２３％−１８．２２％、Ｃｒ：０．０１％−４．
９７％、Ｍｏ：１．９９％−２．０３％、Ｔｉ：１．４
２％−２．００％、Ａｌ：０．０８％−０．０９％等を
含有させて低価格化をはかつたマルエ−ジ鋼（以下、先
行技術１とする）や、特公昭５９−３０７８５ではコバ
ルトを、含有しない系において、Ｎｉ：１０％、Ｃｒ：
９％、Ｍｏ：３％、Ｔｉ：０．９％を含有させて低価格
で引張強度が１４２０Ｎ／ｍｍ2 程度のマルエ−ジ鋼
（以下、先技術２とする）等が考案されている。
合金に時効硬化元素を添加した合金鋼で，時効処理を行
う事により１３７０Ｎ／ｍｍ2 以上の極めて高い引張強
度と優れた靱性が得られる事は、従来、良く知られてい
る。その最も代表的合金である１８％Ｎｉ系マルエ−ジ
鋼は、優れた強度−靱性バランスを示すことからロケツ
トの構造部材等に使用されているが、大量のコバルトを
含有することから高価格になる事、耐遅れ破壊特性が不
十分である事、といつた問題点を有しており、その適用
用途は限られている。これらの問題点を克服するため、
例えば特公昭６１−４７２１８ではコバルトを含有しな
い系において、Ｓｉ：０．３１％ー１．０２％、Ｎｉ：
１２．２３％−１８．２２％、Ｃｒ：０．０１％−４．
９７％、Ｍｏ：１．９９％−２．０３％、Ｔｉ：１．４
２％−２．００％、Ａｌ：０．０８％−０．０９％等を
含有させて低価格化をはかつたマルエ−ジ鋼（以下、先
行技術１とする）や、特公昭５９−３０７８５ではコバ
ルトを、含有しない系において、Ｎｉ：１０％、Ｃｒ：
９％、Ｍｏ：３％、Ｔｉ：０．９％を含有させて低価格
で引張強度が１４２０Ｎ／ｍｍ2 程度のマルエ−ジ鋼
（以下、先技術２とする）等が考案されている。
【０００３】また、ボルト、板材等の各種構造用部材を
制作する際、製造コストを考慮して冷間鍛造にて成形す
る場合が多く、通常の機械構造用鋼では冷間鍛造を行な
つても割れなどの有害な欠陥が発生しないように軟化焼
鈍を行う。軟化焼鈍とは、鋼中で生成するセメンタイト
を球状化、粗大化させると同時に母相をフェライトとす
る処理をいい、通常オ−ステナイトとトフェライトの二
相温度域に長時間加熱保持したのち徐冷する。しかしな
がらマルエ−ジ鋼では極低炭素系であるため、鋼中で生
成するセメンタイトはほとんど存在せず、一方では極め
て焼き入れ性が高いためマルテンサイトが生成しやす
く、通常の軟化焼鈍を行ってもフェライトはほとんど生
成せず、軟化しない。したがつてマルエ−ジ鋼をボルト
などの各種構造用部材へ成形する際は、冷間鍛造では割
れなどの有害な欠陥が発生しやすいため主として熱間鍛
造が行われている。
制作する際、製造コストを考慮して冷間鍛造にて成形す
る場合が多く、通常の機械構造用鋼では冷間鍛造を行な
つても割れなどの有害な欠陥が発生しないように軟化焼
鈍を行う。軟化焼鈍とは、鋼中で生成するセメンタイト
を球状化、粗大化させると同時に母相をフェライトとす
る処理をいい、通常オ−ステナイトとトフェライトの二
相温度域に長時間加熱保持したのち徐冷する。しかしな
がらマルエ−ジ鋼では極低炭素系であるため、鋼中で生
成するセメンタイトはほとんど存在せず、一方では極め
て焼き入れ性が高いためマルテンサイトが生成しやす
く、通常の軟化焼鈍を行ってもフェライトはほとんど生
成せず、軟化しない。したがつてマルエ−ジ鋼をボルト
などの各種構造用部材へ成形する際は、冷間鍛造では割
れなどの有害な欠陥が発生しやすいため主として熱間鍛
造が行われている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上述した先行技術１で
は、Ｃｒの添加量が４．９７％以下と少ないため耐遅れ
破壊特性が不十分であり、先行技術２では、Ａｌを添加
せず、Ｔｉの添加量も０．９％と少ないため引張強度が
１４７０Ｎ／ｍｍ2 未満と不足している。この様に、ボ
ルト、板材等の各種構造部材において高強度で、且つ、
耐遅れ破壊特性に優れた材料に対する強いニ−ズが存在
するにも拘らず、これらの必要特性を十分満足する材料
は未だ考案されていない。
は、Ｃｒの添加量が４．９７％以下と少ないため耐遅れ
破壊特性が不十分であり、先行技術２では、Ａｌを添加
せず、Ｔｉの添加量も０．９％と少ないため引張強度が
１４７０Ｎ／ｍｍ2 未満と不足している。この様に、ボ
ルト、板材等の各種構造部材において高強度で、且つ、
耐遅れ破壊特性に優れた材料に対する強いニ−ズが存在
するにも拘らず、これらの必要特性を十分満足する材料
は未だ考案されていない。
【０００５】またボルト、板材などの各種構造用部材へ
強加工成形する場合は圧延後、熱間鍛造工程、熱処理工
程を経るが、熱間鍛造工程はコストを著しく上昇させる
問題点があり、また、熱間鍛造に代えて冷間鍛造を行う
