JPH02166258A - 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、１２５　ｋｇｆ／ｕ以」二の引張り強さを
有し、且つ、耐遅れ破壊性に優れた高張力ボルトやＰＣ
鋼棒、更に大型機械用の高張力鋼板などの機械構造用鋼
に関する。

〔従来の技術〕

近年、特に構造物の大型化、自動車やトラック、土木機
械等の軽量化に伴い引張り強さが１２５＋ｔｇｆ／ｄ以
」二の機械構造用鋼、特に高張力ボルトやＰＣ鋼棒の開
発か要求されてきている。

従来、一般に１．　ＯＯｋｇｆ／ｍ以上の引張り強さを
有する機械構造用強靭鋼は、例えば、０．３５％Ｃ１）
．０％Ｃｒ１０．２％ＭＯの組成を存する。１ＩＳＧ４
１０５に規定されたＳＣＭ４３５の低合金鋼や、０．３
１’％Ｃ１，０，８％Ｃｒ５１．８％Ｎ　＋’％　’０
．２％Ｍ。

の組成を有する　ＪＩＳ　　Ｇ　　４１０３　　に規定
されたＳＮＣＭ４３１の低合金鋼や、更に０．２％Ｃ１
０，８％Ｃｒ、０．００２％Ｂ　の組成を有するボロン
鋼などの熱間圧延材に焼入れ焼戻し処理を施すことによ
って製造されている。

しかし、これらの機械構造用鋼を実用に供した場合、１
２５ｋｇｆ／−以上の引張り強さを有するものにおいて
は、使用中に遅れ破壊を生じる場合があることから、高
張力ボルトやＰＣ鋼捧をはじめとして自動車や土木機械
の重要保安部品としては品質の安定性に欠けるという問
題があった。

なお、遅れ破壊とは、静荷重下におかれた鋼がある時間
経過後に突然脆性的に破断する現象であり、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。

このようなことから上記の機械構造用鋼においては、実
用上その強度レベルが引張り強さで１２５ｋｇｆｌ−以
下に制限されているのが現状であり、例えば高力ボルト
に関しては、ＪＩＳ　　Ｂ　　１）８６（１９７９）の
「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平座金セッ
ト」においてＦ８Ｔｌ張り強さ＝８０〜１００ｋｇｆ／
ｗ　）、ＦＩＯＴ　（同１００〜１２０　ｋｇｆ／ｉ　
）　、及びＦＩＩＴ（同１）０〜ｌ　３０　ｂｇｆ／ｗ
Ｚ　）の３種に規定され、しかもＦｌｌＴについては、
なるべく使用しないことと注意事項が（＝１されている
。

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、引張り強さが１２５　ｋｇｆ／ｍを超え
るものでは使用中の遅れ破壊が問題とされている。

これに対して、上記の通常の低合金鋼より耐遅れ破壊性
の優れた鋼として、例えば１８％Ｎｉ５７．５％Ｃ０１
５％Ｍｏ１０．５％Ｔｉ、０．１％Ａ、１．の組成を有
する１８％Ｎ＋マルエージング鋼があり、この鋼は、引
張り強さが１５０ｋｇｆ／−程度のものまで遅れ破壊の
発生の恐れなく使用できるが、きわめて高価な鋼である
ため、経済性の点で一部のきわめて限られた用途にしか
実用化されておらず、機械構造用として広く使用される
に至っていない。

これに対して、経済的であり、高強度且つ耐遅れ破壊性
に優れた構造用鋼として、例えば特開昭５８−６１２１
９号、特開昭５１３−８４９６０号、特開昭５８−１）
３３１７号、特開昭５８−１）７８５６号、特開昭５８
−１５７’９２１号及び特開昭８１−１）７２４８号や
特開昭６１−１３０４５６号等の各公報に各種成分の高
強度鋼及びそれらの製造法が提案されている。

しかしながら、これらの１２５ｋｇｆ／−を超える引張
り強さを有する鋼でも、例えば橋梁用高張力ボルトに使
用できるほど完全に遅れ破壊の発生する危険を払底でき
るものではなく、更にこれらの鋼では、冷間での成型時
に断面減少率で６０％以上、就中７０％以上の強加工が
加わった部位では、次の焼入れ処理時にオーステナイト
粒が粗大化して十分な耐遅れ破壊性を発揮できない場合
があるため、それらの適用範囲は確定できるものでもな
いしまた十分なものでもない。

