JP3217589B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐遅れ破壊特性に優れた
高張力鋼棒の製造に適用するものである。具体的にはＪ
ＩＳ Ｇ ３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／
１４５のＰＣ鋼棒の耐遅れ破壊特性の改善に関する。
高張力鋼棒の製造に適用するものである。具体的にはＪ
ＩＳ Ｇ ３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／
１４５のＰＣ鋼棒の耐遅れ破壊特性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣパイルにはパイルのひび割れ防止、
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣパイルの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。ＰＣ鋼
棒は強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高いうえに、コ
ンクリート中で強度の７０％の張力を負荷された状態で
使用されるため、遅れ破壊が発生する可能性が高い。こ
のため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣパイルの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。ＰＣ鋼
棒は強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高いうえに、コ
ンクリート中で強度の７０％の張力を負荷された状態で
使用されるため、遅れ破壊が発生する可能性が高い。こ
のため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
【０００３】遅れ破壊は粒界破壊が支配的であるため、
旧オーステナイト粒を微細化する対策（特開平５−１７
１３５６号公報）や、焼戻し温度を高くする対策（特開
平５−１１７８１１号公報）等が取られている。また、
遅れ破壊の原因となる水素の侵入を抑制するため、合金
元素の添加により耐腐食特性を向上させることも試みら
れている（特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−
２４０２３７号公報、特開平２−２４０２４４号公
報）。更に合金元素の添加による高温焼戻しが耐遅れ破
壊特性を向上させるという提案もある。
旧オーステナイト粒を微細化する対策（特開平５−１７
１３５６号公報）や、焼戻し温度を高くする対策（特開
平５−１１７８１１号公報）等が取られている。また、
遅れ破壊の原因となる水素の侵入を抑制するため、合金
元素の添加により耐腐食特性を向上させることも試みら
れている（特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−
２４０２３７号公報、特開平２−２４０２４４号公
報）。更に合金元素の添加による高温焼戻しが耐遅れ破
壊特性を向上させるという提案もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
いずれの方法も遅れ破壊の特徴である粒界破壊の抑制は
不十分で、耐遅れ破壊特性向上には完全とは言えない。
そこで本発明は上記のような事情に着目してなされたも
のであり、その目的は圧延温度と圧下率を規定すること
によってアスペクト比を制御し、遅れ破壊感受性が低い
高強度棒鋼を提供しようとするものである。
いずれの方法も遅れ破壊の特徴である粒界破壊の抑制は
不十分で、耐遅れ破壊特性向上には完全とは言えない。
そこで本発明は上記のような事情に着目してなされたも
のであり、その目的は圧延温度と圧下率を規定すること
によってアスペクト比を制御し、遅れ破壊感受性が低い
高強度棒鋼を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高強度鋼
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の圧延における温度、圧下率の制御により遅れ破壊に要
する水素量が増加できる、つまり耐遅れ破壊特性が改善
できるとの知見を得て、本発明を完成するに至ったもの
である。
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の圧延における温度、圧下率の制御により遅れ破壊に要
する水素量が増加できる、つまり耐遅れ破壊特性が改善
できるとの知見を得て、本発明を完成するに至ったもの
である。
【０００６】その要旨とするところは、Ｃ：０．１５〜
０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５
〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、さらに必要
に応じＣｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．
５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で、未再結
晶温度域で圧延後、水冷し、焼き戻された焼戻しマルテ
ンサイト組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５１による旧
オーステナイト粒度番号が９以上であるとともにアスペ
クト比が２以上であり、限界拡散性水素量が０．３９ｐ
ｐｍ以上で，且つ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であ
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒
であり、さらに上記成分の鋼を熱間圧延するに際し、温
度７００℃以上８５０℃以下の未再結晶温度域で３０％
以上の圧下率を与える工程を経た後、水冷することによ
ってマルテンサイト組織にした後、３５０〜５００℃の
温度範囲で焼き戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に
優れた高強度鋼棒の製造方法である。
０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５
〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、さらに必要
に応じＣｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．
５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で、未再結
晶温度域で圧延後、水冷し、焼き戻された焼戻しマルテ
ンサイト組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５１による旧
オーステナイト粒度番号が９以上であるとともにアスペ
クト比が２以上であり、限界拡散性水素量が０．３９ｐ
ｐｍ以上で，且つ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であ
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒
であり、さらに上記成分の鋼を熱間圧延するに際し、温
度７００℃以上８５０℃以下の未再結晶温度域で３０％
以上の圧下率を与える工程を経た後、水冷することによ
ってマルテンサイト組織にした後、３５０〜５００℃の
温度範囲で焼き戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に
優れた高強度鋼棒の製造方法である。
【０００７】
