JP4054179B2 - High-strength pearlite steel with excellent delayed fracture resistance - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐遅れ破壊特性の優れた鋼材、特に１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する、耐遅れ破壊特性の優れたパーライト鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＰＣ鋼棒、橋梁用ワイヤ、レールに数多く使われている高強度パーライト鋼は、引張り強度が１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高くなることが知られており、使用の範囲が限定されている。
パーライト鋼の耐遅れ破壊特性を改善する方法として、例えば特開２０００−３３７３３２号公報、特開２０００−３３７３３３号公報や特開２０００−３３７３３４号公報では、耐遅れ破壊特性の改善にはパーライト鋼を強伸線加工することが有効であると提案している。確かにパーライト鋼を強伸線加工すると耐遅れ破壊特性が改善するが、強伸線加工によりコストが高くなる問題があり、また強伸線加工が必要なことから、形状およびサイズも限定される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような実情を考慮してなされたものであり、遅れ破壊特性が優れた高強度パーライト鋼、特に遅れ破壊特性が良好で、且つ強度が１３００ＭＰａ以上のパーライト鋼を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは鋼材組成、組織形態を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を実現できるという結論に達し、本発明をなしたものである。
【０００５】
本発明の要旨とするところは下記の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．５５〜１．２％、 Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、 Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜１．５％、 Ｍｏ：０．６１〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物又は窒化物となっているＭｏの質量％が０．５％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パーライト鋼。
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．５５〜１．２％、 Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、 Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ ：１．０〜１．５％、 Ｍｏ：０〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＶの質量％が０．３％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パーライト鋼。
（３） 質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、 Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
（４） ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
（５） 遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、圧延ままおよび圧延後加速冷却した種々の強度レベルのパーライト鋼材を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊は外部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し得る拡散性水素に起因して発生していることは既に明らかである。
耐遅れ破壊特性は、遅れ破壊が発生しない限界拡散性水素量を求めることにより評価した。この方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験中に試料中の水素が大気中に抜けることを抑制するためにＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価するものである。
【０００７】
図４に、拡散性水素量と遅れ破壊が発生するまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊が発生するまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この遅れ破壊が発生しない上限の拡散性水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど遅れ破壊特性は良好である。なお、この拡散性水素量は、ガスクロマトグラフを用いた昇温分析によって測定することができる。
【０００８】
そこで、パーライト鋼の遅れ破壊特性を改善すべく詳細に検討した結果、Ｔｉ添加量を制限し、ＶもしくはＭｏを添加、あるいは両方添加することにより、ＶおよびＭｏの炭化物または窒化物、あるいはその両方を微細に分散析出させ、水素のトラップサイトを多数導入することによって、限界拡散性水素量が増加し耐遅れ破壊特性が向上する条件を確立した。
【０００９】
次に、本発明の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは鋼の強度確保およびパーライト組織形成のために必須な元素であるが、０．５５％未満であるとパーライト組織形成は困難であり、１．２％を超えると延靭性の低下が顕著に現れてくるため、０．５５〜１．２％に限定した。
【００１０】
Ｓｉ：Ｓｉは初析セメンタイトの生成を抑え、焼入れ性を向上させる効果がある。また、パーライトラメラー間のフェライトに固溶し、固溶体硬化によって強度を高める効果がある。しかし、０．０１％未満ではこの強化の効果を得られず、３％を超えると延靭性が著しく低下するため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
【００１１】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、焼入れ性を向上させるために有効な元素であるが、０．１％未満であると上記の効果は得られず、２％を超えるとＭｎの偏析部にマルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が劣化するため、０．１〜２％に限定した。
【００１２】
Ｔｉ：Ｔｉは不純物でありＶ炭窒化物やＭｏ炭化物と密接に関係しており、０．００５％を超えると、粗大なＴｉ炭窒化物が圧延や加工あるいは熱処理のための加熱時に生成し、ＶやＭｏの炭窒化物がこのＴｉ炭窒化物に析出してＶやＭｏの炭窒化物が粗大化するので、少ないほど好ましい。このため、水素のトラップサイトであるＶやＭｏの炭窒化物の数が少なくなり、遅れ破壊特性が改善されない。したがってＴｉは０．００５％以下に限定した。
【００１３】
Ｖ：Ｖは焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし、０．０１％未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得られず、１．５％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０．０１〜１．５％の範囲に限定した。なお上記（２）の発明では、Ｖの添加量の下限は、実施例の表１の本発明鋼Ｃの１．００％に基づき、１．００％とした。