〔発明が解決しようとする課題〕

この発明は上記した産業界の要求に答えるべく１２５　
’ｋｇｆ／−以上の引張り強さを有し、且つ耐遅れ破壊
性に優れた機械構造用鋼を提供することを目的とするも
ので、例えば橋梁用高張力ボルト等と異なり、定期的な
補修或は取替えを前提とし、一定期間、例えば５０００
時間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない１２５　ｋｇｆ
／ｗｒ以上の引張り強さを有する機械構造用鋼を提供す
ることを目的とする。このような用途としては、各種構
造物用高張力鋼、自動車、土木機械、産業機械用のボル
ト用鋼及び高張力鋼板があり、これらにこの発明鋼を使
用することによって上記した産業界の要求に答えること
が可能である。

即ち、この発明は、橋梁用高張力ボルトはどの耐遅れ破
壊性でなくても所定の期間のあいだ遅れ破壊の発生する
危険がなく、従って定期的な補修或は取替えを前提とす
る部品等に好適に使用できる１２５ｋｇｆ／−以上の引
張り強さを有する機械構造用鋼を提供することを目的と
する。

〔課題を解決するだめの手段〕

上記したこの発明の目的を達成するため、本発明者等は
、鋭意実験、研究を重ねた結果、５０００時間以上の期
間にわたり遅れ破壊が発生せず、且つ１２５ｋｇｆ／−
以上の引張り強さを佇する鋼を得るためには、以下に示
す条件を満足するととが有効であることを知見した。即
ち、 （ａ）低Ｐ１低Ｓ化による粒界偏析の軽減及び清浄化、
低Ｍｎ化が耐遅れ破壊性の改善に有効であること。

（ｂ）高Ｓｉ化による水素の拡散能の低下、Ｎｂ添加に
よる鋼の細粒化が耐遅れ破壊性の改善にを効であること
。

（ｃ）鋼中の炭化物は水素の集積場所となり、従ってこ
の炭化物が針状、棒状等の切欠欠陥形状を呈したり、粗
大に凝集したりする場合には、そこが起点となって遅れ
破壊が発生しやずいが、鋼中にＺｒ　を含有させると炭
化物が球状微細に分散して耐遅れ破壊性の著しい改善に
有効であること。

（ｄ）　Ｎ量を、Ｔｉ　やＢを含有しない鋼では１．９
３≦Ａｆｌ／　（Ｎ−（Ｚｒ／８．５２）｝≦１０なる
式を満足するように、またＴｉ９Ｂを含有する鋼では １．９３≦ＡＡ／　（Ｎ　−（Ｚｒ／ａ　５２）　−（
Ｔｉ／ａ　４３）−（Ｂ１０．７８）　｝≦１０ なる式を満足するように制限すれば、冷間成型時に断面
減少率で７０％以上の強加工を加えても焼入れ処理時に
オーステナイト粒は粗大化せず、優れた耐遅れ破壊性が
得られること。

この発明は上記の知見に基づいてなされたものであって
、その要旨とするところは、重量％でＣ：０．２０〜０
．４５％　　　Ｓｉ：０．５０超〜ｚＯ％Ｍｎ：０．５
０％未満　　　　　Ｐ　　：Ｏ，ＯＬ５％以下Ｓ：０．
０１％以下　　　　　Ｃｒ　：　０．０１〜５．０％Ｚ
　ｒ　：　０．０１〜０．１５％　　Ｎｂ　：　０．０
０５〜０．２０％ＡＩｌ：０．００５〜０．１０％　　
Ｎ　　：０．０３５％以下を含有しく以下％は重量％を
示す）、且つ１９３≦Ａ　ｆｌ／　（Ｎ　−（Ｚ　ｒ／
６．５２）　｝≦１０−＝＝−−−・−（１）なる式を
満足するか、或は更に Ｖ　　：０．０１〜０．３０％　　Ｍｏ　：　０．０１
〜０．８０％の１種又は２種を含有し且つ前記（１）式
を満足するか、或は前記■、ＭＯの代りに Ｔｉ：０．０１〜０．１０％　　Ｂ　　：０．０００３
〜０．００５０％の１種又は２種を含有し且つ １９３≦Ａｌｌ／　（Ｎ　−（Ｚ　ｒ／６．５２）　−
（Ｔ　ｉ／　３．４３）−（Ｂ１０．７８）　｝≦１０
・・・（２）なる式を満足するか、或は ｖ　：　ｏ、ｏ　１〜０．３０％　　Ｍｏ　：　０．０
１〜０．８０％の１種又は２種及び Ｔｉ：０．０１〜０．１０％　　Ｂ：０．０００３〜０
．００５０％の１種又は２種を含有し且つ前記（２）式
を満足し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物から
なる成分と、焼入れ焼戻し組織からなることを特徴とす
る１２５ｋｇｆ／−以上の引張り強さを有する酎遅れ破
壊性に優れた機械構造用鋼にある。