【作用】この遅れ破壊試験方法は図１の形状の環状ノッ
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／ｈｏｕｒの昇温速度で加熱し測定を行う
が、水素の放出プロファイルには図３のように２つのピ
ークが現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散
し得る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義す
る。
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／ｈｏｕｒの昇温速度で加熱し測定を行う
が、水素の放出プロファイルには図３のように２つのピ
ークが現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散
し得る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義す
る。
【０００８】こうして求めた破断時間とそのときの拡散
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よってＰＣ鋼棒での遅れ破壊クラックの発生と伝播現象
を調査した結果、次のことが判明した。すなわち、圧延
仕上げ温度を未再結晶温度域である７００℃以上８５０
℃以下としこの温度域での圧下率を３０％以上、好まし
くは５０％以上とし、且つ冷却速度を１５０℃／ｓｅｃ
以上の範囲にして冷却することによって旧オーステナイ
ト結晶粒が伸長化され、アスペクト比が２以上、前記の
好ましい条件下では４以上であるマルテンサイト組織を
得る。このような組織を持つ鋼では亀裂が旧オーステナ
イト粒界に沿って伝播することが困難であり、したがっ
て粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要とする、
すなわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できることを見
出したのである。
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よってＰＣ鋼棒での遅れ破壊クラックの発生と伝播現象
を調査した結果、次のことが判明した。すなわち、圧延
仕上げ温度を未再結晶温度域である７００℃以上８５０
℃以下としこの温度域での圧下率を３０％以上、好まし
くは５０％以上とし、且つ冷却速度を１５０℃／ｓｅｃ
以上の範囲にして冷却することによって旧オーステナイ
ト結晶粒が伸長化され、アスペクト比が２以上、前記の
好ましい条件下では４以上であるマルテンサイト組織を
得る。このような組織を持つ鋼では亀裂が旧オーステナ
イト粒界に沿って伝播することが困難であり、したがっ
て粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要とする、
すなわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できることを見
出したのである。
【０００９】これらの実験及び検討の結果本発明を完成
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るためには０．１５％以上必要である
が、０．５％を超えると靱性を劣化させるとともに耐遅
れ破壊特性も劣化させる元素であるために０．１５％以
上０．５％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸および強度を高
めるのに必要な元素であり、０．１％以上添加する。
２．０％を超えると脆化の原因となるので、０．１％以
上２．０％以下とした。Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性
の確保のため０．０５％以上必要であり、２．０％を超
えるとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆
化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であ
るために０．０５％以上２．０％以下とした。
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るためには０．１５％以上必要である
が、０．５％を超えると靱性を劣化させるとともに耐遅
れ破壊特性も劣化させる元素であるために０．１５％以
上０．５％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸および強度を高
めるのに必要な元素であり、０．１％以上添加する。
２．０％を超えると脆化の原因となるので、０．１％以
上２．０％以下とした。Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性
の確保のため０．０５％以上必要であり、２．０％を超
えるとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆
化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であ
るために０．０５％以上２．０％以下とした。
【００１０】Ｐは焼入れ性元素としては有効であるが、
凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト域加熱時
に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特
性を劣化させる元素であるために０．０１５％以下とし
た。Ｓは不可避的不純物であるが、オーステナイト域加
熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破
壊特性を劣化させる元素であるために０．０２％以下と
した。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．０
０５％以上必要であるが、０．１％を超えると靱性の劣
化を招くために０．００５％以上０．１％以下とした。
凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト域加熱時
に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特
性を劣化させる元素であるために０．０１５％以下とし
た。Ｓは不可避的不純物であるが、オーステナイト域加
熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破
壊特性を劣化させる元素であるために０．０２％以下と
した。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．０
０５％以上必要であるが、０．１％を超えると靱性の劣
化を招くために０．００５％以上０．１％以下とした。
【００１１】また、耐遅れ破壊特性に及ぼす合金元素、
焼戻し温度の影響を調べたところ、従来の高強度棒鋼に
比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの添加が有
効であることを見出した。従って、必要に応じこれらの
元素の内、１種または２種以上を含有させる。
焼戻し温度の影響を調べたところ、従来の高強度棒鋼に
比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの添加が有
効であることを見出した。従って、必要に応じこれらの
元素の内、１種または２種以上を含有させる。
【００１２】Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには０．１
