JPH09209085A - 機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】従来より永い一定期間内、遅れ破壊を生じない
１６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の引張強さを有する機械構造
用鋼およびその製造方法の提供。 【解決手段】（１）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．５〜２％、Ｃｕ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．
５〜５％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ａｌ：０．００５〜
０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．
０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．
５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１５％以
下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下を含
み、下記、を満たす機械構造用鋼。 ０．４（％）≦Ｃｕ（％）＋Ｍｏ（％） ・・・・・・・・・・・・・・ 1.93≦ Al(%)／ N(%)- Zr(%)/6.25 - Ti(%)/3.43 - B(%)/0.78 ≦10・・ （２）焼入れ焼戻しをおこなうことを特徴とする請求項
１に記載する機械構造用鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、１６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ² 以上の引張強さを有しかつ耐遅れ破壊性に優れた、
高張力ボルト、ＰＣ鋼棒、大型機械等への使用に好適な
機械構造用鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、構造物の大型化および自動車、ト
ラック、土木・鉱山機械などの軽量化に伴い、今まで以
上に高強度の機械構造用鋼、とくに高張力ボルトやＰＣ
鋼棒用の鋼材が要望されている。

【０００３】これまで一般に使用されている低合金の高
強度機械構造用鋼にはつぎのものがある。

【０００４】（イ）引張強さ１００ｋｇｆ／ｍｍ² 級：
０．４％Ｃ−１．０５％Ｃｒ−０．２３％Ｍｏ鋼に代表
される JIS G 4105 (1989)規定のＳＣＭ４４０。

【０００５】（ロ）引張強さ１３０ｋｇｆ／ｍｍ² 級：
０．１７％Ｃ−３％Ｎｉ−１．６％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ
鋼に代表される JIS G 4103 (1989)規定のＳＮＣＭ６１
６。

【０００６】（ハ）引張強さ１７４ｋｇｆ／ｍｍ² 級：
上記（イ）または（ロ）と同じ組成で熱処理を変えた
鋼。

【０００７】上記の（イ）および（ロ）ともに、いずれ
も熱間圧延後に焼入れ焼戻し処理が施され所要の強度が
付与される。また、（ハ）の引張強さ１７４ｋｇｆ／ｍ
ｍ²級では、上記の低合金鋼を熱間圧延し、その後に
（イ）または（ロ）において行う熱処理とは条件を変え
て焼入れ焼戻し処理を施すことによって強靭化が図られ
る。

【０００８】これらの機械構造用鋼は、しかしながら、
使用中に遅れ破壊を生じる場合があるので、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
部品に本格的に用いるには至らなかった。“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
た水素に起因する一種の水素脆性とされている。

【０００９】上記の低合金機械構造用鋼は、一般に、遅
れ破壊を生じる場合があるので、その引張強さを１００
ｋｇｆ／ｍｍ² 以下に制限することが望ましいとされて
いる。

【００１０】上記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％Ｍ
ｏ−０．５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ鋼に代表される１８％
Ｎｉマルエージング鋼があるが、きわめて高価であるた
めに経済性の点から用途が限られている。

【００１１】そこで、経済性を考慮した耐遅れ破壊性に
優れた高強度ボルト用鋼として、Ｃａ等を添加して硫化
物の形態を制御し、同時にＣｒとＭｏを複合添加する鋼
が提案された（特開昭５８−８４９６０号公報、特開昭
６１−１１７２４８号公報および特開昭６１−１３０４
５６号公報）。しかし、これら鋼でも耐遅れ破壊性は十
分ではないために、ＳｉおよびＭｎを低く抑えた鋼が開
発された（特開平３−２４３７４５号公報、特開平２−
１４５７４６号公報など）。しかし、これらＳｉおよび
Ｍｎを低くした鋼でも、なお水素透過性または靭性の点
で十分とは言えず、遅れ破壊の生じない鋼材として一般
的に使用されるに至っていない。ここで、水素透過性と
は、水素イオンの還元をともなう鋼表面での腐食反応の
際、水素ガスとして環境中にとどまらずに鋼中へ透過
（侵入）する水素の透過しやすさの程度を意味する。水
素透過性が小さいほうが脆化の原因である鋼中の水素量
が少ないので、遅れ破壊は発生しにくくなる。