〔作　　　用〕

以下に、この発明における鋼の成分組成及び組織の限定
理由について述べる。

Ｃは鋼の焼入性増加、強度増加に加えて細粒化のために
も　有効な成分であるが、その含有量が０．２０％未膚
では焼入性の劣化を来たし、また所望の強度を確保する
ことが出来ず、一方、０４５％を超えて含有させると焼
入時の焼割れ感受性が増大し、また他の合金成分と関連
して靭性劣化を招くことから、その含有量を０．２０−
０．４　’５％と定めた。

Ｓｉ　　は鋼の脱酸、強度増加の他、、鋼中の水素の拡
散能を低下させて耐遅れ破壊性の向上にも有効な元素で
あるが、その含有量が０．５０％以下では特に酎遅れ破
壊性向上に重要な鋼中水素の拡散能低下に所望の効果が
得難く、一方、その含有量が２．０％を超えると靭性の
劣化が著しくなるため、その含有量を０．５０％超〜ｚ
Ｏ％と定めた。

Ｍｎ　は脱酸の他、焼入性向上にを効な元素であるが、
多量に含有させると粒界脆化現象が生じ、遅れ破壊の発
生を促進する。更に、Ｍｎ　はＳと結合して、これが割
れ０起点となることからも、耐遅れ破壊性の改善のため
には極力その含有量を低下させなければならない。従っ
て、耐遅れ破壊性の改善を目的とするこの発明ではＭｎ
の含有量を０．５％未満とした。

Ｐはいかなる熱処理を施してもその粒界偏析を完全に消
滅することはできず、且つ粒界強度を低下させ耐遅れ破
壊性を劣化させるため、その」二限を０．０４５％とし
た。

Ｓは上述したようにＭｎと結合して割れの起点となり、
更に単独でも粒界に偏析して脆化を促進するため、極力
その含有量を低く制限することが必要である。従って、
この発明ではＳを０．０１％以下とした。

Ｃｒ　は鋼の焼入性を向上させ、且つ鋼に焼戻し軟化抵
抗を付与する作用があるが、その含有量が０．０１％未
満では前記作用に所望の効果が得られず、他方、Ｃｒは
高価な合金元素であるため経済性を考慮し、その含有量
を０．０１〜５．０％と定めた。

Ｚｒ　はこの発明において重要な元素であって、鋼中に
炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊性を著しく改
善する効果を存するが、００１％未満ではその効果が小
さく、一方、０．１５％を超えて含有させると靭性劣化
をきたすので、その含有量を０．０１〜０．１５％と定
めた。

Ｎｂは鋼の強度、靭性の向上と細粒化に対して効果を存
し、特にこの発明鋼のような高Ｓｉｍにおける鋼の粗粒
化を防止して、粗粒化による耐遅れ破壊性の劣化を防止
するのに極めて有効である。

しかしながら、その効果を確保するためには０．００５
％以上の添加が必要である。一方、０２０％を超えて添
加すると、その効果は飽和し、且つコスト的に高（つく
ので、その含有量を０．　ＯＯ５〜０２０％と定めた。

ＡＩｌ、は鋼の脱酸の安定化、均質化および細粒化を図
るのに有効であるが、０．００５％未満では所望の効果
を得ることができず、一方、ｏ、ｉｏ％を超えて含有さ
せてもその効果は飽和してしまい、また介在物の増大に
より疵が発生し、靭性も劣化するので、その含有量を０
００５〜０．１０％と定めた。

Ｎもこの発明において重要な元素である。すなわちＮは
鋼の細粒化を図り、耐遅れ破壊性を改善するのに有効な
元素であるが、低合金鋼において０、０３５％を超えて
添加することは難しいため、その含有量を０．０３５％
以下とした。

