JPH0140091B2

JPH0140091B2 -

Info

Publication number: JPH0140091B2
Application number: JP57198439A
Authority: JP
Inventors: Fukukazu Nakazato; Yasuo Ootani
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1982-11-12
Filing date: 1982-11-12
Publication date: 1989-08-25
Also published as: JPS5989716A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、耐遅れ破壊性の優れた強靭鋼の製
造方法に関するものである。近年、構造物の大型化や、乗用車、トラツク等
の軽量化指向が著しく、これにともなつて機械構
造用部品の強度に対する要求が高まつてきて、高
強度で耐遅れ破壊性の優れた鉄鋼材料の開発が強
く望まれるようになつてきた。従来、引張強さが100Kgｆ／mm²を超える機械構
造用強靭鋼は、低合金鋼、例えばJISG4105の
SCM435やSNCM431鋼、或いはボロン鋼（0.2％
Ｃ−0.8％Cr−0.002％Ｂに代表される化学成分組
成を有する鋼。なお、以下％は重量％とする）等
の熱延材を焼入れ・焼戻し処理して製造されてい
た。しかしながら、これらの低合金鋼のうちでも引
張強さが125Kgｆ／mm²を越えるものは、機械構造
用部品として用いた場合、使用中に遅れ破壊を生
じることがあり、自動車や土木建設機械の重要保
安部品としては品質安定性に欠けるという問題点
が指摘されていた。この遅れ破壊とは、静荷重下におかれた鋼が相
当時間経過した後に、突然、脆性的に破断する現
象として知られており、外部環境から鋼中に侵入
した水素による一種の水素脆性とされているもの
である。そして、このような遅れ破壊は、特に、高力ボ
ルトやPC鋼棒等の高強度材料で大きな問題とな
つており、それ故に、例えばJIS Ｂ−1186（1979）
「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平座
金セツト」の項においては、高力ボルトの区分と
して、 F8T（引張強さ：80〜100Kgｆ／mm²）、 F10T（引張強さ：100〜120Kgｆ／mm²）、 F11T（引張強さ：110〜130Kgｆ／mm²）、の３種類が規定されてはいるものの、F11Tには
括弧付で“なるべく使用しないこと”という指示
までもがなされている。さらにまた、土木建設機
械用として耐摩耗性の要求される鋼板において
も、引張強さが125Kgｆ／mm²を越えるものでは、
使用中の遅れ破壊の問題が認識されるようになつ
てきている。これに対して、18Niマルエージング鋼（例え
ば、18％Ni−7.5％Co−0.5％Ti−0.1％Al鋼）は、
通常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性が優れてお
り、引張強さ：150Kgｆ／mm²程度まで使用できる
ことが知られているが、これは極めて高価な鋼で
あり、また機械構造用鋼として広く使用されるま
でには至つていないのが現状である。本発明者等は、上述のような観点から、引張強
さ：125Kgｆ／mm²以上の強度を備え、かつ耐遅れ
破壊性が従来の低合金鋼よりも格段に優れた強靭
鋼を製造すべく研究を行つたところ、 (a) 強靭鋼の耐遅れ破壊性は、旧オーステナイト
粒界に偏析するＰによつて著しく劣化するこ
と、 (b) そこで、高強度を発揮する化学成分組成を有
する鋼に存在するＰの絶対量を抑え、かつＰの
粒界偏析を助長させるMn量をも抑えるととも
に、さらに、熱処理段階でのＰの粒界偏析を極
力防止することを目ざした直接焼入れを施せ
ば、耐遅れ破壊性が格段に改善されること、 (c) しかしながら、このような鋼に対して従来の
ような高温での焼戻しを施すと、強度低下が著
しくなるばかりでなく、耐遅れ破壊性も再び劣
化するようになること、以上、(a)〜(c)に示す如き知見を得たのである。この発明は上記知見に基づいてなされたもので
あつて、Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.5％以下、
Mn：0.5％未満、Cr：0.5〜4.0％、Ｐ：0.01％以
下を含むとともに、さらに必要に応じて、Nb：
0.1％以下、Ｖ：0.3％以下、Ｂ：0.003％以下、
Ti：0.05％以下のうちの１種以上含有し、Fe及
び不可避不純物：残り、から成る成分組成の鋼を
熱間圧延後、900℃以上の仕上温度から、直接、
急冷焼入れするか、或いはさらに、これに続いて
450℃以下の温度で焼戻すことによつて、耐遅れ
破壊性の優れた強靭鋼を製造することに特徴を有
するものである。つぎに、この発明の方法において、鋼組成、熱
延仕上温度、及び焼戻し温度を上述のように限定
した理由を説明する。 (A) 鋼組成ＣＣ成分には、鋼に必要な強度を確保する作
用があるが、その含有量が0.18未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方0.28％を
越えて含有させると、他の合金元素との関連
で靭性を劣化させる恐れがでてくるので、そ
の含有量を0.18〜0.28％と定めた。 Si Si成分は、鋼の脱酸のために必要な元素で
あるが、その含有量が0.5％を越えると鋼の
脆化が著しくなるので、含有量の上限値を
0.5％と定めた。 Mn Mn成分は、鋼の脱酸・脱硫のために、通
常の場合、0.5〜1.0％程度添加されるもので
あるが、このように0.5％以上Mnを含有させ
ると、添加されたMnがＰの粒界偏析を助長
して耐遅れ破壊性を著しく損なうようになる
ことから、この発明においては、Mn含有量