【００１２】これら遅れ破壊性の改善が図られた鋼は、
引張強さを１００〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ² に制限された
うえで、後記するｐＨ＝２のワルポール液中（塩酸と酢
酸ナトリウム水溶液の混合液）での浸漬実験において２
００時間以内に割れを発生しなければよいとされてい
る。これら鋼が実際に使用される環境は、ワルポール液
よりも遅れ破壊を発生させる作用が緩やかであるので、
２００時間よりも永い一定の期間を定めて、その期間ご
とにこれら鋼材が使用された部品（ボルトなど）を取り
替えている。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、１６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 以上の引張強さを有し、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を目的とする。具体
的には、橋梁用高張力ボルト等のように恒久的に使用す
るのではなく定期的な取り替えを前提として、例えば、
ｐＨ＝２のワルポール液中で、切り欠き付き引張試験片
に１４０ｋｇｆ／ｍｍ² の一定荷重をかけ１ｍＡ／ｃｍ
² の定電流を流した状態で、７５０ｈ以内に遅れ破壊を
全く生じない引張強さ１６０ｋｇｆ／ｃｍ² 以上の鋼材
を提供することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】これまで提案されてきた
耐遅れ破壊性に優れた構造用鋼には、Ｍｏが添加されて
いるものが多かった。鋼中のＭｏは、水素過電圧を下げ
ることによって、すなわち水素還元反応を促進すること
によって、外部環境にとどまる水素ガスの比率を高めて
水素の鋼中への侵入を抑制する。この効果によって遅れ
破壊の原因である水素脆化が防止され、鋼の耐遅れ破壊
性は向上する。しかし、強度が現行レベルより高く、か
つ、現行レベル以上の優れた耐遅れ破壊性を備えるに
は、現行より厳しい水素侵入の抑制が必要となる。

【００１５】そこで、本発明者らは、Ｍｏと同様に水素
の侵入を抑制することで知られているＣｕに着目し、Ｍ
ｏおよびＣｕの複合添加の耐遅れ破壊性に及ぼす影響に
ついて研究した結果、下記の(a) 〜(c) の事項を確認す
ることができた。

【００１６】(a) 従来提案されているＭｏ量（重量％で
０．０１〜０．８％）を含む低合金鋼にＣｕを追加添加
しても、それ以上の水素侵入抑制効果は認められない。

【００１７】図１は、Ｃｒ１．５％未満の低合金鋼の水
素透過量に及ぼすＭｏおよびＣｕの影響を表す図面であ
る。同図によれば、Ｍｏが０．０１〜０．８％の各種低
合金鋼（Ｃｒ１．５％未満）にＣｕ０．３％を含有させ
ても、Ｃｕ無添加の場合に比べて水素透過量に実質的な
差は生じず、したがって鋼中への水素侵入量は減少しな
い。図１を求める際に用いた鋼のＣｕおよびＭｏ以外の
合金元素の中心値は、Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．６４
％、Ｍｎ：０．２２％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．０
０２％、ｓｏｌＡｌ：０．００５％、Ｃｒ：０．６３
％、Ｎｉ：０．２５％、Ｎｂ：０．０８％、Ｖ：０．０
５％およびＮ：０．００３％である。なお、水素透過量
はイオン化して測定されているので、水素透過量の単位
（μＣ／ｃｍ）は、同図中、電気量（μＣ：マイクロク
ーロン）を含む単位で表示されている。