と、割れなどの有害欠陥が発生しやすいという問題点を
有している。
強加工成形する場合は圧延後、熱間鍛造工程、熱処理工
程を経るが、熱間鍛造工程はコストを著しく上昇させる
問題点があり、また、熱間鍛造に代えて冷間鍛造を行う
と、割れなどの有害欠陥が発生しやすいという問題点を
有している。
【０００６】本発明は、この様な問題点を解決するため
に成されたものであり、ボルト、板材などの各種構造部
材に用いられる耐遅れ破壊特性及び冷間鍛造性に優れた
引張強度１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上のマルエ−ジ鋼とその
製造方法を得ることを目的とする。
に成されたものであり、ボルト、板材などの各種構造部
材に用いられる耐遅れ破壊特性及び冷間鍛造性に優れた
引張強度１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上のマルエ−ジ鋼とその
製造方法を得ることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】ボルト、板材などの高強
度材で問題となる遅れ破壊は、応力の負荷された状態で
材料の腐蝕によつて発生した水素が、材料内部に吸収さ
れて引き起す水素割れに起因する。従つて、耐遅れ破壊
特性を向上させるには、割れの原因となる水素の発生、
吸収を抑制する、即ち、耐蝕性を向上させて腐蝕を抑制
する必要がある。但し、この場合の前提条件として、応
力負荷によって材料が脆性破壊を生じないように充分に
高い靭性を保持しておく事が重要である。
度材で問題となる遅れ破壊は、応力の負荷された状態で
材料の腐蝕によつて発生した水素が、材料内部に吸収さ
れて引き起す水素割れに起因する。従つて、耐遅れ破壊
特性を向上させるには、割れの原因となる水素の発生、
吸収を抑制する、即ち、耐蝕性を向上させて腐蝕を抑制
する必要がある。但し、この場合の前提条件として、応
力負荷によって材料が脆性破壊を生じないように充分に
高い靭性を保持しておく事が重要である。
【０００８】一方、冷間鍛造性は引張試験値のー樣伸び
と良い相関があり、同一強度でもー樣伸びを向上させれ
ば、冷間鍛造性を向上させることが可能であることを見
出だした。ー樣伸び向上のための有効な方法としては結
晶粒径の粗大化が従来より良く知られており、この事か
ら、マルエ−ジ鋼の冷間鍛造性を向上させるために必要
な旧オ−ステナイト粒径の粗大化温度領域を見い出し
た。
と良い相関があり、同一強度でもー樣伸びを向上させれ
ば、冷間鍛造性を向上させることが可能であることを見
出だした。ー樣伸び向上のための有効な方法としては結
晶粒径の粗大化が従来より良く知られており、この事か
ら、マルエ−ジ鋼の冷間鍛造性を向上させるために必要
な旧オ−ステナイト粒径の粗大化温度領域を見い出し
た。
【０００９】上記の観点に立って鋭意検討を行い、引張
強度１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ耐遅れ破壊特性及
び冷間鍛造性に優れたマルエージ鋼を発明した。以下に
限定範囲とその限定理由を示す。Ｃｒ：６．０％以上 １５．０％以下 Ｃｒは耐蝕性の向上により耐遅れ破壊特性を向上させ、
且つ、強度、靭性を向上させる。しかしながら６％未満
では所望の効果が不十分となるため６％以上添加するこ
とが必要である。また１５％を越える添加はδフェライ
トの生成を促進し、著しい強度、靭性、耐遅れ破壊特性
の低下を引き起こす。従って添加量は１５％以下とする
ことが必要である。Ｎｉ：４．０％以上 １２．０％以下 Ｎｉは靭性を向上させ、且つ時効処理を行うことにより
Ｎｉ3 Ｍｏ、Ｎｉ3 Ｔｉ，Ｎｉ3 Ａｌなどの金属間化合
物を生成させて、極めて高い引張強度を発現させる。し
かしながら４％未満では所望の効果が不十分となるため
４％以上添加することが必要である。また１２％を越え
る添加は経済性が損なわれるため１２．０％以下に限定
する。Ｍｏ：０．３％以上 ３．０％以下 Ｍｏは耐蝕性の向上、粒界脆化の抑制により耐遅れ破壊
特性を向上させ、且つＮｉ3 Ｍｏなどの金属間化合物を
生成して強度を向上させる。しかしながら０．３％未満
では所望の効果が不十分となるため０．３％以上添加す
ることが必要である。また３．０％を越えて添加を行っ
ても、その効果は飽和するため３．０％以下に限定す
る。Ｔｉ：１．０％以上 ３．０％以下 Ｔｉは時効処理を行うことによりＮｉ3 Ｔｉなどの金属
間化合物を生成して強度を向上させる。しかしながら
１．０％未満では所望の効果が不十分となるため１．０
％以上添加することが必要である。また３．０％を越え
