JPS61147812A - 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 - Google Patents
遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法Info
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- JPS61147812A JPS61147812A JP26644484A JP26644484A JPS61147812A JP S61147812 A JPS61147812 A JP S61147812A JP 26644484 A JP26644484 A JP 26644484A JP 26644484 A JP26644484 A JP 26644484A JP S61147812 A JPS61147812 A JP S61147812A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
この発明は、遅れ破壊特性の優れた、降伏強度が１００
ｋｇ／−以上の高強度鋼の製造方法に関するものである
。
ｋｇ／−以上の高強度鋼の製造方法に関するものである
。
例えば、油井管用の高強度継目無鋼管（Ｖ１５０級ＩＩ
）のような、降伏強度が１００に９／−以上の高強度鋼
の製造は、従来、炭素含有量が０．１５ｗｔ％以上の中
炭素系または高炭素系の低合金鋼を、再加熱し焼入れ焼
戻し処理することにより行なわれていた。
）のような、降伏強度が１００に９／−以上の高強度鋼
の製造は、従来、炭素含有量が０．１５ｗｔ％以上の中
炭素系または高炭素系の低合金鋼を、再加熱し焼入れ焼
戻し処理することにより行なわれていた。
しかしながら、この種の高強度鋼には、一般に遅れ破壊
感受性が高いため使用中にしばしば破壊事故の発生する
問題があった。
感受性が高いため使用中にしばしば破壊事故の発生する
問題があった。
第２図は、遅れ破壊試験における５００時間で破断しな
い限界応力拡大係数（Ｋ１５ｃｃ ）即ち遅れ破壊特性
と、降伏強度（Ｙ”Ｓ ）との関係を示すグラフである
。なお、第２図におけるＫ１５ｃｃ値は、次のようにし
て求めた。即ち、長さ１５０〜０．高さ１５龍、厚さ１
０＋ｔの大きさで、その長さ方向中央に１．５ｉｍの深
さのソウノツンと前記ソウノツチに続＜１．５ｉｍの深
さの疲労ノツチとを、０．２ｍｍの幅で形成した試験片
を調製し、この試験片に対し、片持ちはり式の遅れ破壊
試験機を使用して、３．５％Ｎａ Ｃ１水溶液中に浸漬
した状態で、試験時間５００時間での破断限界を測定し
、その限界応力拡大係数−（Ｋｆｓｃｃ）を、下記式に
より求めた。
い限界応力拡大係数（Ｋ１５ｃｃ ）即ち遅れ破壊特性
と、降伏強度（Ｙ”Ｓ ）との関係を示すグラフである
。なお、第２図におけるＫ１５ｃｃ値は、次のようにし
て求めた。即ち、長さ１５０〜０．高さ１５龍、厚さ１
０＋ｔの大きさで、その長さ方向中央に１．５ｉｍの深
さのソウノツンと前記ソウノツチに続＜１．５ｉｍの深
さの疲労ノツチとを、０．２ｍｍの幅で形成した試験片
を調製し、この試験片に対し、片持ちはり式の遅れ破壊
試験機を使用して、３．５％Ｎａ Ｃ１水溶液中に浸漬
した状態で、試験時間５００時間での破断限界を測定し
、その限界応力拡大係数−（Ｋｆｓｃｃ）を、下記式に
より求めた。
２３．１７ （ａ／ｗ）３＋２４．８０ （ａ／ｗ）’
） （ｋｇ／ｍｍ３／２）但し、Ｍ：ノツチ断面の曲げ
モーメントａ：ノツチ深さ Ｂ：試験片厚さ Ｗ：試験片高さ 、″第２図かられかるように、降伏強度が１００に９／
Ｌ４以上になると、ＫＩ８ＣＣは急激に低下する。
） （ｋｇ／ｍｍ３／２）但し、Ｍ：ノツチ断面の曲げ
モーメントａ：ノツチ深さ Ｂ：試験片厚さ Ｗ：試験片高さ 、″第２図かられかるように、降伏強度が１００に９／
Ｌ４以上になると、ＫＩ８ＣＣは急激に低下する。
このように高強度鋼は、上述した遅れ破壊感受性の増大
により、その使用が著しく制約される問題を有している
。
により、その使用が著しく制約される問題を有している
。
