JPH0448846B2 - - Google Patents
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- JPH0448846B2 JPH0448846B2 JP1610985A JP1610985A JPH0448846B2 JP H0448846 B2 JPH0448846 B2 JP H0448846B2 JP 1610985 A JP1610985 A JP 1610985A JP 1610985 A JP1610985 A JP 1610985A JP H0448846 B2 JPH0448846 B2 JP H0448846B2
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Description
産業上の利用分野
本発明は、145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し、
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
用鋼の製造法に関する。 更に詳細には本発明は、構造物の大型化に伴い
自重の軽減と断面減少による材料と施行費の節約
によつて経済性の向上が要求されつつある量産鋼
である高張力鋼、更には構造物、機械部品などの
高性能化、軽量化に伴つて高応力に耐え、しかも
比強度の高いことの要求される強力鋼および超強
力鋼の製造法に関する。 従来の技術 近年、特に構造物の大型化、自動車やトラツ
ク、土木機械等の軽量化に伴い引張強さが145Kg
ｆ／mm2以上の機械構造用鋼、特に高張力ボルトや
PC鋼棒の開発が要求されてきている。 従来、一般に100Kgｆ／mm2以上の引張強さを有
する機械構造用強靭鋼は、例えば0.35％Ｃ−1.0
％Cr−0.2％Moの組成を有するJIS・SCM431低
合金鋼や、0.31％Ｃ−1.8％Cr−0.2％Moの組成を
有するJIS・SNCM431の低合金鋼や、さらに0.2
％Ｃ−0.8％Cr−0.002％Ｂの組成を有するボロン
鋼などの熱延材に焼入れ、焼戻し処理を施すこと
によつて製造されている。 しかし、これらの機械構造用強靭鋼を実用に供
した場合、125Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する
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鋼棒をはじ
めとして自動車や土木機械の重要保安部品として
は品質安定性に欠けるという問題があつた。 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強さで125Kg
ｆ／mm2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−1186
（1979）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナ
ツト、平座金セツト」において、F8T（引張強
さ：80〜100Kgｆ／mm2）、F10T（同100〜120Kgｆ／
mm2）、及びF11T（同110〜130Kgｆ／mm2）の３種に
規定され、しかもF11Tについては、なるべく使
用しないことと注意事項が付されている。また、
土木建設機械用として耐摩耗性の要求される鋼板
においても引張強さが125Kgｆ／mm2を越えるもの
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％Ni−7.5
％Co−５％Mo−0.5％Ti−0.1％Alの組成を有す
る18％Niマルエージング鋼があり、この鋼は、
引張強さが150Kgｆ／mm2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は到つていない。 これに対して、経済的であり、高強度且つ耐遅
れ性に優れた構造用鋼として、例えば特開昭58−
61219号、特開昭58−84960号、特開昭58−113317
号、特開昭58−117856号及び特開昭58−157921号
等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／mm2を越える
引張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を発生する
危険を払底できるものではなく、それらの適用範
囲は不確定且つ十分なものでない。 発明の解決すべき問題点 本発明は上記した産業界の要求に答えるべく、
145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し且つ耐遅れ破
壊性に優れた機械構造用鋼の製造法を提供するこ
とを目的とする。 更に本発明の目的を詳細に説明すると、例えば
橋梁用高張力ボルト等に異なり、定期的な補修或
いは取替えを前提とし、一定期間、例えば1000時