て添加は靭性の低下を引き起こす。従って添加量は３．
０％以下とすることが必要である。Ａｌ：０．０１％以上 ２．００％以下 Ａｌは脱酸元素として有効であり、また時効処理を行う
ことによりＮｉ3 Ａｌなどの金属間化合物を生成して強
度を向上させる。しかしながら０．０１％未満では所望
の効果が不十分となるため０．０１％以上添加すること
が必要である。また２．００％を越えて添加は靭性の低
下を引き起こす。従って添加量は２．００％以下とする
ことが必要である。
強度１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ耐遅れ破壊特性及
び冷間鍛造性に優れたマルエージ鋼を発明した。以下に
限定範囲とその限定理由を示す。Ｃｒ：６．０％以上 １５．０％以下 Ｃｒは耐蝕性の向上により耐遅れ破壊特性を向上させ、
且つ、強度、靭性を向上させる。しかしながら６％未満
では所望の効果が不十分となるため６％以上添加するこ
とが必要である。また１５％を越える添加はδフェライ
トの生成を促進し、著しい強度、靭性、耐遅れ破壊特性
の低下を引き起こす。従って添加量は１５％以下とする
ことが必要である。Ｎｉ：４．０％以上 １２．０％以下 Ｎｉは靭性を向上させ、且つ時効処理を行うことにより
Ｎｉ3 Ｍｏ、Ｎｉ3 Ｔｉ，Ｎｉ3 Ａｌなどの金属間化合
物を生成させて、極めて高い引張強度を発現させる。し
かしながら４％未満では所望の効果が不十分となるため
４％以上添加することが必要である。また１２％を越え
る添加は経済性が損なわれるため１２．０％以下に限定
する。Ｍｏ：０．３％以上 ３．０％以下 Ｍｏは耐蝕性の向上、粒界脆化の抑制により耐遅れ破壊
特性を向上させ、且つＮｉ3 Ｍｏなどの金属間化合物を
生成して強度を向上させる。しかしながら０．３％未満
では所望の効果が不十分となるため０．３％以上添加す
ることが必要である。また３．０％を越えて添加を行っ
ても、その効果は飽和するため３．０％以下に限定す
る。Ｔｉ：１．０％以上 ３．０％以下 Ｔｉは時効処理を行うことによりＮｉ3 Ｔｉなどの金属
間化合物を生成して強度を向上させる。しかしながら
１．０％未満では所望の効果が不十分となるため１．０
％以上添加することが必要である。また３．０％を越え
て添加は靭性の低下を引き起こす。従って添加量は３．
０％以下とすることが必要である。Ａｌ：０．０１％以上 ２．００％以下 Ａｌは脱酸元素として有効であり、また時効処理を行う
ことによりＮｉ3 Ａｌなどの金属間化合物を生成して強
度を向上させる。しかしながら０．０１％未満では所望
の効果が不十分となるため０．０１％以上添加すること
が必要である。また２．００％を越えて添加は靭性の低
下を引き起こす。従って添加量は２．００％以下とする
ことが必要である。
【００１０】Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏの割合 本発明では上記限定に加えてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏを下記
（１）、（２）、（３）式を全て満足する範囲で含有す
ることが必要である。 （１） Ｎｉ≧ １．０７（Ｃｒ＋Ｍｏ）−６．６ （２） Ｎｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２３ （３） Ｎｉ≧−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１１．９ （１）式の関係を満たさない場合はδフェライトが生成
し、著しく強度、靭性、耐遅れ破壊特性が低下する。
（２）式の関係を満たさない場合は、室温近傍において
もオ−ステナイトが多量に存在し著しく強度が低下す
る。また（３）式の関係を満たさない場合は著しく強
度、靭性が低下する。従って本発明においては上記限定
に加えてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏを上記（１）、（２）、
（３）式を全て満足する範囲で含有することが必要であ
る。
（１）、（２）、（３）式を全て満足する範囲で含有す
ることが必要である。 （１） Ｎｉ≧ １．０７（Ｃｒ＋Ｍｏ）−６．６ （２） Ｎｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２３ （３） Ｎｉ≧−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１１．９ （１）式の関係を満たさない場合はδフェライトが生成
し、著しく強度、靭性、耐遅れ破壊特性が低下する。
（２）式の関係を満たさない場合は、室温近傍において
もオ−ステナイトが多量に存在し著しく強度が低下す