本発明者等は、高強度鋼の遅れ破壊特性について、系統
的かつ詳細な調査を行なったところ、組織的に結晶粒界
上にセメンタイトが存在すると、遅れ破壊感受性が高く
なることから、鋼中のＣ量を０．１５ｗｔ％以下に低減
させれば、遅れ破壊に対する抵抗力の高まることがわか
った。
的かつ詳細な調査を行なったところ、組織的に結晶粒界
上にセメンタイトが存在すると、遅れ破壊感受性が高く
なることから、鋼中のＣ量を０．１５ｗｔ％以下に低減
させれば、遅れ破壊に対する抵抗力の高まることがわか
った。
しかしながら、Ｃ量の低減は、鋼の強度を低下させるこ
とになるので、このような強度低下を防止するための強
化方法が必要となる。
とになるので、このような強度低下を防止するための強
化方法が必要となる。
鋼の強度を強化するだめの方法としては、■析出強化元
素を添加または増量すること、■ 焼戻し温度を低くす
ること、が知られている。しかしながら、■の方法は、
降伏強度が１００ ｋｇ ／、、ｊ。
素を添加または増量すること、■ 焼戻し温度を低くす
ること、が知られている。しかしながら、■の方法は、
降伏強度が１００ ｋｇ ／、、ｊ。
以上の高強度鋼においては、既に、Ｃｒ、 Ｍｏ、
Ｖ等のような析出強化元素を多量に添加することが行な
われているので、このような析出強化元素をこれ以上に
増量しても、析出強化能が飽和して効果が薄く、製造コ
ストを高めるだけになる。一方、■の方法のように焼戻
し温度を低くすると、鋼の・靭性が低下する問題が生ず
る。
Ｖ等のような析出強化元素を多量に添加することが行な
われているので、このような析出強化元素をこれ以上に
増量しても、析出強化能が飽和して効果が薄く、製造コ
ストを高めるだけになる。一方、■の方法のように焼戻
し温度を低くすると、鋼の・靭性が低下する問題が生ず
る。
従って、この発明の目的は、遅れ破壊特性の優れた、降
伏強度が１００ ｋｇ／、Ｉｌｉ以上の高強度鋼を、靭
性の低下等を招くことなく効率的に製造することができ
る、遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法を提供す
ることにある。
伏強度が１００ ｋｇ／、Ｉｌｉ以上の高強度鋼を、靭
性の低下等を招くことなく効率的に製造することができ
る、遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法を提供す
ることにある。
本発明者等は、上述した問題が生ずることなく、高強度
鋼の遅れ破壊に対する抵抗力を強化させる方法を開発す
べく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中のＣ量を０．１
５ｗｔ％以下に低減すれば、遅れ破壊に対する抵抗力が
高められこの結果生ずる強度の低下は、通常の再加熱焼
入れ処理では析出強化能な持たないＮｂを添加し且つ直
接焼入れ処理を施すことによって防止し得ることを知見
した。
鋼の遅れ破壊に対する抵抗力を強化させる方法を開発す
べく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中のＣ量を０．１
５ｗｔ％以下に低減すれば、遅れ破壊に対する抵抗力が
高められこの結果生ずる強度の低下は、通常の再加熱焼
入れ処理では析出強化能な持たないＮｂを添加し且つ直
接焼入れ処理を施すことによって防止し得ることを知見
した。
この発明は、上記知見に基いてなされたものであって、
Ｃ： ０．０５〜０．１５ｗｔ ％、Ｓｉ ： ０．
０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．３〜１．５ ｗ
ｔ％、 Ｃｒ ： ０．１〜１．５ ｗｔ％、 Ｍｏ：０．１〜１．９ｗｔ％、 Ｖ ： ０．０１〜０．２ ｗｔ ％、Ｎｂ：０．０１
〜０．２ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａノ ： ０．００１〜０．１０ ｗｔ％、
残り二Ｆｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する鋼片を、１０５０℃以上に加
熱し、このように加熱された鋼片に対して熱間加工を施