【００１４】
Ｍｏ：ＭｏもＶと同様に焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし３％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０〜３％の範囲に限定した。なお、上記（１）の発明ではＭｏの添加量の下限は、実施例の表１の本発明鋼Ｄの０．６１％に基づき、０．６１％とした。
【００１５】
本発明では上記成分のほか、必要に応じて以下の元素を添加することが好ましい。
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して強度を向上させる効果がある。しかし０．０５％未満では上記効果は得られず、１．５％を超えると変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０５〜１．５％の範囲に限定した。
【００１６】
Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を有しているが、０．００３％未満では上記効果は発揮されず、０．１％を超えると効果が飽和するため、０．００３〜０．１％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様に炭窒化物を生成し、遅れ破壊特性の向上をもたらすが、０．００１％未満であると上記効果は不十分であり、０．０５％を超えるとこの効果が飽和するため、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性の向上と析出効果による高強度化が図れるが、０．０１未満だと上記効果は得られず、４％を超えると粒界脆化を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｎｉ：Ｎｉは延靭性を向上する効果があるが、０．０１％未満であると上記効果が得られず、４％を超えるとＣｒと同様に変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト粒界に偏析することにより焼入れ性を著しく高めるが、０．０００１％未満であると上記効果が得られず、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．０００１〜０．００５％の範囲に限定した。
【００２１】
不純物であるＰ，ＳおよびＮについては特に制限しないものの、遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。
【００２２】
Ｖの炭化物，窒化物又は炭窒化物，及びＭｏの炭化物，窒化物又は炭窒化物は、抽出残渣により分離抽出したものを分析した。Ｖの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＶ量は、質量％で０．３％未満であると十分に水素をトラップすることができないため、Ｖの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＶ量を０．３％以上に限定した。Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭｏ量が質量％で０．５％未満であると十分に水素をトラップすることができないため、Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭｏ量を０．５％以上に限定した。
【００２３】
次に、本発明の組織形態について説明する。
ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライトの、結晶方位が同一の領域をパーライトブロックと定義する。このパーライトブロックの大きさは微細になるほど鋼材の延靭性が改善される。
ここで、大きさとは各パーライトブロックと同じ面積の円の直径（円相当径）と定義する。更に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であると遅れ破壊特性も向上するため、２０μｍ以下と範囲を限定した。遅れ破壊特性を更に向上させるためには、１０μｍ以下であることが好ましい。
【００２４】
次に、限界拡散性水素量の限定理由について説明する。
上記成分の鋼材の遅れ破壊を評価した結果、ＶまたはＭｏあるいは両方の炭化物または窒化物あるいはこれらの複合析出物により水素が捕捉され、限界拡散性水素量が著しく向上した。特に１３００ＭＰａ以上の高強度パーライト鋼では、上記の水素トラップ効果により０．２ｐｐｍ以上の限界拡散性水素量にすることができる。
【００２５】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するパーライト鋼の機械的性質や、図１に示す遅れ破壊試験片を、図２に示す遅れ破壊試験機で評価した遅れ破壊特性を表２に示す。
図３に示した水素放出プロファイルは標準的な鋼材の放出プロファイルであり、１００℃に見られるピークの面積を積分したものが拡散性水素量である。
遅れ破壊特性は、図４に示す１００時間後に遅れ破壊しない拡散性水素量、すなわち限界拡散性水素量で評価を行い、負荷荷重は引張り強さの９０％の条件で実施した。なお水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて、チャージ電流を変えることにより水素レベルを変化させた。
【００２６】
表１および表２の鋼種Ａ〜Ｄが本発明鋼であり、鋼種Ｇ〜Ｌが比較鋼である。本発明鋼は、いずれも引張強度が１３００ＭＰａ以上であると共に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であり、遅れ破壊試験の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上である。
【００２７】
これに対して、比較鋼ＧはＣ量が低いため引張強度が１３００ＭＰａ未満という強度が低い例である。比較鋼Ｈは、Ｃ量が多くパーライトブロックサイズが２０μｍ以上であるため、限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ未満と、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＩはＳｉが３．１０％と高く、Ｍｎが０．０５％と低いため、靭性が低下して遅れ破壊特性が悪くなった例である。
【００２８】
比較鋼ＪはＳｉが０．００９％と低く、Ｍｎが２．１％と高く、Ｔｉ量が多くＶ炭窒化物の数が少ないため、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＫはＶが１．５８％，Ｃｒが１．６１％と高く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＬはＭｏが３．０５％と高いほかにＣｕおよびＮｉが高く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】
本発明によれば、パーライト鋼のブロックサイズおよび水素トラップサイトであるＶおよびＭｏ炭化物を析出させることにより、引張強さが１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片平面図である。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図である。
【図３】水素分析の水素放出プロファイルである。
【図４】限界拡散性水素量の説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel material having excellent delayed fracture resistance, and particularly to a pearlite steel having a tensile strength of 1200 MPa or more and excellent delayed fracture resistance.