間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する機械構造用鋼の製
造法を提供することを本発明の目的とする。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、特に大型ブルドーザーのシユーボルト
があり、これらに本発明により製造された鋼材を
使用することによつて上記した産業界の要求に答
えることが可能である。 すなわち、本発明は、橋梁用高張力ボルトほど
の耐遅れ破壊性でなくとも所定の期間のあいだ遅
れ破壊の発生する危険がなく、従つて定期的な補
修或いは取替えを前提とする部品等に好適に使用
できる145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する機械
構造用鋼の製造法を提供することを目的とする。 問題点を解決する手段 上記した本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、1000時間以
上の期間にわたり遅れ破壊を発生せず且つ145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する鋼を製造するに
は、低Ｐ化、低Ｓ化による粒界偏析の軽減および
清浄化は勿論のこと、低Mn化により耐遅れ破壊
性を改善し、更にMbを0.01〜0.10％含有せしめ
ると同時に製造に際して熱間圧延後870℃以上の
温度から急冷することによりＰ等の不純物元素の
オーステナイト粒界への偏析を軽減することが有
効であることを発見したものである。 従つて、本発明に従い、 Ｃ：0.20〜0.30％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.5〜５％、 Nb：0.01〜0.10％、 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、870℃以上の温度から焼入
れを行い、次いで150〜450℃の範囲内の温度で低
温焼戻を行うことを特徴とする145Kgｆ／mm2以上
の引張強さを有し且つ耐遅れ破壊性に優れた機械
構造用鋼の製造法が提供される。 熱間圧延後焼入れする方法については特に限定
を要するものではないが、最も好ましいのは熱間
圧延を870℃以上の温度で仕上げ、そのまま直接
焼入れする方法である。その他として、熱間圧延
後に圧延材を再加熱して870℃以上の温度から焼
入れする方法がある。 なお、本明細書において鋼成分をパーセントで
表示するときはすべて重量パーセントである。 作 用 ついで、本発明の方法において採用する成分組
成及び製造条件を上記のとおりに限定した理由を
説明する。 (A) 成分組成 (a) Ｃ： Ｃは鋼に強度を付与する作用があり、145
Kgｆ／mm2以上の引張強さを確保するには0.20
％以上必要であり、一方、0.30％を越えて含
有させると、他の合金成分と関連して靭性が
劣化すると同時に耐遅れ破壊性も劣化するの
でその含有量を0.20〜0.30％と定めた。 (b) Si： Si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％をこえると鋼の脆
化が著しくなるため、その上限値を0.5％と
定めた。 (c) Mn： Mnは脱酸の他、焼入性向上に有効な元素
であるが、多量に添加すると、粒界にMnの
酸化物あるいは炭化物等が生成し、粒界脆化
現象が生じ、遅れ破壊の発生を促進する。さ
らに、MnはＳと結合して、これが割れの起
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。従つて、耐遅れ破壊性の改善を目的
とする本発明ではMnの含有量を0.5％未満と
した。このようにMnの含有量を制限し、他
の合金成分および熱処理条件を調整すること
によつて145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し
且つ耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製
造が可能となる。 (d) Ｐ： Ｐはいかなる熱処理を施してもその粒界偏
析を完全に消滅させることはできず、かつ、
粒界強度を低下させ耐遅れ破壊性を劣化させ
るため、その上限を0.01％とした。 (e) Ｓ： 上述したようにＳはMnと結合して割れの
起点となり、さら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。従つて、本発明
ではＳを0.01％以下とした。 (f) Cr： Crは鋼の焼入性を向上させ、かつ鋼に焼
戻軟化抵抗を付与する作用があるが、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、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0.5
〜５％とした。 (g) Nb： Nbは、本発明において重要な添加元素で
あり、低Ｐ、低Ｓおよび低Mnの清浄鋼に添