る。また（３）式の関係を満たさない場合は著しく強
度、靭性が低下する。従って本発明においては上記限定
に加えてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏを上記（１）、（２）、
（３）式を全て満足する範囲で含有することが必要であ
る。
【００１１】本発明鋼においては上記限定元素に加え、
下記元素のいずれか１種または２種以上を含有すること
も可能である。Ｓｉ：０．０３％以上 ０．１０％未満 Ｓｉは脱酸元素として有効であり、また固溶強化により
強度の向上にも有効である。しかしながら０．０３％未
満では所望の効果が不十分となるため０．０３％以上添
加することが必要である。また添加量が増加すると靱性
の低下を引き起こす。従って添加量は０．１０未満とす
る。Ｍｎ：０．０５％以上 １．００％以下 Ｍｎは高温での塑性加工性を改善する効果を有する。し
かしながら０．０５％未満では所望の効果が不十分とな
るため０．０５％以上添加することが必要である。また
１．００％を超える添加は靱性、耐遅れ破壊特性の低下
を引き起こす。従って添加量は１．００％以下とするこ
とが必要である。Ｃｕ：０．１％以上 ３．０％以下 Ｃｕは耐食性の向上により、耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また０．８％以上添加した場合は時効処理を行うこ
とにより強度を向上させる作用も有する。しかしながら
０．１％未満では所望の効果が不十分となるため０．１
％以上添加することが必要である。また３．０％を越え
る添加は靱性の低下を引き起こす。従って添加量は３．
０％以下とすることが必要である。Ｎｂ：０．０１％以上 ０．５０％以下 Ｎｂは時効処理を行うことによりＮｉ3 Ｎｂ等の金属間
化合物を生成して、強度を向上させる。しかしながら
０．０１％未満では所望の効果が不十分となるため０．
０１％以上添加することが必要である。また０．５０％
を越える添加は靱性の低下を引き起こす。従って添加量
は０．５０％以下とすることが必要である。不純物元素 不純物元素であるＣ，Ｐ、Ｓ、Ｎの含有量は、それぞれ
０．１％以下、０．０３％以下、０．０３％以下、０．
０５％以下であることが望ましい。
下記元素のいずれか１種または２種以上を含有すること
も可能である。Ｓｉ：０．０３％以上 ０．１０％未満 Ｓｉは脱酸元素として有効であり、また固溶強化により
強度の向上にも有効である。しかしながら０．０３％未
満では所望の効果が不十分となるため０．０３％以上添
加することが必要である。また添加量が増加すると靱性
の低下を引き起こす。従って添加量は０．１０未満とす
る。Ｍｎ：０．０５％以上 １．００％以下 Ｍｎは高温での塑性加工性を改善する効果を有する。し
かしながら０．０５％未満では所望の効果が不十分とな
るため０．０５％以上添加することが必要である。また
１．００％を超える添加は靱性、耐遅れ破壊特性の低下
を引き起こす。従って添加量は１．００％以下とするこ
とが必要である。Ｃｕ：０．１％以上 ３．０％以下 Ｃｕは耐食性の向上により、耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また０．８％以上添加した場合は時効処理を行うこ
とにより強度を向上させる作用も有する。しかしながら
０．１％未満では所望の効果が不十分となるため０．１
％以上添加することが必要である。また３．０％を越え
る添加は靱性の低下を引き起こす。従って添加量は３．
０％以下とすることが必要である。Ｎｂ：０．０１％以上 ０．５０％以下 Ｎｂは時効処理を行うことによりＮｉ3 Ｎｂ等の金属間
化合物を生成して、強度を向上させる。しかしながら
０．０１％未満では所望の効果が不十分となるため０．
０１％以上添加することが必要である。また０．５０％
を越える添加は靱性の低下を引き起こす。従って添加量
は０．５０％以下とすることが必要である。不純物元素 不純物元素であるＣ，Ｐ、Ｓ、Ｎの含有量は、それぞれ
０．１％以下、０．０３％以下、０．０３％以下、０．
０５％以下であることが望ましい。
【００１２】冷間鍛造前溶体化処理温度 本発明のマルエ−ジ鋼の製造は、冷間鍛造前熱処理工
程、冷間鍛造工程、溶体化、時硬処理工程を経るが、冷
間鍛造前熱処理工程として行う溶体化処理は旧オ−ステ
ナイト粒径を粗大化させて冷間鍛造性を向上させるため
に行う。溶体化処理温度が９７０℃未満では所望の効果
が不十分となるため９７０℃以上とすることが必要であ
る。また１２５０℃より高温まで加熱しても所望の効果
が飽和するため上限を１２５０℃とした。
程、冷間鍛造工程、溶体化、時硬処理工程を経るが、冷