[0002]
[Prior art]
High-strength pearlite steel, which is widely used for PC steel bars, bridge wires and rails, is known to have a high risk of delayed fracture when its tensile strength exceeds 1300 MPa, and its range of use is limited. Yes.
As a method for improving the delayed fracture resistance of pearlite steel, for example, in JP 2000-337332 A, JP 2000-337333 A and JP 2000-337334 A, pearlite steel is used for improving delayed fracture resistance. It has been proposed that strong wire drawing is effective. Certainly, if pearlite steel is strongly drawn, the resistance to delayed fracture improves, but there is a problem that the cost is increased due to strong drawing, and the shape and size are limited because of the need for strong drawing. .
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and provides high-strength pearlite steel having excellent delayed fracture characteristics, particularly pearlite steel having good delayed fracture characteristics and strength of 1300 MPa or more. is there.
[0004]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have reached the conclusion that pearlite steel having excellent delayed fracture characteristics can be realized by optimally selecting the steel material composition and structure, and thus the present invention has been made.
[0005]
The gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.55-1.2%, Si: 0.01-3%,
Mn: 0.1 to 2%, Ti: 0.005% or less,
V: 0.01 to 1.5%, Mo: 0.61 to 3%
High-strength pearlite steel with excellent delayed fracture resistance, characterized in that the remainder is composed of Fe and inevitable impurities, and the mass% of Mo which is carbide or nitride is 0.5% or more .
(2) By mass%
C: 0.55-1.2%, Si: 0.01-3%,
Mn: 0.1 to 2%, Ti: 0.005% or less,
V: 1.0-1.5%, Mo: 0-3%
The balance is excellent in delayed fracture resistance, characterized in that the balance is made of Fe and inevitable impurities, and the mass% of V that is carbide, nitride or carbonitride is 0.3% or more. High strength pearlite steel.
(3) In addition by mass%,
Cr: 0.05-1.5%, Al: 0.003-0.1%,
Nb: 0.001 to 0.05%, Cu: 0.01 to 4%,
Ni: 0.01 to 4%, B: 0.0001 to 0.005%
The high-strength pearlite steel excellent in delayed fracture resistance according to the above (1) or (2), characterized by containing one or more of the above.
(4) Any of (1) to (3) above, wherein the size of the pearlite block having the same ferrite crystal orientation in the pearlite structure measured by EBSP (Electron Back Scattering Pattern) is 20 μm or less. High-strength pearlite steel excellent in delayed fracture resistance according to item 1.
(5) The high-strength pearlite steel excellent in delayed fracture resistance according to any one of (1) to (4), wherein the critical diffusible hydrogen content of delayed fracture is 0.2 ppm or more .
[0006]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors analyzed delayed fracture behavior in detail using pearlite steel materials of various strength levels that were rolled and accelerated after rolling. It is clear that delayed fracture has occurred due to diffusible hydrogen that penetrates into the steel from the external environment and can diffuse through the steel at room temperature.