【００１８】(b) Ｍｏ鋼にＣｕと併せてＣｒを１．５％
以上と高く含ませることにより、水素侵入の抑制効果を
飛躍的に高めることができる。

【００１９】図２は、０．４％Ｍｏ鋼の水素透過量に及
ぼすＣｒおよびＣｕの影響を表す図面である。同図で用
いた鋼のＣｕ、ＭｏおよびＣｒ以外の合金元素の中心値
は、Ｃ：０．３５％、Ｓｉ：０．２８％、Ｍｎ：０．３
６％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００８％、ｓｏｌＡ
ｌ：０．００６％、Ｎｉ：０．４５％、Ｎｂ：０．１７
１％、Ｖ：０．０５％およびＮ：０．００３％であり、
ばらつきはきわめて小さかった。同図によればＣｒを
１．５％以上とし、同時にＣｕを０．３％含有させた
０．４％Ｍｏ鋼の水素透過量は著しく低くなることが分
かる。

【００２０】(c) 引張強さが１６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上
の高強度鋼の耐遅れ破壊性を高めるためには、Ａｌは、
Ａｌ含有量のみでの制限のほかに、Ｎとの比、それもＺ
ｒ、ＴｉおよびＢと結合していない、いわゆる“有効
Ｎ”との比において適正な範囲に制限することが必要で
ある。

【００２１】上記の事項に基づく本発明は、下記（１）
および（２）に示す耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼
およびその製造方法を要旨とする。

【００２２】（１）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．５〜２％、Ｃｕ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．
５〜５％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ａｌ：０．００５〜
０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．
０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０〜
０．５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０〜０．１５
％、Ｔｉ：０〜０．１％およびＢ：０〜０．００５％を
含有し、同時に下記の式および式を満たし、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物の
うちのＰおよびＳの含有量が、Ｐ：０．０１５％以下お
よびＳ：０．０１％以下であることを特徴とする耐遅れ
破壊性に優れた機械構造用鋼。

【００２３】 ０．４（％） ≦ Ｃｕ（％）＋Ｍｏ（％） ・・・・・ １．９３ ≦ Ａｌ（％）／有効Ｎ（％） ≦１０・・・・ ただし、有効Ｎ（％）＝Ｎ（％）−｛Ｚｒ（％）／６．
２５｝−｛Ｔｉ（％）／３．４３｝−｛Ｂ（％）／０．
７８｝（２）焼入れた後、Ａｃ₁ 点以下の温度で焼戻し
をおこなうことを特徴とする請求項１に記載する機械構
造用鋼の製造方法。

【００２４】ここで、有効Ｎとは、鋼中に含まれるＡ
ｌ、Ｃｒ等以外の窒化物生成元素Ｚｒ、ＴｉおよびＢが
すべてＮと結合して窒化物を生成したと仮定したとき、
Ｚｒ窒化物、Ｔｉ窒化物およびＢ窒化物を形成する窒素
以外の窒素をいう。すなわち、前記仮定のもとにおい
て、固溶窒素（［Ｎ］）とＡｌＮとしての窒素（N as A
lN）およびそのほかの元素との窒化物、例えばＣｒの窒
化物としての窒素（N as CrNなど）の和が対応する。強
力な窒化物生成元素であるＺｒやＴｉの窒化物は、１２
５０℃以上の高温で生成し粗大化しやすい特徴がある。
実際には、すべてのＺｒ、ＴｉおよびＢが、Ｎと結合す
ることはないので、実際の固溶窒素、N as AlNおよびN
as CrNなどの和は、上記に定義される有効Ｎよりも多
い。また、上記の範囲ではＣｒ窒化物は多くは生成しな
いので、実際には有効Ｎの大部分は、固溶窒素とN as A
lNからなる。ただし、１１５０℃以上の高温域ではＡｌ
Ｎは固溶するので、同温度域ではほとんど全て固溶窒素
となる。

【００２５】また、有効Ｎ（％）でＡｌ（％）を除した
“Ａｌ／有効Ｎ”は、後記するように実験値の整理に好
都合なために用いられたもので、その金相的意味は完全
には解明されていないが、ＡｌおよびＮを上記の範囲に
制限してＡｌＮおよび固溶Ａｌの量に歯止めをかけたう
えで、微細なＡｌＮの生成しやすさを表示するものと考
えられる。