間鍛造前熱処理工程として行う溶体化処理は旧オ−ステ
ナイト粒径を粗大化させて冷間鍛造性を向上させるため
に行う。溶体化処理温度が９７０℃未満では所望の効果
が不十分となるため９７０℃以上とすることが必要であ
る。また１２５０℃より高温まで加熱しても所望の効果
が飽和するため上限を１２５０℃とした。
【００１３】
【実施例】本発明鋼及び比較鋼の化学成分を表１に示
す。それぞれの化学成分に調製された供試鋼を１６ｍｍ
厚さまで熱間圧延後、室温まで放冷した。次いで供試鋼
を８００〜９００℃に加熱焼入後、４５０〜６５０℃の
範囲で時効処理を行い強度、耐遅れ破壊特性評価に供し
た。
す。それぞれの化学成分に調製された供試鋼を１６ｍｍ
厚さまで熱間圧延後、室温まで放冷した。次いで供試鋼
を８００〜９００℃に加熱焼入後、４５０〜６５０℃の
範囲で時効処理を行い強度、耐遅れ破壊特性評価に供し
た。
【００１４】
【表１】
【００１５】引張強度評価は平行部径６ｍｍ、標点間距
離３０ｍｍの丸棒試験片を供試鋼から切り出して行っ
た。耐遅れ破壊特性評価は図３の遅れ破壊試験片図に示
す曲げ試験片（幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ１５０
ｍｍの角棒試験片に厚さ１０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ面の
片面中央部に幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍの面に平行にノ
ッチ幅０．２ｍｍ、全厚に渡つて、深さ１．５ｍｍのソ
−ノッチに連続して深さ１．５ｍｍの疲労ノッチを設け
た曲試験片）を供試鋼から切り出し、カンチレバ−タイ
プ試験幾を用いて、３．５％ＮａＣｌ水溶液（２０℃）
に試験片切り欠き部を浸漬し、荷重付加後破断時間を測
定した。５００時間以上経過しても破断しない最大荷重
から、試験片切り欠き先端の応力拡大係数を次式を用い
て算出し、その値をＫ1SCCと定め、耐遅れ破壊特性の指
標とした。耐遅れ破壊特性の判定は、Ｋ1SCCが１４７０
Ｎ／ｍｍ3/2 以上を良好と定めた。 Ｋ1 ＝６Ｍａ1/2 ／ｂｗ2 １．９９−２．４７（ａ／
ｗ）＋１２．９７（ａ／ｗ）2 −２３．１７（ａ／ｗ）
3＋２４．８（ａ／ｗ）4 ｝ 但し Ｋ1 ：応力拡大係数 Ｍ ：切り欠き部のモ−メント ａ ：切り欠き深さ（３ｍｍ） ｂ ：試験片厚さ（１０ｍｍ） ｗ ：試験片幅（１５ｍｍ）
離３０ｍｍの丸棒試験片を供試鋼から切り出して行っ
た。耐遅れ破壊特性評価は図３の遅れ破壊試験片図に示
す曲げ試験片（幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、長さ１５０
ｍｍの角棒試験片に厚さ１０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ面の
片面中央部に幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍの面に平行にノ
ッチ幅０．２ｍｍ、全厚に渡つて、深さ１．５ｍｍのソ
−ノッチに連続して深さ１．５ｍｍの疲労ノッチを設け
た曲試験片）を供試鋼から切り出し、カンチレバ−タイ
プ試験幾を用いて、３．５％ＮａＣｌ水溶液（２０℃）
に試験片切り欠き部を浸漬し、荷重付加後破断時間を測
定した。５００時間以上経過しても破断しない最大荷重
から、試験片切り欠き先端の応力拡大係数を次式を用い
て算出し、その値をＫ1SCCと定め、耐遅れ破壊特性の指
標とした。耐遅れ破壊特性の判定は、Ｋ1SCCが１４７０
Ｎ／ｍｍ3/2 以上を良好と定めた。 Ｋ1 ＝６Ｍａ1/2 ／ｂｗ2 １．９９−２．４７（ａ／
ｗ）＋１２．９７（ａ／ｗ）2 −２３．１７（ａ／ｗ）
3＋２４．８（ａ／ｗ）4 ｝ 但し Ｋ1 ：応力拡大係数 Ｍ ：切り欠き部のモ−メント ａ ：切り欠き深さ（３ｍｍ） ｂ ：試験片厚さ（１０ｍｍ） ｗ ：試験片幅（１５ｍｍ）
【００１６】表１及び図１のＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ含有量と
強度、靭性、耐遅れ破壊特性の関係特性図に示す実施例
から明らかなように比較鋼１７はＣｒ量が本発明の限定
範囲より多いためδフェライトが生成し、強度、耐遅れ
破壊特性とも劣化している。比較鋼１８はＣｒ量が本発
明の限定範囲より少ないため、耐遅れ破壊特性が劣化し
ている。比較鋼１９は（１）式を満たさないためδフェ
ライトが生成し、強度、耐遅れ破壊特性とも劣化してい
る。比較鋼２０はＮｉ量が本発明の限定範囲より少ない
ため強度、靭性とも劣化しており、応力拡大係数が７８
４Ｎ／ｍｍ3/2 を越える曲げ荷重を試験片に付加すると