加されると、耐遅れ破壊特性を著しく改善せ
しめる。その効果を確保するためには、0.01
％以上の添加が必要である。他方、0.10％超
添加すると、その効果は飽和し、かつコスト
的に高くつくので、その範囲を0.01〜0.10％
とした。 (h) その他の元素として、本発明でその範囲を
限定していないがsol.Alは脱酸元素として必
要であり、0.01〜0.08％程度添加するのが好
ましい。しかしながら、このsol.Alの含有範
囲は通常鋼のレベルであるので本発明では特
に限定しない。 (B) 熱処理条件 (a) 焼入温度 引張強さが145Kgｆ／mm2を越える強靭鋼は、
通常の低合金鋼の熱延棒鋼あるいは熱延鋼板
をAc3点以上に再加熱した後焼入れし、引続
きAc1点以下の温度で焼戻すことにより製造
される。Ｃ含有量が0.20〜0.30％の鋼では、
焼入れは870℃以上で実施されるため、焼入
温度を870℃以上とした。また焼入方法とし
ては、圧延後直接焼入れする方法と圧延後再
加熱する方法があり、双方とも有効である
が、前者の方がγ粒界におけるＰ等の偏析が
少なくなるので、より効果的である。 その理由は、870℃以上の再結晶温度域で
圧延を仕上げ、直接焼入れを施すと、圧延〜
焼入れ間に再結晶が生じ新しいオーステナイ
ト粒が形成され、新しい粒界には不純物の偏
析が少ないからである。一方、870℃未満で
の仕上げでは870℃以上に再加熱して焼入れ
を行つても、スラブ加熱時の旧オーステナイ
ト粒界の影響が大きく、旧オーステナイト粒
界の不純物の偏析が新オーステテナイト粒界
に残る。しかし、本発明では低Ｐ、低Ｓ化を
し、さらに低Mn化に加えNbを添加すること
により粒界への偏析を極めて少なくしている
ため、上述のような870℃未満での仕上げに
よつてもよい。 (b) 焼戻温度 一般に焼入ままの鋼は降伏点が低く、機械
構造用鋼として使用さる場合に使用中に応力
緩和の増大が生じ、さらに焼入れままでは靭
性、加工性などが良好でないという問題があ
る。従つて、鋼に所定の強度および靭性を付
与するためには、焼入後、焼戻処理を行う必
要がある。一般に鋼の焼戻しは、Ac1点以下
の温度で行うが、一般的には150〜600℃の温
度範囲にて行われる。しかし、450℃を超え
る焼戻しを行う場合、強度低下が顕著になり
焼入時の強度上昇のため成分的にもより高合
金化しなければならず高コスト化につなが
ら。そこで、焼戻軟化を極力抑える目的で、
その焼戻温度は150〜450℃と定める。 実施例 次に、本発明を比較例と対比しながら実施例に
より説明する。 通常の溶解法により第１表に示す化学組成の鋼
を溶製し、直径500mm×長さ１ｍの寸法のビレツ
トに成形し、ついで前記ビレツトを1200℃に１時
間均熱した後、仕上温度を第１表(2)に示すように
種々変更して熱間圧延を実施し、25mmφの棒鋼に
仕上げた。145Kgｆ／mm2以上の強度を得るため、
熱処理としては、熱間圧延後直ちに焼入れを施す
直接焼入方法と、870℃以上の温度に再加熱した
後焼入を行う通常法を採用した。また焼戻温度
は、引張強さが145Kgｆ／mm2以上となる様に予備
実験にて確認し、それぞれ選定した。 一方、遅れ破壊の発生有無の確認は、第１図に
示すくさび挿入型の遅れ破壊試験方法によつた。 すなわち、第１図ａに示すような形状、寸法の
試験片のノツチ部（第１図ｂに示す）に第１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℃に保持した温水中に入れ、割れの発生の
時間を観察した。なお、図中において、数字はmm
の単位の長さを示す。 1000時間を耐遅れ破壊性の一つの判断基準とし
たのは、１ケ月を機材の定期的な補修あるいは点
検期間と仮定し、その約半分の誤差を見積つたか
らである。試験環境として、55℃の温水中は、実
使用環境の最も厳しい環境に相当する。従つて、
得られた遅れ破壊時間は、実使用のうちもつとも
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１表の鋼No.１〜６が本発明鋼で、鋼No.７〜９
が比較鋼である。第１表に示す試験結果からわか
るように、低Mn・低Ｐ・３％Cr・Nb添加鋼で
あるNo.１およびNo.２の鋼は極めて良好な耐遅れ破
壊性を発揮し、5000時間経過後も遅れ破壊を発生
しなかつた。しかしながら、このように良好な耐
遅れ破壊性を発揮するNo.２の鋼でもＰが0.009％
と若干高いため350℃という低温焼戻領域での焼
戻しにより粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が劣
化しており、焼戻温度としては極力この低温焼戻
領域をさけるべきである。 またNo.３の鋼において比較的遅れ破壊発生時間
が短いのはＣ量が若干高いためと推測される。 一方、No.１〜２の鋼とNo.７〜８の鋼はNb添加
の有無の効果を示しており、明らかにNb添加に
より耐遅れ破壊性が改善されていることがわか
る。 また、比較鋼のNo.９の鋼において、遅れ破壊を