した後、Ａｒ３変態点以上の温度域から直接焼入れし、
最終的に５５０℃からＡＱ１変態点までの範囲内の温度
で焼戻すことに特徴を有するものである。
０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．３〜１．５ ｗ
ｔ％、 Ｃｒ ： ０．１〜１．５ ｗｔ％、 Ｍｏ：０．１〜１．９ｗｔ％、 Ｖ ： ０．０１〜０．２ ｗｔ ％、Ｎｂ：０．０１
〜０．２ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａノ ： ０．００１〜０．１０ ｗｔ％、
残り二Ｆｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する鋼片を、１０５０℃以上に加
熱し、このように加熱された鋼片に対して熱間加工を施
した後、Ａｒ３変態点以上の温度域から直接焼入れし、
最終的に５５０℃からＡＱ１変態点までの範囲内の温度
で焼戻すことに特徴を有するものである。
次に、この発明において、鋼片の成分組成を上述のよう
に限定した理由について説明する。
に限定した理由について説明する。
Ｃの含有量が０．１５ ｗｔ％を超えると、粒界上のセ
メンタイトの析出が多くなり、遅れ破壊感受性が著しく
高くなる。一方、′□その含有量が０．０５ｗｔ％未満
では、後述する析出強化元素であるＣ ｒ 、 Ｍｏ
＋Ｖ更に運を添加しても、降伏強度を１００ ｋｌｌ／
−以上にすることができない。従って、Ｃの含有量は
、０．０５から０．１５ ｗｔ％″の範囲内とすべきで
ある。
メンタイトの析出が多くなり、遅れ破壊感受性が著しく
高くなる。一方、′□その含有量が０．０５ｗｔ％未満
では、後述する析出強化元素であるＣ ｒ 、 Ｍｏ
＋Ｖ更に運を添加しても、降伏強度を１００ ｋｌｌ／
−以上にすることができない。従って、Ｃの含有量は
、０．０５から０．１５ ｗｔ％″の範囲内とすべきで
ある。
Ｓｉは、鋼中のＯ量を低減させるために必要な元素であ
る。しかしながら、その含有量が０．０１ｗｔ％未満で
は上記作用に所望の効果が得られず、一方、０．５０ｗ
ｔ％を超えると靭性の劣下を招く。従って、Ｓｉの含有
量は、０．０１から０．５０ｗｔ％の範囲内とすべきで
ある。
る。しかしながら、その含有量が０．０１ｗｔ％未満で
は上記作用に所望の効果が得られず、一方、０．５０ｗ
ｔ％を超えると靭性の劣下を招く。従って、Ｓｉの含有
量は、０．０１から０．５０ｗｔ％の範囲内とすべきで
ある。
Ｍｎは、高強度を得るために必要な焼入性を安価に確保
し得る有効な元素である。しかしながら、その含有量が
０．３ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られ
ず、一方、１．５ｗｔ％を超えると焼戻し脆化現象を著
しく助長する問題が生ずる。従って、Ｍｎの含有量は、
０．３から１．５ｗｔ％の範囲内とすべきである。
し得る有効な元素である。しかしながら、その含有量が
０．３ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られ
ず、一方、１．５ｗｔ％を超えると焼戻し脆化現象を著
しく助長する問題が生ずる。従って、Ｍｎの含有量は、
０．３から１．５ｗｔ％の範囲内とすべきである。
ＣｒおよびＭｏは、高強度を得るために必要な析出強化
能を発揮させる作用を有している。しかしながら、その
含有量が０．１ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果
が得られず、一方、Ｃｒの場合は１．５ｗｔ％を超える
と、またＭｏの場合は１．０ｗｔ％を超えると析出強化
能は飽和し、製造コストの上昇を招くのみとなる。従っ
て、Ｃｒの含有量は、０．１から１．５ｗｔ％の範囲内
、そして、Ｍｏの含有量は、０．１から１．０ｗｔ％の
範囲内とすべきである。
能を発揮させる作用を有している。しかしながら、その
含有量が０．１ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果
が得られず、一方、Ｃｒの場合は１．５ｗｔ％を超える