脆性破壊を生じ、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化してい
る。比較鋼２１は（２）式を満たさないため強度が劣化
している。比較鋼２２は（３）式を満たさないため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２３はＭｏ量が本発明の限定範囲より少ないため耐
遅れ破壊特性が劣化している。比較鋼２４はＴｉ量が本
発明の限定範囲より少ないため強度が劣化している。比
較鋼２５はＴｉ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２６はＡｌ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２７はＳｉ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２８はＭｎ量が本発明の限定範囲より多いため耐遅
れ破壊特性が劣化している。比較鋼２９はＣｕ量が本発
明の限定範囲より多いため靭性が劣化し、結果的に耐遅
れ破壊特性が劣化している。比較鋼３０はＮｂ量が本発
明の限定範囲より多いため靭性が劣化し、結果的に耐遅
れ破壊特性が劣化している。
強度、靭性、耐遅れ破壊特性の関係特性図に示す実施例
から明らかなように比較鋼１７はＣｒ量が本発明の限定
範囲より多いためδフェライトが生成し、強度、耐遅れ
破壊特性とも劣化している。比較鋼１８はＣｒ量が本発
明の限定範囲より少ないため、耐遅れ破壊特性が劣化し
ている。比較鋼１９は（１）式を満たさないためδフェ
ライトが生成し、強度、耐遅れ破壊特性とも劣化してい
る。比較鋼２０はＮｉ量が本発明の限定範囲より少ない
ため強度、靭性とも劣化しており、応力拡大係数が７８
４Ｎ／ｍｍ3/2 を越える曲げ荷重を試験片に付加すると
脆性破壊を生じ、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化してい
る。比較鋼２１は（２）式を満たさないため強度が劣化
している。比較鋼２２は（３）式を満たさないため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２３はＭｏ量が本発明の限定範囲より少ないため耐
遅れ破壊特性が劣化している。比較鋼２４はＴｉ量が本
発明の限定範囲より少ないため強度が劣化している。比
較鋼２５はＴｉ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２６はＡｌ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２７はＳｉ量が本発明の限定範囲より多いため靭性
が劣化し、結果的に耐遅れ破壊特性が劣化している。比
較鋼２８はＭｎ量が本発明の限定範囲より多いため耐遅
れ破壊特性が劣化している。比較鋼２９はＣｕ量が本発
明の限定範囲より多いため靭性が劣化し、結果的に耐遅
れ破壊特性が劣化している。比較鋼３０はＮｂ量が本発
明の限定範囲より多いため靭性が劣化し、結果的に耐遅
れ破壊特性が劣化している。
【００１７】比較鋼に対して本発明のマレエ−ジ鋼１〜
１６はいずれも引張強度は１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上で、
耐遅れ破壊特性の指標であるＫ1SCCは１４７０Ｎ／ｍｍ
3/2以上と優れている。
１６はいずれも引張強度は１４７０Ｎ／ｍｍ2 以上で、
耐遅れ破壊特性の指標であるＫ1SCCは１４７０Ｎ／ｍｍ
3/2以上と優れている。
【００１８】冷間鍛造性評価は、本発明のマレエ−ジ鋼
を熱間圧延後、溶体化処理を８００℃〜１２８０℃の範
囲で実施して供試鋼とした。溶体化処理後、図４の切り
欠き付き円筒試験片図に示す、径１４ｍｍ、高さ２１ｍ
ｍの円筒試験片に両端面に垂直に幅３０°、深さ０．８
ｍｍ、長さ２１ｍｍ先端Ｒ０．１５ｍｍの切り欠きと両
端面に１２０°径２ｍｍ拘束穴を有する切り欠き付き円
筒試験片を切り出し、試験片両端面を拘束した条件下で
圧縮試験を実施して、割れ等の欠陥が発生しない最大圧
縮率（以下、限界圧縮率と呼び、次式により算出す
る。）を求めた。冷間鍛造性の判定は限界圧縮率が５０
％以上を良好と定めた。 ε＝（ｈ0 −ｈ1 ）／ｈ0 ×１００ 但しε ：限界圧縮率（％） ｈ0 ：試験片の元の高さ ｈ1 ：割れなどの欠陥が発生しない最小の試験片高さ 表２及び図２の限界圧縮率と溶体化処理温度の関係特性
図に示す実施例から明らかなように、溶体化処理温度が
９７０℃未満の場合は限界圧縮率が５０％に満たない
が、溶体化処理温度を９７０℃以上とすることにより限