発生しない時間として1000時間を確保できないの
はCrが0.35％と高く、さらにMnが0.76％と高い
ためである。
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
用鋼の製造法に関する。 更に詳細には本発明は、構造物の大型化に伴い
自重の軽減と断面減少による材料と施行費の節約
によつて経済性の向上が要求されつつある量産鋼
である高張力鋼、更には構造物、機械部品などの
高性能化、軽量化に伴つて高応力に耐え、しかも
比強度の高いことの要求される強力鋼および超強
力鋼の製造法に関する。 従来の技術 近年、特に構造物の大型化、自動車やトラツ
ク、土木機械等の軽量化に伴い引張強さが145Kg
ｆ／mm2以上の機械構造用鋼、特に高張力ボルトや
PC鋼棒の開発が要求されてきている。 従来、一般に100Kgｆ／mm2以上の引張強さを有
する機械構造用強靭鋼は、例えば0.35％Ｃ−1.0
％Cr−0.2％Moの組成を有するJIS・SCM431低
合金鋼や、0.31％Ｃ−1.8％Cr−0.2％Moの組成を
有するJIS・SNCM431の低合金鋼や、さらに0.2
％Ｃ−0.8％Cr−0.002％Ｂの組成を有するボロン
鋼などの熱延材に焼入れ、焼戻し処理を施すこと
によつて製造されている。 しかし、これらの機械構造用強靭鋼を実用に供
した場合、125Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する
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鋼棒をはじ
めとして自動車や土木機械の重要保安部品として
は品質安定性に欠けるという問題があつた。 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強さで125Kg
ｆ／mm2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−1186
（1979）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナ
ツト、平座金セツト」において、F8T（引張強
さ：80〜100Kgｆ／mm2）、F10T（同100〜120Kgｆ／
mm2）、及びF11T（同110〜130Kgｆ／mm2）の３種に
規定され、しかもF11Tについては、なるべく使
用しないことと注意事項が付されている。また、
土木建設機械用として耐摩耗性の要求される鋼板
においても引張強さが125Kgｆ／mm2を越えるもの
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％Ni−7.5
％Co−５％Mo−0.5％Ti−0.1％Alの組成を有す
る18％Niマルエージング鋼があり、この鋼は、
引張強さが150Kgｆ／mm2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は到つていない。 これに対して、経済的であり、高強度且つ耐遅
れ性に優れた構造用鋼として、例えば特開昭58−
61219号、特開昭58−84960号、特開昭58−113317
号、特開昭58−117856号及び特開昭58−157921号
等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／mm2を越える
引張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を発生する
危険を払底できるものではなく、それらの適用範
囲は不確定且つ十分なものでない。 発明の解決すべき問題点 本発明は上記した産業界の要求に答えるべく、
145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し且つ耐遅れ破
壊性に優れた機械構造用鋼の製造法を提供するこ
とを目的とする。 更に本発明の目的を詳細に説明すると、例えば
橋梁用高張力ボルト等に異なり、定期的な補修或
いは取替えを前提とし、一定期間、例えば1000時
間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する機械構造用鋼の製
造法を提供することを本発明の目的とする。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、特に大型ブルドーザーのシユーボルト
があり、これらに本発明により製造された鋼材を
使用することによつて上記した産業界の要求に答
えることが可能である。 すなわち、本発明は、橋梁用高張力ボルトほど
の耐遅れ破壊性でなくとも所定の期間のあいだ遅
れ破壊の発生する危険がなく、従つて定期的な補
修或いは取替えを前提とする部品等に好適に使用
できる145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する機械
構造用鋼の製造法を提供することを目的とする。 問題点を解決する手段 上記した本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、1000時間以