Delayed fracture resistance was evaluated by determining the amount of critical diffusible hydrogen that does not cause delayed fracture. In this method, after various amounts of diffusible hydrogen are contained by electrolytic hydrogen charging, Cd plating is applied to suppress the escape of hydrogen in the sample to the atmosphere during the delayed fracture test. Among them, a predetermined load is applied, and the amount of diffusible hydrogen at which delayed fracture does not occur is evaluated.
[0007]
FIG. 4 shows an example in which the relationship between the amount of diffusible hydrogen and the fracture time until delayed fracture occurs is analyzed. The smaller the amount of diffusible hydrogen contained in the sample, the longer the time until delayed fracture occurs. When the amount of diffusible hydrogen is less than a certain value, delayed fracture does not occur. The upper limit amount of diffusible hydrogen at which this delayed fracture does not occur is defined as “limit diffusible hydrogen amount”. The higher the critical diffusible hydrogen content, the better the delayed fracture characteristics. The amount of diffusible hydrogen can be measured by temperature analysis using a gas chromatograph.
[0008]
Therefore, as a result of detailed examination to improve the delayed fracture characteristics of pearlite steel, by limiting the amount of Ti added, adding V or Mo, or adding both, carbide and / or nitride of V and Mo, or both By finely dispersing and precipitating and introducing a large number of hydrogen trap sites, the amount of critical diffusible hydrogen was increased and the conditions for improving delayed fracture resistance were established.
[0009]
Next, the reasons for limiting the components of the present invention will be described.
C: C is an essential element for securing the strength of steel and forming a pearlite structure. However, if it is less than 0.55%, it is difficult to form a pearlite structure, and if it exceeds 1.2%, the ductility is lowered. Since it appears remarkably, it was limited to 0.55 to 1.2%.
[0010]
Si: Si has an effect of suppressing generation of proeutectoid cementite and improving hardenability. Moreover, it has the effect of solid-dissolving in the ferrite between pearlite lamellar and increasing the strength by solid solution hardening. However, if it is less than 0.01%, this strengthening effect cannot be obtained, and if it exceeds 3%, the ductility is remarkably lowered, so the content is limited to the range of 0.01 to 3%.
[0011]
Mn: Mn is not only necessary for deoxidation and desulfurization, but is an element effective for improving the hardenability. However, if it is less than 0.1%, the above effect cannot be obtained. If it exceeds 1, the supercooled structure such as martensite is generated in the segregated part of Mn and the toughness deteriorates, so the content was limited to 0.1 to 2%.
[0012]
Ti: Ti is an impurity and is closely related to V carbonitride and Mo carbide, and if it exceeds 0.005%, coarse Ti carbonitride is produced during heating for rolling, processing or heat treatment, V and Mo carbonitrides precipitate on this Ti carbonitride and the V and Mo carbonitrides become coarser. For this reason, the number of carbon nitrides of V and Mo which are hydrogen trap sites is reduced, and the delayed fracture characteristics are not improved. Therefore, Ti is limited to 0.005% or less.
[0013]
V: V is an element that improves hardenability and forms carbides, nitrides, or composite precipitates thereof, and these precipitates serve as hydrogen trap sites, thereby improving delayed fracture characteristics. However, if it is less than 0.01%, the effect of this hydrogen trap is hardly obtained, and even if it exceeds 1.5%, an effect commensurate with the amount added is not obtained, so 0.01 to 1.5% It was limited to the range. In the above invention (2), the lower limit of the amount of V added was set to 1.00% based on 1.00% of the steel C of the present invention in Table 1 of the examples.
[0014]
Mo: Mo is an element that improves hardenability like V, and forms carbides, nitrides, or composite precipitates thereof, and these precipitates become hydrogen trap sites, thereby improving delayed fracture characteristics. However, even if it exceeds 3%, an effect commensurate with the amount added cannot be obtained, so the content is limited to the range of 0 to 3%. In the above invention (1), the lower limit of the amount of Mo added was 0.61% based on 0.61% of the steel D of the present invention in Table 1 of the examples.
[0015]
In the present invention, in addition to the above components, it is preferable to add the following elements as necessary.