界圧縮率が５０％以上と良好な冷間鍛造性を達成するこ
とが可能となる。また１２５０℃より高温まで加熱して
も所望の効果が飽和するため上限を１２５０℃とした。
なお、表２及び図２は供試鋼Ｎｏ・１の例であるが、他
の供試鋼においても同様な結果が得られ、上記のような
温度範囲が特定された。又、本実施例では熱間圧延材を
使用したが、熱間圧延材に代えて、熱間鍛造材を使用し
ても同様な結果が得られる。従って、冷間鍛造前の素材
の製造履歴に係わらず、上述の冷間鍛造前熱処理を行う
事により良好な冷間鍛造性を達成出来る。
を熱間圧延後、溶体化処理を８００℃〜１２８０℃の範
囲で実施して供試鋼とした。溶体化処理後、図４の切り
欠き付き円筒試験片図に示す、径１４ｍｍ、高さ２１ｍ
ｍの円筒試験片に両端面に垂直に幅３０°、深さ０．８
ｍｍ、長さ２１ｍｍ先端Ｒ０．１５ｍｍの切り欠きと両
端面に１２０°径２ｍｍ拘束穴を有する切り欠き付き円
筒試験片を切り出し、試験片両端面を拘束した条件下で
圧縮試験を実施して、割れ等の欠陥が発生しない最大圧
縮率（以下、限界圧縮率と呼び、次式により算出す
る。）を求めた。冷間鍛造性の判定は限界圧縮率が５０
％以上を良好と定めた。 ε＝（ｈ0 −ｈ1 ）／ｈ0 ×１００ 但しε ：限界圧縮率（％） ｈ0 ：試験片の元の高さ ｈ1 ：割れなどの欠陥が発生しない最小の試験片高さ 表２及び図２の限界圧縮率と溶体化処理温度の関係特性
図に示す実施例から明らかなように、溶体化処理温度が
９７０℃未満の場合は限界圧縮率が５０％に満たない
が、溶体化処理温度を９７０℃以上とすることにより限
界圧縮率が５０％以上と良好な冷間鍛造性を達成するこ
とが可能となる。また１２５０℃より高温まで加熱して
も所望の効果が飽和するため上限を１２５０℃とした。
なお、表２及び図２は供試鋼Ｎｏ・１の例であるが、他
の供試鋼においても同様な結果が得られ、上記のような
温度範囲が特定された。又、本実施例では熱間圧延材を
使用したが、熱間圧延材に代えて、熱間鍛造材を使用し
ても同様な結果が得られる。従って、冷間鍛造前の素材
の製造履歴に係わらず、上述の冷間鍛造前熱処理を行う
事により良好な冷間鍛造性を達成出来る。
【００１９】
【表２】
【００２０】
（１）本発明のマルエ−ジ鋼は引張強度１４７０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上で、且つ、耐遅れ破壊特性に優れておりボル
ト、板材等の各種構造用部材に適しており、その軽量
化、製造費低減などに有効に寄与し、工業上有用な効果
がもたらされる。 （２）本発明のマルエ−ジ鋼の製造方法によれば、冷間
鍛造する前に９７０℃から１２５０℃の範囲で溶体化処
理を施したので、冷間強塑性加工が可能になり、熱間鍛
造等の熱間強塑性加工材に比較して寸法精度向上、製造
費低減などに有効に寄与し、工業上有用な効果がもたら
される。
ｍ2 以上で、且つ、耐遅れ破壊特性に優れておりボル
ト、板材等の各種構造用部材に適しており、その軽量
化、製造費低減などに有効に寄与し、工業上有用な効果
がもたらされる。 （２）本発明のマルエ−ジ鋼の製造方法によれば、冷間
鍛造する前に９７０℃から１２５０℃の範囲で溶体化処
理を施したので、冷間強塑性加工が可能になり、熱間鍛
造等の熱間強塑性加工材に比較して寸法精度向上、製造
費低減などに有効に寄与し、工業上有用な効果がもたら
される。
【図１】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ含有量と強度、靭性、耐遅れ
破壊特性の関係特性図である。
破壊特性の関係特性図である。
【図２】限界圧縮率と溶体化処理温度の関係特性図であ
る。
る。
【図３】遅れ破壊試験片の説明図である。
【図４】切り欠き付き円筒試験片の説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 栗原 正好 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 三瓶 哲也 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 石川 信行 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭59−47363（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00 C21D 8/00
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃｒ：６．０ ％以上 １５．０ ％以下 Ｎｉ：４．０ ％以上 １２．０ ％以下 Ｍｏ：０．３ ％以上 ３．０ ％以下 Ｔｉ：１．０ ％以上 ３．０ ％以下 Ａｌ：０．０１％以上 ２．００％以下 を下記（１）、（２）及び（３）式を全て満足する範囲