を0.5％未満と定めた。 Cr Cr成分には、鋼に所定の強度と焼入性と
を付与する作用があり、さらに焼戻し軟化抵
抗性を確保する作用もあるが、その含有量が
0.5％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方4.0％を越えて含有させてもそれ
以上の向上効果を得ることができないばかり
か、経済性を損なうことにもなるので、その
含有量を0.5〜4.0％と定めた。ＰＰ分は、鋼の焼戻し脆性を促進する点で有
害な微量元素であることは従来から知られて
おり、前記JIS SCM435やSNCM431におい
てもその含有量を0.030％以下に制限するこ
とが規定されているが、耐遅れ破壊性を考慮
した場合には、通常実施されているような、
Ｐ含有量が0.030％をわずかに下回る程度に
抑える対策では全く効果がなく、特定の条件
での直線焼入れ・焼戻しとの組合せとも絡ん
で、Ｐの含有量を0.01％以下に制限しないと
十分な効果を得ることができないのである。
このようなことから、Ｐの含有量を特に0.01
％以下と定めた。 Nb、及びＶこれらの成分は、いずれも鋼の細粒化或い
は析出硬化を通じて強度上昇に有効な元素で
あるので、これらの特性をより向上させる場
合に必要に応じて添加されるものであるが、
Nb及びＶの含有量がそれぞれ0.1％及び0.3％
を越えるとそれ以上の向上効果を望めなくな
ることから、それぞれの含有量を、Nb：0.1
％以下、Ｖ：0.3％以下と定めた。ＢＢ成分には、微量の添加で鋼の焼入性を著
しく向上させる作用があり、部品サイズの大
きいものの場合に必要に応じて積極的に添加
して強度確保を図るが、0.003％を越えて含
有させると鋼の靭性を劣化するようになるこ
とから、その含有量を0.003％以下と定めた。 Ti Ti成分は、Ｂ成分の焼入性向上効果を安
定して発揮させるのに有効な元素であり、特
にこのような特性を必要とする場合に添加さ
れるものであるが、0.05％を越えて含有させ
ると鋼の靭性及び被削性等を劣化するように
なることから、その含有量を0.05％以下と定
めた。 (B) 熱延仕上温度従来、引張強さ：100Kgｆ／mm²を越える強靭
鋼は、低合金鋼の熱延棒鋼又は熱延鋼板をAc₃
点以上に再加熱し、焼入れた後、Ac₁点以下で
焼戻すことにより製造されていた。しかし、こ
のような再加熱焼入れ・焼戻し方式の熱処理
は、鋼中のＰの旧オーステナイト粒界偏析を促
進し、強靭鋼の耐遅れ破壊性を劣化させる原因
となつていたのである。そこで、この発明で
は、熱延を900℃以上の温度で終了し、そのま
ま直接焼入れを行つてＰが旧オーステナイト粒
界に偏析するのを抑制して耐遅れ破壊性を向上
させたのである。しかしながら、熱延の仕上温
度が900℃未満になると直接焼入焼戻し後の機
械的性質に異方性が顕著に現われ、また耐遅れ
破壊性も劣化するようになることから、直接焼
入時の温度を900℃以上にすることが極めて重
要であり、従つて熱延仕上温度を900℃以上と
定めた。 (C) 焼戻し温度この発明において対象となる鋼は、Ｃ：0.18
〜0.28％という低炭素系強靭鋼であるので、焼
入れのままで所定の強度と延性とを備えてお
り、従つて、焼入れのままで十分機械構造用鋼
として使用できるものである。しかしながら、使用中の応力緩和を防止する
必要のある部分に対しては、焼戻し処理を実施
するのが好ましい。この場合、焼戻し温度が
450℃を越えると、鋼材の強度低下が著しくな
るとともに耐遅れ破壊性も劣化するようになる
ので、焼戻し温度を450℃以下と定めた。但し、焼戻し温度が300℃以上400℃未満の範
囲では低温焼戻し脆性が生じ、靭性が劣化する
と同時に耐遅れ破壊性も劣化する場合があるの
で、でき得るならば、焼戻し温度を300℃未満、
或いは400〜450℃の範囲に選ぶべきである。また、この焼戻し温度の限定理由は、第１図
に示される鋼のＰ含有量と焼戻し温度との関係
図からも明らかである。即ち、第１図は、Ｐ含
有量の異る種々の鋼を950℃の仕上温度で加熱
圧延した後、前記仕上温度から直接水冷して焼
入れし、焼入れのまま、或いは焼入れ後種々の
温度で焼戻し処理を行い、この結果得られた鋼
について、耐遅れ破壊性を評価するための定荷
重型片持ち曲げ試験を行つた結果をプロツトし
たものである。なお、定荷重型片持ち曲げ試験は、第２図に
正面図で示される形状（外径：22mmφ、膨出部
外径：24mmφ、膨出部長さ：60mmφ、全長：
160mm、α：60゜）の丸棒切欠付試験片を用い、
切欠底に公称曲げ応力：260Kgｆ／mm²を付加す
ると共に、切欠部に常温水を滴下して行ない、
この状態を保持しながら、前記試験片が破断に
到るまでの時間（以下t₂₆₀という）を測定し
た。第１図には、これらの結果を〇印と×印で
示したが、〇印はt₂₆₀が100時間以上のもの、×
印はt₂₆₀が100時間未満のものをそれぞれ示す。第１図に示される結果から、Ｐ含有量が0.01
％以下にして、直接焼入後、焼入れのまま、或
いはさらに450℃以下、好ましくは300℃未満又
は400〜450℃で焼戻した場合に優れた耐遅れ破
壊性を示すことが明らかである。ついで、この発明を、実施例により比較例と対
比しながら説明する。実施例１通常の溶解法により、それぞれ第１表に示され
る成分組成をもつた鋼を溶製した後、直径：90mm
φ×長さ：1000mmの寸法をもつたビレツトに成形
し、ついで前記ビレツトを温度：1200℃に１時間
保持して加熱した後、仕上温度が950℃となる条
件で熱間圧延を行ない、直径：25mmφ×長さ：
500mmの寸法をもつた棒材とし、引続いて前記仕
上温度から直ちに水冷による焼入れを行い、さら
に、温度：425℃に１時間保持後水冷の焼戻し処
理を行うことによつて、本発明鋼棒１〜11、及び
Mn、Ｐのいずれか一方又は両方がこの発明の範
囲から外れて高い（表中の※印で示す）の比較鋼
棒12〜17をそれぞれ製造した。