【００２６】

【発明の実施の形態】以下に、本発明における鋼の化学
組成および製造方法の限定理由について述べる。

【００２７】１．化学組成 本説明中、「％」は、いずれも「重量％」を表す。

【００２８】Ｃ：Ｃは、炭化物を形成し析出強化によっ
て鋼を強化し、また、焼入時に安定なマルテンサイトを
生成させて変態によっても鋼を強化するので、高強度化
する上で必須の元素である。さらに焼入性の向上および
結晶の細粒化にも有効である。０．３％未満では焼入性
の劣化をきたし、また、炭化物の析出量が少なく強度が
低下する。一方、０．６％を超えると、焼入時の焼き割
れ感受性が増加し、加えて鋼が著しく硬化して延性、溶
接性および加工性が低下するので、０．３〜０．６％と
する。なお、所望の高強度を安定して得るためには、
０．４〜０．６％とすることが望ましい。

【００２９】Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の脱酸および強度増加の
ために有効である。０．５％未満ではその効果が得られ
ず、他方、２％を超えると鋼の清浄性を損い靭性の劣化
をきたす場合があるので、０．５〜２％とする。

【００３０】Ｃｕ：Ｃｕは、外部から鋼中への水素侵入
を抑制するとともに、ＮｂおよびＣｒと複合添加するこ
とによって鋼の焼戻し軟化抵抗を著しく高め、焼戻し温
度を高くとれるので、耐遅れ破壊性を大きく向上させ
る。さらに、図２に示したように、１．５％以上のＣｒ
および一定量のＭｏと共存することにより、水素透過量
をいちじるしく減少させ耐遅れ破壊性の向上に有効であ
る。０．１％未満ではその効果が十分でなく、一方、１
％を超えると溶接性、熱間加工性および靭性の劣化をき
たすので、０．１〜１％とする。

【００３１】Ｃｒ：Ｃｒは、鋼の焼入性を向上させ、か
つ鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。特に、ＮｂやＣｕとの
複合添加により著しく焼戻軟化抵抗を向上させる。１．
５％未満ではＣｕとＭｏの複合添加による水素侵入抑制
効果が得られず、耐遅れ破壊性を飛躍的に向上させるこ
とはできない。他方、５％を超えると溶接性、熱間加工
性および靭性の劣化をきたす。従って、Ｃｒは、１．５
〜５％とする。非常に優れた耐遅れ破壊性を安定して得
るためには、１．７〜４％とするのが望ましい。

【００３２】Ｍｏ：Ｍｏは、機構は異なるがＣｕと同様
に単独で水素侵入抑制効果を示す。また、鋼の焼入性を
向上させ、同時に焼戻し軟化抵抗をも高める。特に、Ｃ
ｕ、Ｎｂ、Ｃｒとの複合添加により焼戻し軟化抵抗を著
しく増大させ、高い焼戻温度の採用を可能にして耐遅れ
破壊性を大きく改善する。また、Ｃｕおよび１．５％以
上のＣｒとの共存による水素透過量の抑制にも有効であ
る。０．０５％未満ではこれら効果は得られず、一方、
１％を超えてもその効果は飽和し、コストの上昇を招く
だけなので、０．０５〜１％とする。

【００３３】Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸および細粒化を図
るのに有効である。０．００５％未満では所望の効果を
得ることができず、一方、０．０１％を超えると本発明
の指向する高強度レベルでは、介在物（アルミナなど）
の量が耐遅れ破壊性を劣化させる領域に入るので、０．
００５〜０．０１％とする。また、Ａｌは、後記するよ
うに、有効Ｎとの比においても適正な範囲とする必要が
ある。

【００３４】Ｎｂ：Ｎｂは、鋼の細粒化をもたらし、耐
遅れ破壊性を一段と向上させる。０．００５％未満では
所望の効果が得られず、一方、０．２％を超えると強度
および延性を損うので０．００５〜０．２％とする。