で含有し，残部が鉄および不可避的不純物元素からなる
耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼。 （１） Ｎｉ≧ １．０７（Ｃｒ＋Ｍｏ）−６．６ （２） Ｎｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２３ （３） Ｎｉ≧−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１１．９ - 【請求項２】 重量％で、 Ｃｒ：６．０ ％以上 １５．０ ％以下 Ｎｉ：４．０ ％以上 １２．０ ％以下 Ｍｏ：０．３ ％以上 ３．０ ％以下 Ｔｉ：１．０ ％以上 ３．０ ％以下 Ａｌ：０．０１％以上 ２．００％以下 を下記（１）、（２）及び（３）式を全て満足する範囲
で含有し、 （１） Ｎｉ≧ １．０７（Ｃｒ＋Ｍｏ）−６．６ （２） Ｎｉ≦−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋２３ （３） Ｎｉ≧−０．８（Ｃｒ＋Ｍｏ）＋１１．９ 更に Ｓｉ：０．０３％以上 ０．１０％未満 Ｍｎ：０．０５％以上 １．００％以下 Ｃｕ：０．１ ％以上 ３．０ ％以下 Ｎｂ：０．０１％以上 ０．５０％以下 のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及
び不可避的不純物元素からなる耐遅れ破壊特性に優れた
マルエージ鋼。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２のマルエージ鋼
を製造する際に９７０℃から１２５０℃の範囲で溶体化
処理した後に、冷間鍛造する事を特徴とするマルエージ
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4311766A JP2780582B2 (ja) | 1992-11-20 | 1992-11-20 | 耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4311766A JP2780582B2 (ja) | 1992-11-20 | 1992-11-20 | 耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06158228A JPH06158228A (ja) | 1994-06-07 |
| JP2780582B2 true JP2780582B2 (ja) | 1998-07-30 |
Family
ID=18021228
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4311766A Expired - Lifetime JP2780582B2 (ja) | 1992-11-20 | 1992-11-20 | 耐遅れ破壊特性に優れたマルエージ鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2780582B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5409708B2 (ja) * | 2011-06-16 | 2014-02-05 | 株式会社日立製作所 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼と、それを用いた蒸気タービン長翼 |
| JP6049331B2 (ja) | 2012-07-03 | 2016-12-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの動翼の製造方法および蒸気タービン |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5947363A (ja) * | 1982-09-01 | 1984-03-17 | Hitachi Metals Ltd | 遅れ破壊特性の優れたＣｏを含まないマルエ−ジング鋼 |
-
1992
- 1992-11-20 JP JP4311766A patent/JP2780582B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06158228A (ja) | 1994-06-07 |
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