一方、Ｎ量に関して、更に前記（１）式あるいは（２）
式を溝足するように定めたのは以下の試験結果によるも
のである。

即ち、本発明者等はＣ１、ＳｉｌＭｎ、Ｐ、Ｓ。

Ｃｒｓ　Ｚｒ、　Ｎｂｓ　Ａｌｌ、ＶＮ　ＭＯ％　Ｔｉ
及びＢの含有量がこの発明の範囲内にあり、Ｎ量が０．
０３５％以下で、Ａ、１．／　（Ｎ−（Ｚ　ｒ／　８．
５２）　）又は１２／　（Ｎ−（Ｚｒ／６．５２）　−
（Ｔｉ／３．４３）　−（Ｂ１０．７８）　）が種々の
値を有する鋼を実験室的に溶製し、次いで熱間で圧延を
行ない、更に球状化焼鈍後断面減少率で８０％の冷間加
工を施し、これを焼入れ焼戻し処理を行って引張り強さ
１３０〜１４（ｌｔｇｆ／−とした後遅れ破壊特性を試
験した。第３図（ａ、）は用いた定荷重型の遅れ破壊試
験装置の構成を模式的に示した説明図で、ノツチ部を有
する外径６３．φの棒状の試験片（１）を恒温の水（２
）を循環させて２５°Ｃに保持したｐＨ２のワルボール
緩衝液（３）に浸漬し、１６００ｋｇｆ　の一定荷重を
かけて２００時間経過後の割れ発生の佇無を調べた。試
験片０）のノツチ部は第３図（ｂ）に示すように角度６
０°、深さ１塵簡、みぞ底半径Ｒ０，１ｍｌ−の形状を
有し、試験片（１）の全周にわたり形成されている。こ
のようなノツチ部を佇する試験片（１）を前記の各焼入
れ焼戻し処理材からそれぞれ５本ずつ切出し、試験に供
した。

上記試験の結果を第１図及び第２図に示す。第１図はＴ
ｉやＢを含有しない鋼の場合、第２図はＴｉやＢを含有
する鋼の場合で、横軸はいずれもＡｆｌ含存量を、縦軸
は第１図においては（Ｎ−Ｚｒ／　８．、．５２　）を
、第２図ニオイテは（Ｎ　−（Ｚｒ／ａ５２）　−＝（
Ｔｉ／３．４３）　−（Ｂ１０．７８）　）を示す。　
また、両図中において、○印は前記試験に供した５本の
試験片のいずれにも割れの発生が認められないことを、
Ｘ印は５本の試験片の少なくとも１本に割れの発生が認
められたことを示す。第１図から、ＡＩｌ（Ｎ　−（Ｚ
　ｒ／　８．５２＞　）の値が１．９３未満又は１０を
超えると割れが発生し、また第２図からｌ！／　（Ｎ（
Ｚｒ／８．５２）　−（Ｔｉ／３．４３）　−（Ｂ１０
．７８）　）の値が１．９３未満又は１０を超えると割
れが発生ずることがわかる。

従って、Ｎ量に関しては、Ｔｉ　やＢを含有しない場合
は前記（１）式を、また、Ｔｉ　　やＢを含有する場合
は前記（２：Ｊを満足するように定めた。

■は鋼を細粒化し、更に析出硬化して鋼の強度を向上さ
せる作用があるので、より高い強度が要求される場合に
必要に応じて添加するが、０．０１％未満では前記効果
が得られず、一方、０．３％を超えて含有させると添加
効果が飽和してより一層の強度向上効果は得られないこ
とから、その含有量を０．０１〜０．３０％と定めた。

Ｍｏ１Ｔｉ及びＢには鋼の焼入性を一段と向」ニさせる
作用があるので、特に鋼製品寸法が大きい場合に高強度
を確保する目的で含有させるとよいが、夫々　ＭｏＯ，
０１％未満、　Ｔｉ０．０１％未満、ＢＯ，０００３％
未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｍ
Ｏについては０．８％を超えて含有させてもその効果は
飽和しコストの上昇を招くだけであり、またＴｉについ
ては０．１０％、Ｂについては０．　ＯＯ５０％を超え
て含有させると鋼の靭性及び耐遅れ破壊性が劣化するよ
うになり、且つ、Ｔｉにおいては切削性も劣化するよう
になる。従って、Ｍｏ１Ｔｉ及びＢについてはその含有
量を夫々ＭｏＯ，０１〜０８０％、Ｔｉ０．０１〜０１
０％、８０．０００３〜０．００５０％と定めた。