と、またＭｏの場合は１．０ｗｔ％を超えると析出強化
能は飽和し、製造コストの上昇を招くのみとなる。従っ
て、Ｃｒの含有量は、０．１から１．５ｗｔ％の範囲内
、そして、Ｍｏの含有量は、０．１から１．０ｗｔ％の
範囲内とすべきである。
■は、ＣｒおよびＭｏと同じく、高強度を得るために必
要な析出強化能を発揮させる作用を有している。しかし
ながら、その含有量が０．０１ｗｔ％未満では、上記作
用に所望の効果が得られず、一方、０．２ｗｔ％を超え
ると析出強化能は飽和し、製造コストの上昇を招くのみ
となる。従って、■の含有ｉハ、０．０１から０．２ｗ
ｔ％の範囲内とすべきである。
要な析出強化能を発揮させる作用を有している。しかし
ながら、その含有量が０．０１ｗｔ％未満では、上記作
用に所望の効果が得られず、一方、０．２ｗｔ％を超え
ると析出強化能は飽和し、製造コストの上昇を招くのみ
となる。従って、■の含有ｉハ、０．０１から０．２ｗ
ｔ％の範囲内とすべきである。
運は、本発明において極めて重要な元素であり、直接焼
入れ処理との組合わせＫよって、析出強化能を発揮させ
る作用を有している。しかしながら、その含有量が０．
０１ ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られ
ず、一方、０．２ ｗｔ％を超えると析出強化能は飽和
し、製造コストの上昇を招くのみとなる。従って、歯の
含有量は、０．０１から０．２・ｗｔ％の範囲内とすべ
きである。
入れ処理との組合わせＫよって、析出強化能を発揮させ
る作用を有している。しかしながら、その含有量が０．
０１ ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られ
ず、一方、０．２ ｗｔ％を超えると析出強化能は飽和
し、製造コストの上昇を招くのみとなる。従って、歯の
含有量は、０．０１から０．２・ｗｔ％の範囲内とすべ
きである。
Ｓｏｌ、ＡＡ！は、鋼中のＯ量を低減させるために必要
な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１
ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られず、
一方、０．１０ ｗｔ％を超えると靭性の劣化を招く。
な元素である。しかしながら、その含有量が０．００１
ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果が得られず、
一方、０．１０ ｗｔ％を超えると靭性の劣化を招く。
従って、Ｓｏｌ！、Ｍの含有ｍは、０．００１から０．
１０ｗｔ％の範囲内とすべきである。
１０ｗｔ％の範囲内とすべきである。
この発明においては、上記元素に加えて、Ｃｕ。
Ｎｉ、 Ｔｉ、 Ｚｒ、 Ｂ、 Ｃａ、 Ｒ
ＥＭの少なくとも１つの元素を、特定の範囲で含有させ
ることができる。
ＥＭの少なくとも１つの元素を、特定の範囲で含有させ
ることができる。
次に、これらの元素の含有範囲とその限定理由について
述べる。
述べる。
Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、鋼の焼入れ性を改善する作用を
有している。従って、鋼材の寸法が大きく、焼入れ性が
不足するような場合においては、これらの元素を含有さ
せることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１
ｗｔ％を超え、Ｎｉの含有量が２ ｗｔ％を超えそし
てＢの含有量が０．００５ ｗｔ％を超えると、靭性の
劣化を招く。従ってＣｕの含有量は１ ｗｔ％以下、Ｎ
ｉの含有量は２ ｗｔ％以下、Ｂの含有量は０．００５
ｗｔ％以下とすべきである。
有している。従って、鋼材の寸法が大きく、焼入れ性が
不足するような場合においては、これらの元素を含有さ
せることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１
ｗｔ％を超え、Ｎｉの含有量が２ ｗｔ％を超えそし
てＢの含有量が０．００５ ｗｔ％を超えると、靭性の
劣化を招く。従ってＣｕの含有量は１ ｗｔ％以下、Ｎ
