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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