【表】

【表】このようにして得られた各種の鋼棒から、平行
部直径：14mmφの引張試験片及び第２図に示され
る上記した寸法の定荷重型片持ち曲げ試験用試験
片を切出し、常温引張強さ及び上記した条件と同
一の条件にて破断時間（t₂₆₀）を測定した。これ
らの測定結果を第１表に併せて示した。なお、第
１表の破断時間（t₂₆₀）の欄における〇印は100
時間以上の破断時間であつたことを示し、同×印
は100時間未満の破断時間であつたことを示すも
のである。第１表に示される結果から、本発明鋼棒１〜11
は、いずれも引張強さ：130Kgｆ／mm²の高強度を
有し、かつt₂₆₀も100時間以上の優れた耐遅れ破
壊性を示すのに対して、Mn、Ｐのいずれか一方
又は両方がこの発明の範囲から外れた比較鋼棒12
〜16、及びJIS SCM435に相当する比較鋼棒17
は、引張強さ：130Kgｆ／mm²以上の高強度を示す
ものの、耐遅れ破壊性はいずれも劣つたものであ
ることが明らかである。実施例２成分組成を第２表に示されるようなものとし、
かつ、板材の寸法を、厚さ：25mm×幅：100mm×
長さ：500mmとする以外は、実施例１におけると
同一の条件で本発明鋼板１〜５、及び比較鋼板６
〜７をそれぞれ直接焼入れした。そして、この
後、250℃或いは425℃に１時間保持後水冷の焼戻
処理を行つた。なお、比較鋼板６及び７は、それぞれＰ及び
Mnの含有量がこの発明の範囲から外れて高い
（表中の※印で示す）組成をもつものである。ま
た、第２表には、実施例１におけると同一の条件
で測定した引張強さ及びt₂₆₀を示した。第２表に示される結果からは、比較鋼板６及び
７に見られるように、焼入れ温度及び焼戻し温度
がその発明の範囲内にあつても、Ｐ或いはMn含
有量がこの発明の範囲から外れて高くなると、高
強度は示すものの耐遅れ破壊性の劣つたものにな
るのに対して、本発明鋼板１〜５はいずれも高強
度とともに優れた耐遅れ破壊性をもつことが明ら
かである。