％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために３．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために、また焼戻し軟化抵抗
を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定して１４５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の引張荷重を得るのに０．０５％以上必
要な元素であり、１．２％を超えるとその効果は飽和し
コストの上昇を招くために０．０５％以上１．２％以下
とした。Ｎｉは靱性を向上させるとともに耐遅れ破壊特
性を向上させるために０．０５％以上必要であるが、
２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろコスト上昇
を招くために０．０５％以上２．０％以下とした。
％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために３．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために、また焼戻し軟化抵抗
を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定して１４５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の引張荷重を得るのに０．０５％以上必
要な元素であり、１．２％を超えるとその効果は飽和し
コストの上昇を招くために０．０５％以上１．２％以下
とした。Ｎｉは靱性を向上させるとともに耐遅れ破壊特
性を向上させるために０．０５％以上必要であるが、
２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろコスト上昇
を招くために０．０５％以上２．０％以下とした。
【００１３】Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは、結晶粒の微細化に寄与
し、かつ水素との親和性に富み鋼中での水素の拡散・集
積を抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な元
素であるため、それぞれＶ：０．１０％以上、Ｔｉ：
０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上必要であ
る。ただし多すぎるとその効果は飽和しむしろ靱性を劣
化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．５０％以
下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下とし
た。
し、かつ水素との親和性に富み鋼中での水素の拡散・集
積を抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な元
素であるため、それぞれＶ：０．１０％以上、Ｔｉ：
０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上必要であ
る。ただし多すぎるとその効果は飽和しむしろ靱性を劣
化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．５０％以
下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下とし
た。
【００１４】旧オーステナイト粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０
５５１による粒度番号が９以上の微細粒では限界拡散性
水素量が多く、遅れ破壊特性が向上する。粒度番号が９
未満になると限界拡散性水素量は少なく、遅れ破壊特性
が悪化するため、粒度番号を９以上とした。次に本発明
で目的とする高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の向上に対
して最も重要な点である旧オーステナイト粒のアスペク
ト比の限定理由について述べる。図５に焼戻しマルテン
サイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼ
す旧オーステナイト粒のアスペクト比の影響について解
析した一例を示す。アスペクト比が２未満では限界拡散
性水素量の向上効果が少ない、即ち遅れ破壊特性向上効
果が少ないため、アスペクト比を２以上に限定した。
５５１による粒度番号が９以上の微細粒では限界拡散性
水素量が多く、遅れ破壊特性が向上する。粒度番号が９
未満になると限界拡散性水素量は少なく、遅れ破壊特性
が悪化するため、粒度番号を９以上とした。次に本発明
で目的とする高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の向上に対
して最も重要な点である旧オーステナイト粒のアスペク
ト比の限定理由について述べる。図５に焼戻しマルテン
サイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼ
す旧オーステナイト粒のアスペクト比の影響について解
析した一例を示す。アスペクト比が２未満では限界拡散
性水素量の向上効果が少ない、即ち遅れ破壊特性向上効
果が少ないため、アスペクト比を２以上に限定した。
【００１５】本発明の高強度ＰＣ鋼棒の製造方法では、
所定の温度、圧下率で熱間圧延を行った後直ちに焼入れ
てマルテンサイト組織にした後、焼戻しを行うものであ
るが、次にこれらの製造条件の限定理由に付いて述べ
る。 圧延温度；圧延温度が８５０℃を超えると圧延時の再結
晶が顕著になり、アスペクト比が２以上のマルテンサイ
ト組織を得ることが困難である。一方、圧延温度が７０
０℃未満では所定のアスペクト比の組織を得るに十分な
圧下率を確保できない。従って圧延温度を７００℃以上
８５０℃に限定した。 圧下率；加熱温度；アスペクト比が２以上のマルテンサ
イト組織を得るには３０％以上の圧下率が必要であるた
め圧下率を３０％以上に限定した。 焼戻し温度；３５０℃未満の温度では粒界脆化が顕著に
なり、遅れ破壊特性が悪化する。５００℃を超える温度
では強度が低下し、また安定して微細な粒界炭化物を得
ることが困難なため、加熱温度域を３５０℃以上５００
℃以下とした。
所定の温度、圧下率で熱間圧延を行った後直ちに焼入れ
てマルテンサイト組織にした後、焼戻しを行うものであ
るが、次にこれらの製造条件の限定理由に付いて述べ
る。 圧延温度；圧延温度が８５０℃を超えると圧延時の再結
晶が顕著になり、アスペクト比が２以上のマルテンサイ
ト組織を得ることが困難である。一方、圧延温度が７０
０℃未満では所定のアスペクト比の組織を得るに十分な
圧下率を確保できない。従って圧延温度を７００℃以上
８５０℃に限定した。 圧下率；加熱温度；アスペクト比が２以上のマルテンサ
イト組織を得るには３０％以上の圧下率が必要であるた
め圧下率を３０％以上に限定した。 焼戻し温度；３５０℃未満の温度では粒界脆化が顕著に
なり、遅れ破壊特性が悪化する。５００℃を超える温度
では強度が低下し、また安定して微細な粒界炭化物を得
ることが困難なため、加熱温度域を３５０℃以上５００
℃以下とした。
【００１６】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に、圧延条件、アス
ペクト比、引張強度、焼戻し温度、並びに既述の遅れ破
壊試験により求めた限界拡散性水素量を表２に示す。
（１）〜（２０）は本発明の高張力鋼棒用鋼の成分、圧
延条件、熱処理条件に従ったものであり、（２１）〜
（４３）は比較鋼である。熱処理条件は、ＪＩＳ Ｇ３
１０８ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３５／１４５相当の