上の期間にわたり遅れ破壊を発生せず且つ145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する鋼を製造するに
は、低Ｐ化、低Ｓ化による粒界偏析の軽減および
清浄化は勿論のこと、低Mn化により耐遅れ破壊
性を改善し、更にMbを0.01〜0.10％含有せしめ
ると同時に製造に際して熱間圧延後870℃以上の
温度から急冷することによりＰ等の不純物元素の
オーステナイト粒界への偏析を軽減することが有
効であることを発見したものである。 従つて、本発明に従い、 Ｃ：0.20〜0.30％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.5〜５％、 Nb：0.01〜0.10％、 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、870℃以上の温度から焼入
れを行い、次いで150〜450℃の範囲内の温度で低
温焼戻を行うことを特徴とする145Kgｆ／mm2以上
の引張強さを有し且つ耐遅れ破壊性に優れた機械
構造用鋼の製造法が提供される。 熱間圧延後焼入れする方法については特に限定
を要するものではないが、最も好ましいのは熱間
圧延を870℃以上の温度で仕上げ、そのまま直接
焼入れする方法である。その他として、熱間圧延
後に圧延材を再加熱して870℃以上の温度から焼
入れする方法がある。 なお、本明細書において鋼成分をパーセントで
表示するときはすべて重量パーセントである。 作 用 ついで、本発明の方法において採用する成分組
成及び製造条件を上記のとおりに限定した理由を
説明する。 (A) 成分組成 (a) Ｃ： Ｃは鋼に強度を付与する作用があり、145
Kgｆ／mm2以上の引張強さを確保するには0.20
％以上必要であり、一方、0.30％を越えて含
有させると、他の合金成分と関連して靭性が
劣化すると同時に耐遅れ破壊性も劣化するの
でその含有量を0.20〜0.30％と定めた。 (b) Si： Si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％をこえると鋼の脆
化が著しくなるため、その上限値を0.5％と
定めた。 (c) Mn： Mnは脱酸の他、焼入性向上に有効な元素
であるが、多量に添加すると、粒界にMnの
酸化物あるいは炭化物等が生成し、粒界脆化
現象が生じ、遅れ破壊の発生を促進する。さ
らに、MnはＳと結合して、これが割れの起
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。従つて、耐遅れ破壊性の改善を目的
とする本発明ではMnの含有量を0.5％未満と
した。このようにMnの含有量を制限し、他
の合金成分および熱処理条件を調整すること
によつて145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し
且つ耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製
造が可能となる。 (d) Ｐ： Ｐはいかなる熱処理を施してもその粒界偏
析を完全に消滅させることはできず、かつ、
粒界強度を低下させ耐遅れ破壊性を劣化させ
るため、その上限を0.01％とした。 (e) Ｓ： 上述したようにＳはMnと結合して割れの
起点となり、さら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。従つて、本発明
ではＳを0.01％以下とした。 (f) Cr： Crは鋼の焼入性を向上させ、かつ鋼に焼
戻軟化抵抗を付与する作用があるが、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、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0.5
〜５％とした。 (g) Nb： Nbは、本発明において重要な添加元素で
あり、低Ｐ、低Ｓおよび低Mnの清浄鋼に添
加されると、耐遅れ破壊特性を著しく改善せ
しめる。その効果を確保するためには、0.01
％以上の添加が必要である。他方、0.10％超
添加すると、その効果は飽和し、かつコスト
的に高くつくので、その範囲を0.01〜0.10％
とした。 (h) その他の元素として、本発明でその範囲を
限定していないがsol.Alは脱酸元素として必
要であり、0.01〜0.08％程度添加するのが好
ましい。しかしながら、このsol.Alの含有範
囲は通常鋼のレベルであるので本発明では特
に限定しない。 (B) 熱処理条件 (a) 焼入温度 引張強さが145Kgｆ／mm2を越える強靭鋼は、
通常の低合金鋼の熱延棒鋼あるいは熱延鋼板
をAc3点以上に再加熱した後焼入れし、引続
きAc1点以下の温度で焼戻すことにより製造
される。Ｃ含有量が0.20〜0.30％の鋼では、
焼入れは870℃以上で実施されるため、焼入