上記した成分組成を有する鋼であっても、１２５ｋｇｆ
／−以上の引張り強さと良好な耐遅れ破壊性とを具備さ
せるには、通常の熱間圧延を行い、圧延後直ちに炉入れ
するか、又は再加熱してから焼入れを行うか、或いは冷
間や温間で成型後頁加熱してから焼入れを施して低温変
態生成物（マルテンサイＦやベイナイト）となし、これ
を焼戻しした所謂焼入れ炉戻し組織とすることが必要で
ある。

即ち、炉ならし材、焼ならし焼戻し材、圧延のまま材、
圧延材を焼戻ししたものといった高温での変態生成物で
ある高温ベイナイト、フェライト、パーライトを主とす
る組織では、安定して引張り強さで１２５　ｋｇｆ／ｗ
ｉ以上の高強度を得難く、耐遅れ破壊性と引張り強さで
１２５ｋｇｆ／−以上の高強度を共に得ようとするこの
発明の所期の目的を達成することができない。一方、焼
入れままの鋼は引張り強さは高いが降伏点が低く、機械
構造用鋼として使用される場合に使用中に応力緩和の増
大が生じ、更に焼入れままでは耐遅れ破壊性、靭性、加
工性などが良好でないという問題がある。

従って、鋼に所定の強度と耐遅れ破壊性をｆ′Ｎ＋与す
るためには、焼入れ焼戻し処理を行って、鋼の組織を焼
入れ焼戻し組織とする必要がある。

〔実　施　例〕

次に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 先ず通常の方法によって第１表に示す成分組成のｆｉ４
（符号Ａ−３）を溶製した。鋼Ａ−Ｌは、この発明の範
囲内の組成を有しているものであり、鋼Ｍ−３は第１表
中本印を付した点で、この発明の範囲から外れた組成の
ものである。

（以下余白） これらの溶製した鋼を連続鋳造法、或は造塊法にて鋼片
となした後、１２００〜１２５０℃に加熱後通常の方法
で１５ｍｍ厚さの鋼板に熱間圧延し、次にこれを９２０
〜１０２０°Ｃの温度から、熱間圧延後直ちに焼入れを
施す直接焼入れ、或は前記の温度領域に再加熱した後焼
入れする再加熱焼入れを行った後、２００〜６８０°Ｃ
の温度で焼戻しして、その組織が焼入れ焼戻し組織で、
その引張り強さが１２５　ｋｇｆ／ｉ以上となるように
調整してぶれ破壊特性を調査した。

その結果を第２表に示した。

なお、遅れ破壊の発生有無の確認は、第４図に示ずくさ
び挿入型の遅れ破壊試験方法によった。

即ち、第４図（ａ）に示すような形状、月決の試験片の
ノッヂ部　（第４図（ｂ）に示す）に第４図（Ｃ）に示
すようなくさびを挿入して静荷重をかけ、これを５５°
Ｃに保持した温水中に入れ、割れの発生時間を求めた。

なお、同図中において、数字はｆｆ１）１の単位の長さ
を示す。

上記の試験において、耐遅れ破壊性の一つの判断基準を
５０００時間としたが、これは３ケ月を機材の定期的な
補修あるいは点検期間と仮定し、その約２倍の誤差を見
積ったからである。試験環境として５５°Ｃの温水中は
、実使用環境の最も厳しい環境に相当する。

従って、得られた遅れ破壊時間は実使用のうちもっとも
厳しい環境での遅れ破壊発生時間に相当すると考えられ
る。

第２表より、この発明の鋼は遅れ破壊発生時間が長く、
耐遅れ破壊性に優れていることが明らかである。

即ち、この発明によると１２５ｋｇｆ／−以上の引張り
強さを有し、且つ５０００時間以上の期間にわたり遅れ
破壊を発生しない機械構造用鋼を得ることができ、前述
したように定期的補修または取替を前提とし、どの程度
の耐遅れ破壊性が必要であるかが明確な用途の鋼材には
、この発明にょるａ械構造用鋼を広範囲に使用できる。

（以下余白） 実施例２ 適格の方法によって前記第１表に示した成分組成のｍ＜
符号Ａ　−１−）及び第３表に示す成分組成の鋼（符号
Ｔ−Ｙ）を溶製した。＠Ａ−Ｌは既に述べたようにこの
発明の範囲内の組成を任しているものであり、一方、ｍ
Ｔ−Ｙは第３表中＊印を（ｔ　した点で、この発明の範
囲から外れた組成のものである。