ｉの含有量は２ ｗｔ％以下、Ｂの含有量は０．００５
ｗｔ％以下とすべきである。
Ｔｉおよびｚｒは、その窒化物の作用によりオーステナ
イト結晶粒を微細化して、靭性を改善する作用を有して
いる。しかしながら、各々の含有量が０．２ｗｔ％を超
えると、逆に靭性の劣化を招く。
イト結晶粒を微細化して、靭性を改善する作用を有して
いる。しかしながら、各々の含有量が０．２ｗｔ％を超
えると、逆に靭性の劣化を招く。
従って、Ｔｉおよびｚｒの含有量は、０．２ｗｔ％以下
とすべきである。 − ＣａおよびＲＥＭは、鋼中の介在物特にＡ系介在物を、
圧延によってその方向に伸長しない形状に制御し、これ
によって、高強度油井管で問題となる硫化物応力腐食割
れ特性および靭性を向上させる作用を有している。しか
しながら、各々の含有量が０．２ｗｔ％を超えると、逆
に靭性の劣化を招く。
とすべきである。 − ＣａおよびＲＥＭは、鋼中の介在物特にＡ系介在物を、
圧延によってその方向に伸長しない形状に制御し、これ
によって、高強度油井管で問題となる硫化物応力腐食割
れ特性および靭性を向上させる作用を有している。しか
しながら、各々の含有量が０．２ｗｔ％を超えると、逆
に靭性の劣化を招く。
従って、ＣａおよびＲＥＭの含有量は、０．２ｗｔ％以
下とすべきである。
下とすべきである。
次に、この発明において、上述した成分組成の鋼片の加
熱、焼入れ、焼戻し温度を上述のように限定した理由に
ついて説明する。
熱、焼入れ、焼戻し温度を上述のように限定した理由に
ついて説明する。
直接焼入れ処理における加熱温度は、難溶性析出強化元
素であるＮｂによる強化能を発揮させる上で重要である
。即ち、Ｃの含有量を０．０５〜０．１５ｗｔ％の範囲
内とし、Ｎｂを０．０１〜０．２ｗｔ％含有させた鋼に
おいて、Ｎｂの固溶、再析出による強化能を得るために
は、加熱温度を１０５０℃以上にする必要があり、１０
５０℃未満では上述した作用に所望の効果が得られない
。
素であるＮｂによる強化能を発揮させる上で重要である
。即ち、Ｃの含有量を０．０５〜０．１５ｗｔ％の範囲
内とし、Ｎｂを０．０１〜０．２ｗｔ％含有させた鋼に
おいて、Ｎｂの固溶、再析出による強化能を得るために
は、加熱温度を１０５０℃以上にする必要があり、１０
５０℃未満では上述した作用に所望の効果が得られない
。
この発明においては、上記温度に加熱された鋼片を熱間
加工した後、直ちに直接焼入れする。この直接焼入−れ
は、通常の焼入れと同じくオーステナイト単相域即ちＡ
ｒ、変態点以上の温度から行なうものである。従って、
熱間加工の開始および終了は、オーステナイト単相域で
行なわれなければならない。
加工した後、直ちに直接焼入れする。この直接焼入−れ
は、通常の焼入れと同じくオーステナイト単相域即ちＡ
ｒ、変態点以上の温度から行なうものである。従って、
熱間加工の開始および終了は、オーステナイト単相域で
行なわれなければならない。
このようにして直接焼入れ処理の施された鋼材は、この
ままでは強度（硬度）が非常に高く、延性および靭性が
劣るので、焼戻しによってその性質を改善する必要があ
る。この焼戻し温度が５５０−ステナイトが形成されて
、焼入れによる低温変態生成物の形成が無意味になる。
ままでは強度（硬度）が非常に高く、延性および靭性が
劣るので、焼戻しによってその性質を改善する必要があ
る。この焼戻し温度が５５０−ステナイトが形成されて
、焼入れによる低温変態生成物の形成が無意味になる。
従って、焼戻し温度は、５５０℃から、Ａｃ１変態点の
範囲内とすべきである。
範囲内とすべきである。
第１図は、この発明の方法によって製造した高強度鋼と
従来方法によって製造した高強度鋼との、Ｃの含有量と
遅れ破壊特性（Ｋｌｓｅｃ）および降伏強度（ＹＳ ）
との関係を示すグラフである。図面において、白丸印は
この発明の方法により製造された鋼であって、Ｓｉ ：
０．１８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０，８ ｗｔ ’
％ｓ Ｃｒ ： １ ｗｔ％、Ｍｏ ： ｏ、５ ｗｔ
％、Ｖ ： ０．１ ｗｔ％、Ｎｂ ： ０．０４ ｗ