温度を870℃以上とした。また焼入方法とし
ては、圧延後直接焼入れする方法と圧延後再
加熱する方法があり、双方とも有効である
が、前者の方がγ粒界におけるＰ等の偏析が
少なくなるので、より効果的である。 その理由は、870℃以上の再結晶温度域で
圧延を仕上げ、直接焼入れを施すと、圧延〜
焼入れ間に再結晶が生じ新しいオーステナイ
ト粒が形成され、新しい粒界には不純物の偏
析が少ないからである。一方、870℃未満で
の仕上げでは870℃以上に再加熱して焼入れ
を行つても、スラブ加熱時の旧オーステナイ
ト粒界の影響が大きく、旧オーステナイト粒
界の不純物の偏析が新オーステテナイト粒界
に残る。しかし、本発明では低Ｐ、低Ｓ化を
し、さらに低Mn化に加えNbを添加すること
により粒界への偏析を極めて少なくしている
ため、上述のような870℃未満での仕上げに
よつてもよい。 (b) 焼戻温度 一般に焼入ままの鋼は降伏点が低く、機械
構造用鋼として使用さる場合に使用中に応力
緩和の増大が生じ、さらに焼入れままでは靭
性、加工性などが良好でないという問題があ
る。従つて、鋼に所定の強度および靭性を付
与するためには、焼入後、焼戻処理を行う必
要がある。一般に鋼の焼戻しは、Ac1点以下
の温度で行うが、一般的には150〜600℃の温
度範囲にて行われる。しかし、450℃を超え
る焼戻しを行う場合、強度低下が顕著になり
焼入時の強度上昇のため成分的にもより高合
金化しなければならず高コスト化につなが
ら。そこで、焼戻軟化を極力抑える目的で、
その焼戻温度は150〜450℃と定める。 実施例 次に、本発明を比較例と対比しながら実施例に
より説明する。 通常の溶解法により第１表に示す化学組成の鋼
を溶製し、直径500mm×長さ１ｍの寸法のビレツ
トに成形し、ついで前記ビレツトを1200℃に１時
間均熱した後、仕上温度を第１表(2)に示すように
種々変更して熱間圧延を実施し、25mmφの棒鋼に
仕上げた。145Kgｆ／mm2以上の強度を得るため、
熱処理としては、熱間圧延後直ちに焼入れを施す
直接焼入方法と、870℃以上の温度に再加熱した
後焼入を行う通常法を採用した。また焼戻温度
は、引張強さが145Kgｆ／mm2以上となる様に予備
実験にて確認し、それぞれ選定した。 一方、遅れ破壊の発生有無の確認は、第１図に
示すくさび挿入型の遅れ破壊試験方法によつた。 すなわち、第１図ａに示すような形状、寸法の
試験片のノツチ部（第１図ｂに示す）に第１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℃に保持した温水中に入れ、割れの発生の
時間を観察した。なお、図中において、数字はmm
の単位の長さを示す。 1000時間を耐遅れ破壊性の一つの判断基準とし
たのは、１ケ月を機材の定期的な補修あるいは点
検期間と仮定し、その約半分の誤差を見積つたか
らである。試験環境として、55℃の温水中は、実
使用環境の最も厳しい環境に相当する。従つて、
得られた遅れ破壊時間は、実使用のうちもつとも
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１表の鋼No.１〜６が本発明鋼で、鋼No.７〜９
が比較鋼である。第１表に示す試験結果からわか
るように、低Mn・低Ｐ・３％Cr・Nb添加鋼で
あるNo.１およびNo.２の鋼は極めて良好な耐遅れ破
壊性を発揮し、5000時間経過後も遅れ破壊を発生
しなかつた。しかしながら、このように良好な耐
遅れ破壊性を発揮するNo.２の鋼でもＰが0.009％
と若干高いため350℃という低温焼戻領域での焼
戻しにより粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が劣
化しており、焼戻温度としては極力この低温焼戻
領域をさけるべきである。 またNo.３の鋼において比較的遅れ破壊発生時間
が短いのはＣ量が若干高いためと推測される。 一方、No.１〜２の鋼とNo.７〜８の鋼はNb添加
の有無の効果を示しており、明らかにNb添加に
より耐遅れ破壊性が改善されていることがわか
る。 また、比較鋼のNo.９の鋼において、遅れ破壊を
発生しない時間として1000時間を確保できないの
はCrが0.35％と高く、さらにMnが0.76％と高い
ためである。
【表】
発明の効果
以上の実施例よりＣ：0.20〜0.30％、Si：0.5％
以下、Mn：0.5％未満、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：
0.01％以下、Cr：0.5〜５％およびNb：0.01〜
0.10％を含有し、残りがFeと不可避的不純物から
なる鋼を、熱間圧延後、870℃以上の仕上温度か
ら急冷し、150〜450℃の温度範囲内で低温焼戻処
理を行うか、あるいは熱間圧延後870℃以上の温
度で再加熱焼入処理を施し、150〜450℃の温度範
囲内で低温焼戻処理を行うことによつて、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性