Cr: Cr has the effect of increasing the strength by reducing the pearlite lamellar spacing. However, if the content is less than 0.05%, the above effect cannot be obtained. If the content exceeds 1.5%, the transformation end time becomes too long, and a supercooled structure such as martensite is generated to reduce the ductility. It was limited to the range of 05 to 1.5%.
[0016]
Al: Al has an effect of preventing austenite grains from coarsening by deoxidation and formation of AlN, but the effect is not exhibited when the content is less than 0.003%, and the effect is achieved when the content exceeds 0.1%. Is saturated, so the content is limited to 0.003 to 0.1%.
[0017]
Nb: Nb produces carbonitride as with Ti and improves delayed fracture characteristics. However, if it is less than 0.001%, the above effect is insufficient, and if it exceeds 0.05%, this effect is In order to saturate, it limited to 0.001 to 0.05% of range.
[0018]
Cu: Cu can improve the hardenability and increase the strength by the precipitation effect, but if it is less than 0.01, the above effect cannot be obtained, and if it exceeds 4%, it causes grain boundary embrittlement and deteriorates the delayed fracture resistance. Therefore, the content is limited to a range of 0.01 to 4%.
[0019]
Ni: Ni has an effect of improving ductility, but if it is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained, and if it exceeds 4%, the transformation end time becomes too long like Cr, martensite, etc. Since the supercooled structure of this produced | generated and ductility fell, it limited to 0.01 to 4% of range.
[0020]
B: B has an effect of suppressing grain boundary fracture and improving delayed fracture characteristics. Further, B segregates at the austenite grain boundary to remarkably improve the hardenability. However, if the content is less than 0.0001%, the above effect cannot be obtained. If the content exceeds 0.005%, the effect is saturated. It was limited to the range of 0001 to 0.005%.
[0021]
The impurities P, S and N are not particularly limited, but from the viewpoint of improving delayed fracture characteristics, each is preferably 0.015% or less.
[0022]
The carbides, nitrides or carbonitrides of V and the carbides, nitrides or carbonitrides of Mo were separated and extracted by the extraction residue and analyzed. If the amount of V that becomes V carbide, nitride, or carbonitride is less than 0.3% by mass, hydrogen cannot be trapped sufficiently, so V carbide, nitride, or carbonitride is formed. V amount was limited to 0.3% or more . Since Mo cannot be sufficiently trapped when the amount of Mo that becomes Mo carbide, nitride, or carbonitride is less than 0.5% by mass, Mo that becomes Mo carbide, nitride, or carbonitride The amount was limited to 0.5% or more.
[0023]
Next, the organization form of the present invention will be described.
A region having the same crystal orientation of ferrite in a pearlite structure measured by EBSP (Electron Back Scattering Pattern) is defined as a pearlite block. The smaller the size of this pearlite block, the better the ductility of the steel material.
Here, the size is defined as the diameter (equivalent circle diameter) of a circle having the same area as each pearlite block. Furthermore, when the size of the pearlite block is 20 μm or less, the delayed fracture characteristics are improved, so the range is limited to 20 μm or less. In order to further improve the delayed fracture characteristics, the thickness is preferably 10 μm or less.
[0024]
Next, the reason for limiting the amount of limit diffusible hydrogen will be described.
As a result of evaluating delayed fracture of the steel materials having the above components, hydrogen was trapped by V or Mo, both carbides or nitrides, or composite precipitates thereof, and the critical diffusible hydrogen amount was significantly improved. Particularly in the case of high-strength pearlite steel of 1300 MPa or more, the limit diffusible hydrogen amount can be 0.2 ppm or more due to the hydrogen trap effect.
[0025]
【Example】
Hereinafter, the effects of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
Table 2 shows the mechanical properties of pearlite steel having the chemical composition shown in Table 1 and the delayed fracture characteristics of the delayed fracture test piece shown in FIG. 1 evaluated by the delayed fracture tester shown in FIG.
The hydrogen release profile shown in FIG. 3 is a standard steel release profile, and the amount of diffusible hydrogen is obtained by integrating the peak area seen at 100 ° C.