引張強度となるように行った。
ペクト比、引張強度、焼戻し温度、並びに既述の遅れ破
壊試験により求めた限界拡散性水素量を表２に示す。
（１）〜（２０）は本発明の高張力鋼棒用鋼の成分、圧
延条件、熱処理条件に従ったものであり、（２１）〜
（４３）は比較鋼である。熱処理条件は、ＪＩＳ Ｇ３
１０８ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３５／１４５相当の
引張強度となるように行った。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】この表より、本発明の範囲にある（１）〜
（２０）は、比較材である（２１）〜（４３）に比べて
限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいこと、あるいは比
較鋼は添加元素が少なくその効果が見られないことが明
らかである。
（２０）は、比較材である（２１）〜（４３）に比べて
限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいこと、あるいは比
較鋼は添加元素が少なくその効果が見られないことが明
らかである。
【００２０】
【発明の効果】本発明により旧オーステナイト粒の粒
度、アスペクト比を制御することによって、ＪＩＳ Ｇ
３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相
当の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒
を製造できる。
度、アスペクト比を制御することによって、ＪＩＳ Ｇ
３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相
当の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒
を製造できる。
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片の平面図
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図
【図３】水素量分析の水素放出プロファイル
【図４】限界拡散性水素量の説明図
【図５】旧オーステナイト粒のアスペクト比が限界拡散
性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
１ 試験片 ２ バランスウェイト ３ 支点
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−174327（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−89716（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特公 平１−35066（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
で、未再結晶温度域で圧延後、水冷し、焼き戻された焼
戻しマルテンサイト組織からなりＪＩＳ Ｇ ０５５１
による旧オーステナイト粒度番号が９以上であるととも
に、旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以後アスペク
ト比とする）が２以上であり、限界拡散性水素量が０．
３９ｐｐｍ以上で，かつ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強
度鋼棒。 - 【請求項２】 さらに重量％でＣｒ：０．１〜３．０％
を含有することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項３】 さらに重量％で Ｍｏ：０．０５〜１．２％ を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の耐遅
れ破壊特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項４】 さらに重量％で Ｎｉ：０．０５〜２．０％ を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項
に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項５】 さらに重量％で Ｖ ：０．１０〜０．５０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１〜４の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優
れた高強度鋼棒。 - 【請求項６】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間圧延するに際して温度７００℃以上８５０℃以下
の未再結晶温度域で３０％以上の圧下率を与える工程を
経た後、水冷することによってマルテンサイト組織にし
た後、３５０〜５００℃の温度範囲で焼き戻すことを特
徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方
法。 - 【請求項７】 さらに重量％で Ｃｒ：０．１〜３．０％ を含有することを特徴とする請求項６記載の耐遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。 - 【請求項８】 さらに重量％で Ｍｏ：０．０５〜１．２％ を含有することを特徴とする請求項６又は７記載の耐遅
れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。 - 【請求項９】 さらに重量％で Ｎｉ：０．０５〜２．０％ を含有することを特徴とする請求項６〜８の何れか１項
に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方
法。 - 【請求項１０】 さらに重量％で Ｖ ：０．１０〜０．５０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項６〜９の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優
れた高強度鋼棒の製造方法。
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| JP11194294A JP3217589B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11194294A JP3217589B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07300652A JPH07300652A (ja) | 1995-11-14 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| BR112012031722B8 (pt) * | 2010-06-14 | 2022-08-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Aço estampado a quente, método de produção de chapa de aço para um aço estampado a quente, e método de produção de aço estampado a quente |
-
1994
- 1994-04-28 JP JP11194294A patent/JP3217589B2/ja not_active Expired - Lifetime
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