の優れた機械構造用鋼を製造し得ることが判明し
た。 すなわち本発明の方法に従うと、145Kgｆ／mm2
以上の引張強さを有し、かつ1000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
取替えを前提とし、必要な耐遅れ破壊性の程度の
明確な用途の鋼材、例えば大型ブルドーザーのシ
ユーボルトなどには本発明の方法により製造され
た機械構造用鋼を広範囲に使用できる。
以下、Mn：0.5％未満、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：
0.01％以下、Cr：0.5〜５％およびNb：0.01〜
0.10％を含有し、残りがFeと不可避的不純物から
なる鋼を、熱間圧延後、870℃以上の仕上温度か
ら急冷し、150〜450℃の温度範囲内で低温焼戻処
理を行うか、あるいは熱間圧延後870℃以上の温
度で再加熱焼入処理を施し、150〜450℃の温度範
囲内で低温焼戻処理を行うことによつて、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性
の優れた機械構造用鋼を製造し得ることが判明し
た。 すなわち本発明の方法に従うと、145Kgｆ／mm2
以上の引張強さを有し、かつ1000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
取替えを前提とし、必要な耐遅れ破壊性の程度の
明確な用途の鋼材、例えば大型ブルドーザーのシ
ユーボルトなどには本発明の方法により製造され
た機械構造用鋼を広範囲に使用できる。
第１図は本実施例で実施した遅れ破壊試験で用
いた試験片とくさびの形状および寸法を示す図で
ある。第１図ａは試験片を示し、第１図ｂは試験
片のノツチ部の詳細を示し、第１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、図中において数字はmmの単位の長さ
を示す。
いた試験片とくさびの形状および寸法を示す図で
ある。第１図ａは試験片を示し、第１図ｂは試験
片のノツチ部の詳細を示し、第１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、図中において数字はmmの単位の長さ
を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.20〜0.30％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.5〜５％、 Nb：0.01〜0.10％、 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、870℃以上の温度から焼入
れを行い、次いで150〜450℃の範囲内の温度で低
温焼戻を行うことを特徴とする145Kgｆ／mm2以上
の引張強さを有し且つ耐遅れ破壊性に優れた機械
構造用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1610985A JPS61174327A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1610985A JPS61174327A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61174327A JPS61174327A (ja) | 1986-08-06 |
| JPH0448846B2 true JPH0448846B2 (ja) | 1992-08-07 |
Family
ID=11907346
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1610985A Granted JPS61174327A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61174327A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263183A (ja) * | 1992-03-19 | 1993-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた浸炭肌焼鋼 |
| CN114411045B (zh) * | 2022-01-25 | 2023-06-27 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种汽车零部件用含b合金结构钢的生产方法 |
-
1985
- 1985-01-29 JP JP1610985A patent/JPS61174327A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61174327A (ja) | 1986-08-06 |
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