（以下余白） これらの鋼を直径１７■■の丸棒に熱間圧延した後球状
化焼鈍を行い、その後冷間で加工して直径７Ｉ１ｍの丸
棒としく断面減少率８３％）、これを９４０　’Ｃで焼
入れ後種々の温度で焼戻しして、その組織が焼入れ焼戻
し組織で、その引張り強さが１２５ｋｇｆ／−以上とな
るように調整して遅れ破壊特性を調査した。

その結果を第４表に示す。

なお、遅れ破壊性の確認は前記の定荷重型の遅れ破壊試
験により行った。

即ち、第３図（ａ）に示したような装置を用いて第３図
（ｂ）に示した試験片（１）を取り付け、２５℃に保持
したｐＨ２のワルボール緩衝液（３）に浸漬し、１６０
０ｋｇｆの一定荷重をかけて２００時間経過後の割れ発
生の有無を調べた。

第４表に示した結果より、この発明の鋼は５本の試験片
のいずれにも割れの発生は認められず、耐遅れ破壊性に
優れていることが明らかである。

（以下余白） 第　　４ 表 〔発明の効果〕 上記した如く、この発明は１２５ｋｇｆ／−以上の引張
り強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼
を提供することができる。特にこの発明の機械構造用鋼
は一定期間内での遅れ破壊の発生の恐れがないため、定
期的な補修或は取替えを前提として、例えば各種構造物
用高張力鋼、自動車、土木機械、産業機械用のボルト用
鋼等に好適に使用でき、また、廉価な低合金高強度鋼で
あって、実用的な価値はきわめて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は化学組成及び鋼の組織がこの発明の範囲内にあ
る鋼の耐遅れ破壊特性に及ぼすｌ／　（Ｎ（Ｚｒ／ａ２
５））の影響を示す線図、第２図は同じ＜Ａｊ２／（Ｎ
−（Ｚｒ／ａ５２）−（Ｔｉ／３．４３）−ＣＢ１０．
７８））の影響を示す線図、第３図は実施例で用いた定
荷重型の遅れ破壊試験装置の説明図で、第３図（ａ）は
全体構成図、第３図（ｂ）は試験片のノツチ部の形状を
示す外観図、第４図は他の実施例における遅れ破壊試験
で用いた試験片及びくさびの形状と寸法を示す説明図で
、第４図（ａ＞は試験片を、第４図（ｂ）は試験片のノ
ツチ部の詳細を、第４図（Ｃ）は試験片のノツチ部に挿
入して負荷を加えるためのくさびを示す。なお、第４図
中において、数字は１単位の長さを示す。 １・・・試験片　　　　　　２・・・水３・・ワルボー
ル緩衝液 （ｚｉ軍９ （ど！；’９／’Ｚ　） Ｎ （Ｚ１靭 （ｇｌダ秒〜へＶリ−ｃ゛Ｖグ八〜

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ：０．２０〜０．４５％Ｓｉ：０．５０超〜２．０％
   Ｍｎ：０．５０％未満Ｐ：０．０１５％以下Ｓ：０．０
   １％以下Ｃｒ：０．０１〜５．０％Ｚｒ：０．０１〜０
   ．１５％Ｎｂ：０．００５〜０．２０％Ａｌ：０．００
   ５〜０．１０％Ｎ：０．０３５％以下を含有し、且つ １．９３≦Ａｌ／｛Ｎ−（Ｚｒ／６．５２）｝≦１０な
   る式を満足し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物
   からなる成分と、焼入れ焼戻し組織からなることを特徴
   とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の引張り強さを有す
   る耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。
2. （２）成分元素として、更に Ｖ：０．０１〜０．３０％Ｍｏ：０．０１〜０．８０％
   の１種又は２種を含有する第１項記載の耐遅れ破壊性に
   優れた機械構造用鋼。
3. （３）成分元素として、更に Ｔｉ：０．０１〜０．１０％Ｂ：０．０００３〜０．０
   ０５０％の１種又は２種を含有し、且つ満たすべき式が
   １．９３≦Ａｌ／｛Ｎ−（Ｚｒ／６．５２）−（Ｔｉ／
   ３．４３）−（Ｂ／０．７８）｝≦１０ である第１項又は第２項記載の耐遅れ破壊性に優れた機
   械構造用鋼。