ｔ％、ＳｏＡ！ 、 Ａｌ： ０．０２２ ｗｔ％を含
有し、Ｃの含有量が０．０７ 、 ０．１０ 、 ０．
１３ ｗｔ％である３種類の鋼に対し、直接焼入れ、焼
戻し処理（焼戻し温度二６００℃）を施して製造したも
のである。黒丸印は比較鋼であって、Ｓｉ ： ０．１
８ｗｔ％、 Ｍｎ ： Ｏ’、８ ｗｔ％、Ｃｒ：１ｗ
ｔ％、 Ｍｏ：０．５ｗｔ、％、Ｖ：０．１ｗｔ％、
Ｓｏｌ、 Ａｌ： ０．０２２ｗｔ％を含有し、Ｃ
の含有量が０．０７． ０．１５゜０．２１ ｗｔ％で
ある３種類の鋼に対し、再加熱焼入れ、焼戻し処理（焼
戻し温度：６００℃）を施し。
従来方法によって製造した高強度鋼との、Ｃの含有量と
遅れ破壊特性（Ｋｌｓｅｃ）および降伏強度（ＹＳ ）
との関係を示すグラフである。図面において、白丸印は
この発明の方法により製造された鋼であって、Ｓｉ ：
０．１８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０，８ ｗｔ ’
％ｓ Ｃｒ ： １ ｗｔ％、Ｍｏ ： ｏ、５ ｗｔ
％、Ｖ ： ０．１ ｗｔ％、Ｎｂ ： ０．０４ ｗ
ｔ％、ＳｏＡ！ 、 Ａｌ： ０．０２２ ｗｔ％を含
有し、Ｃの含有量が０．０７ 、 ０．１０ 、 ０．
１３ ｗｔ％である３種類の鋼に対し、直接焼入れ、焼
戻し処理（焼戻し温度二６００℃）を施して製造したも
のである。黒丸印は比較鋼であって、Ｓｉ ： ０．１
８ｗｔ％、 Ｍｎ ： Ｏ’、８ ｗｔ％、Ｃｒ：１ｗ
ｔ％、 Ｍｏ：０．５ｗｔ、％、Ｖ：０．１ｗｔ％、
Ｓｏｌ、 Ａｌ： ０．０２２ｗｔ％を含有し、Ｃ
の含有量が０．０７． ０．１５゜０．２１ ｗｔ％で
ある３種類の鋼に対し、再加熱焼入れ、焼戻し処理（焼
戻し温度：６００℃）を施し。
て製造したものである。
図面から明らかなように、この発明の方法によってｍ造
した鋼は、Ｃの含有量を０．０７〜０．１３ｗｔ％に低
減しても、Ｃの含有量が高い（Ｃ： ０．２１ｗｔ％）
比較鋼と同程度の高強度が得られ、そのＫＩｓｃｃは、
上記Ｃの含有量が高い比較鋼と比べて、格段に優れてい
る。
した鋼は、Ｃの含有量を０．０７〜０．１３ｗｔ％に低
減しても、Ｃの含有量が高い（Ｃ： ０．２１ｗｔ％）
比較鋼と同程度の高強度が得られ、そのＫＩｓｃｃは、
上記Ｃの含有量が高い比較鋼と比べて、格段に優れてい
る。
次に、この発明を実施例により述べる。
表は、本発明方法により製造した本発明鋼猶１〜３と、
比較１ｉ１１Ｎｎ１〜４の成分組成、焼入れ焼戻し処理
手段、および、その降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（Ｔ
Ｓ）、破面遷移温度（ｖＴｓ ）および限界応力拡大係
数（ＫＩＳＣＣ）である。
比較１ｉ１１Ｎｎ１〜４の成分組成、焼入れ焼戻し処理
手段、および、その降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（Ｔ
Ｓ）、破面遷移温度（ｖＴｓ ）および限界応力拡大係
数（ＫＩＳＣＣ）である。
表において、ＤＱ （直接焼入れ）は、鋼・片加熱温度
１２００°Ｃ５焼入れ温度１０００℃の条件で行ない、
ＲＱ（再加熱焼入れ）は、焼入れ温度℃０℃の条件で行
なった。
１２００°Ｃ５焼入れ温度１０００℃の条件で行ない、
ＲＱ（再加熱焼入れ）は、焼入れ温度℃０℃の条件で行
なった。
表から明らかなように〜本発明の方法により、Ｃの含有
量を０．１５ｗｔ％以下となすと共に０．０１から０．
２ｗｔ％の範囲内のＮｂを含有させ、直接焼入れ処理を
施した鋼は、１００ｋｇ／−以上の高強度を保持した状
態で遅れ破壊特性を顕著に改善することができた。
量を０．１５ｗｔ％以下となすと共に０．０１から０．
２ｗｔ％の範囲内のＮｂを含有させ、直接焼入れ処理を
施した鋼は、１００ｋｇ／−以上の高強度を保持した状
態で遅れ破壊特性を顕著に改善することができた。
これに対して、Ｃの含有量が０．２１〜０．２５ｗｔ％
であって、運を含有しない比較鋼は、何れも遅れ破壊特
性が低かった。
であって、運を含有しない比較鋼は、何れも遅れ破壊特
性が低かった。
以上述べたように１この発明の方法によれば、遅れ破壊
特性の優れた、降伏強度が１００ｋｇ／ｄ以上の高強度