【表】実施例３成分組成を、Ｃ：0.23％、Si：0.20％、Mn：
0.08％、Ｐ：0.004％、Cr：1.76％、Fe及びその
他の不可避不純物：残り、から成るものとし、か
つ熱間圧延後の熱処理条件を第３表に示されるも
のとする以外は、実施例２におけると同一の条件
にて、本発明鋼板９〜11、14〜16、19〜21、並び
に比較鋼板８、12〜13、17〜18、22〜32をそれぞ
れ製造し、さらに、このようにして得られた鋼板
について、実施例１におけると同一の条件にて引
張強さと破断時間（t₂₆₀）を測定した。これらの
測定結果も第３表に併せて示した。なお、第３表
における※印は、焼入れ条件又は焼戻し条件が本
発明の範囲から外れていることを示すものであ
る。第３表において、比較鋼板23〜27にみられるよ
うに仕上温度、即ち焼入温度が900℃未満の場合、
同じく比較鋼板28〜32にみられるように仕上温度
が900℃以上であつても熱間圧延後直ちに急冷し
ない場合には、高強度は得られる

【表】

【表】ものの、耐遅れ破壊性の劣つたものになつてい
る。このことは、焼戻し温度がこの発明の範囲か
ら外れた条件で製造された比較鋼板８、12、13、
17、18、及び22においても同様である。これに対
して、本発明鋼板はいずれも高強度と優れた耐遅
れ破壊性を兼ね備えていることが明らかである。上述のように、この発明の方法によれば、引張
強さ：125Kgｆ／mm²以上の高強度と、定荷重型片
持ち曲げ試験で破断時間が100時間を越える優れ
た耐遅れ破壊性を具備した機械構造用強靭鋼を製
造することができ、高張力ボルト、PC鋼棒、耐
摩耗用高張力鋼板等の製造に適用することで、軽
量で、しかも極めて安全性の高い機械装置、或い
は信頼性の高い大型構造物が実現できるなど、工
業上有用な効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は耐遅れ破壊性に及ぼすＰ含有量と焼戻
し温度との関係を示す図表、第２図は定荷重型片
持ち曲げ試験に用いる丸棒切欠付試験片の形状を
示す説明図である。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、Cr：0.5〜4.0％、Ｐ：0.01％以下、 Fe及び不可避不純物：残り、から成る成分組成（以下重量％）の鋼を熱間圧延
後、900℃以上の仕上温度から直接急冷焼入れす
ることを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた強靭鋼
の製造方法。２Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、Cr：0.5〜4.0％、Ｐ：0.01％以下、 Fe及び不可避不純物：残り、から成る成分組成（以下重量％）の鋼を熱間圧延
後、900℃以上の仕上温度から直接急冷焼入れし、
続いて、450℃以下の温度で焼戻すことを特徴と
する耐遅れ破壊性の優れた強靭鋼の製造方法。３Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、Cr：0.5〜4.0％、Ｐ：0.01％以下、更に、 Nb：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下、Ｂ：0.003％以下、Ti：0.05％以下のうちの１種以上を含有し、 Fe及び不可避不純物：残りから成る成分組成（以下重量％）の鋼を熱間圧延
後、900℃以上の仕上温度から直接急冷焼入れす
ることを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた強靭鋼
の製造方法。４Ｃ：0.18〜0.28％、Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、Cr：0.5〜4.0％、Ｐ：0.01％以下、更に、 Nb：0.1％以下、Ｖ：0.3％以下、
Ｂ：0.003％以下、Ti：0.05％以下、うちの１種以上を含有し、 Fe及び不可避不純物：残りから成る成分組成（以下重量％）の鋼を熱間圧延
後、900℃以上の仕上温度から直接急冷焼入れし、
続いて、450℃以下の温度で焼戻すことを特徴す
る耐遅れ破壊性の優れた強靭鋼の製造方法。