The delayed fracture characteristics were evaluated based on the amount of diffusible hydrogen that does not cause delayed fracture after 100 hours shown in FIG. 4, that is, the limit diffusible hydrogen amount, and the load was 90% of the tensile strength. In the hydrogen charging, the hydrogen level was changed by changing the charging current using the electrolytic hydrogen charging method.
[0026]
Steel types A to D in Tables 1 and 2 are steels of the present invention, and steel types G to L are comparative steels. All of the steels of the present invention have a tensile strength of 1300 MPa or more, a pearlite block size of 20 μm or less, and a limit diffusible hydrogen content in a delayed fracture test of 0.2 ppm or more.
[0027]
On the other hand, since the comparative steel G has a low C content, the tensile strength is less than 1300 MPa. Since the comparative steel H has a large amount of C and a pearlite block size of 20 μm or more, the critical diffusible hydrogen amount is less than 0.2 ppm, which is an example of poor delayed fracture characteristics. Comparative Steel I is an example in which Si is as high as 3.10% and Mn is as low as 0.05%, so that the toughness is lowered and the delayed fracture characteristics are deteriorated.
[0028]
Comparative steel J is an example of poor delayed fracture characteristics because Si is as low as 0.009%, Mn is as high as 2.1%, Ti content is large, and the number of V carbonitrides is small. In Comparative Steel K, V is as high as 1.58%, Cr is as high as 1.61%, and the toughness value is remarkably lowered, which is an example of poor delayed fracture characteristics. Comparative steel L is an example of poor delayed fracture characteristics because Mo is high at 3.05%, Cu and Ni are high, and the toughness value is significantly reduced.
[0029]
[Table 1]
[0030]
[Table 2]
[0031]
【The invention's effect】
According to the present invention, pearlite steel having excellent delayed fracture resistance with a tensile strength of 1300 MPa or more can be produced by precipitating the block size of pearlite steel and V and Mo carbides which are hydrogen trap sites.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a plan view of a test piece used in a delayed fracture test of a steel material.
FIG. 2 is an explanatory diagram of a delayed fracture test apparatus.
FIG. 3 is a hydrogen release profile of hydrogen analysis.
FIG. 4 is an explanatory diagram of the amount of limit diffusible hydrogen.

Claims (5)

質量％で、
Ｃ ：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．６１〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＭｏの質量％が０．５％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パーライト鋼。% By mass
C: 0.55-1.2%,
Si: 0.01 to 3%,
Mn: 0.1 to 2%,
Ti: 0.005% or less, further,
V: 0.01 to 1.5%,
Mo: 0.61 to 3%
Containing the balance being Fe and unavoidable impurities, excellent in delayed fracture resistance, characterized in that carbides, mass% of Mo that has become a nitride compound or carbonitride is 0.5% or more High strength pearlite steel. 質量％で、
Ｃ ：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ ：１．０〜１．５％、
Ｍｏ：０〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＶの質量％が０．３％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パーライト鋼。% By mass
C: 0.55-1.2%,
Si: 0.01 to 3%,
Mn: 0.1 to 2%,
Ti: 0.005% or less, further,
V: 1.0-1.5%
Mo: 0 to 3%
The balance is excellent in delayed fracture resistance, characterized in that the balance is made of Fe and inevitable impurities, and the mass% of V that is carbide, nitride or carbonitride is 0.3% or more. High strength pearlite steel. 質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上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パーライト鋼。In mass%,
Cr: 0.05 to 1.5%,
Al: 0.003 to 0.1%,
Nb: 0.001 to 0.05%,
Cu: 0.01 to 4%,
Ni: 0.01-4%,
B: 0.0001 to 0.005%
The high-strength pearlite steel excellent in delayed fracture resistance according to claim 1 or 2 , characterized by containing one or more of the following. ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。The pearlite block having the same ferrite crystal orientation in the pearlite structure measured by EBSP (Electron Back Scattering Pattern) has a size of 20 µm or less, and the resistance to resistance according to any one of claims 1 to 3. High-strength pearlite steel with excellent delayed fracture characteristics. 遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。The high-strength pearlite steel excellent in delayed fracture resistance according to any one of claims 1 to 4, wherein the critical diffusible hydrogen content of delayed fracture is 0.2 ppm or more.