鋼を、靭性の低下等を招くことなく効率的に製造するこ
とができる工業１優れた効果がもたらされる。
特性の優れた、降伏強度が１００ｋｇ／ｄ以上の高強度
鋼を、靭性の低下等を招くことなく効率的に製造するこ
とができる工業１優れた効果がもたらされる。
第１図はこの発明の方法によって製造した高強度鋼と従
来方法によって製造した高強度鋼との、Ｃの含有量と遅
れ破壊特性および降伏強度との関係を示すグラフ、第２
図は遅れ破壊特性と降伏強度との関係を示すグラフであ
る。
来方法によって製造した高強度鋼との、Ｃの含有量と遅
れ破壊特性および降伏強度との関係を示すグラフ、第２
図は遅れ破壊特性と降伏強度との関係を示すグラフであ
る。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．３〜１．５ｗｔ％、 Ｃｒ：０．１〜１．５ｗｔ％、 Ｍｏ：０．１〜１．０ｗｔ％、 Ｖ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．００１〜０．１０ｗｔ％、残り：Ｆ
ｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する鋼片を、１０５０℃以上に加
熱し、このように加熱された鋼片に対して熱間加工を施
した後、直ちにＡｒ＿３変態点以上の温度域から直接焼
入れし、最終的に５５０℃からＡｃ＿１変態点までの範
囲内の温度で焼戻すことを特徴とする、遅れ破壊特性の
優れた高強度鋼の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．３〜１．５ｗｔ％、 Ｃｒ：０．１〜１．５ｗｔ％、 Ｍｏ：０．１〜１．０ｗｔ％、 Ｖ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．００１〜０．１０ｗｔ％を含有し、
更に、 Ｃｕ：１ｗｔ％以下、 Ｎｉ：２ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．２ｗｔ％以下、 Ｚｒ：０．２ｗｔ％以下、 Ｂ：０．００５ｗｔ％以下、 Ｃａ：０．２ｗｔ％以下、 ＲＥＭ：０．２ｗｔ％以下、 からなる群のうちの少なくとも１種を含有し、残り：Ｆ
ｅおよび不可避不純物 からなる成分組成を有する鋼片を、１０５０℃以上に加
熱し、このように加熱された鋼片に対して熱間加工を施
した後、直ちにＡｒ＿３変態点以上の温度域から直接焼
入れし、最終的に５５０℃からＡｃ＿１変態点までの範
囲内の温度で焼戻すことを特徴とする、遅れ破壊特性の
優れた高強度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26644484A JPS61147812A (ja) | 1984-12-19 | 1984-12-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26644484A JPS61147812A (ja) | 1984-12-19 | 1984-12-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61147812A true JPS61147812A (ja) | 1986-07-05 |
Family
ID=17431015
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26644484A Pending JPS61147812A (ja) | 1984-12-19 | 1984-12-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61147812A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1984
- 1984-12-19 JP JP26644484A patent/JPS61147812A/ja active Pending
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