【００３５】Ｎｉ：Ｎｉは、鋼の靭性を高め、同時に熱
間圧延中表面に濃縮した溶融Ｃｕによる表面の熱間亀甲
われを防止する。０．０５％未満では所望の効果が得ら
れず、一方、０．５％を超えるとその効果が飽和し、ま
た、Ｎｉは合金元素として高価であるため経済性を考慮
して、０．０５〜０．５％とする。

【００３６】Ｖ：Ｖは、Ｎｂと同様に鋼の細粒化作用が
あり、粒界偏析の軽減により耐遅れ破壊性を一段と向上
させる。また、Ｖは鋼の焼戻し軟化抵抗を高めるので、
高い焼戻し温度の採用を可能にして耐遅れ破壊性を改善
する。０．０１％未満ではその効果は十分ではなく、一
方、０．３％を超えると靭性の劣化をきたすので、０．
０１〜０．３％とする。

【００３７】Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸や焼入性向上に有効な
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。さらに、Ｍｎは凝固時
に濃厚偏析部を形成しやすくそこで粗大なＭｎＳを形成
し、これが圧延によって展伸して遅れ破壊の起点となる
ので、耐遅れ破壊性の改善のためには極力その量を低下
させなければならない。焼入性の確保を考慮して０．５
％未満とするが、焼入性をほかの元素で補うことができ
ればＭｎは実質的に０でもよい。

【００３８】Ｎ：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である。しかし、０．０１％を超
えると粗大な窒化物を生成し、かえって耐遅れ破壊性を
劣化させるので、０．０１％以下とする。一方、０．０
０２％未満では細粒化効果は十分ではないが、Ｎが低い
ことによりオーステナイト粒界等に連なった窒化物がで
きにくくなり、その分、耐遅れ破壊性が向上する。した
がって、０．００２％以上であることは望ましいが、
０．００２％以上を必須とするわけではない。なお、Ｎ
は、後記するように、Ａｌ、Ｚｒ、ＴｉおよびＢととも
に条件の不等式、１．９３≦Ａｌ（％）／有効Ｎ
（％）≦１０を満足させる必要がある。

【００３９】Ｚｒ：Ｚｒは、添加しなくてもよい。添加
すれば鋼中に炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊
性をいっそう改善する。従って、とくに高強度の鋼に高
い耐遅れ破壊性を付与する目的で含有させてもよい。前
記効果を確実に得るには、０．０１％以上とすることが
望ましい。しかし、０．１５％を超えると靭性の劣化を
きたすので添加する場合でも０．１５％以下とする。

【００４０】Ｔｉ：Ｔｉは、添加しなくてもよい。添加
すれば高強度化し、かつ連続鋳造スラブの表面性状を改
善する作用を有する。このため、表面性状が問題となる
場合には添加してもよい。この効果を確実に得るために
はＴｉは０．０１％以上とすることが望ましい。しか
し、その量が０．１％を超えると、鋼の靭性を劣化する
ようになるので、添加する場合でも０．１％以下とす
る。

【００４１】Ｂ：Ｂは、添加しなくてもよい。添加すれ
ば、鋼の焼入性を一段と向上させ高強度化し、かつ粒界
を強化することにより耐遅れ破壊性を一層改善する。こ
のため、とくに製品寸法が大きい場合には高強度を確保
する目的で添加してもよい。この効果を確実に得るため
には、０．０００３％以上とすることが望ましい。しか
し、０．００５％を超えると、鋼の靭性を劣化するので
０．００５％以下とする。

【００４２】Ｃｕ＋Ｍｏ：Ｃｒを１．５％以上としたう
えでＣｕとＭｏを複合添加することは、本発明において
は非常に重要である。これら水素侵入抑制機構の異なる
元素を組み合わせることにより、各元素の単独添加で得
られる効果を合わせたものより高い水素侵入抑制効果を
得ることができる。

【００４３】図３は、低合金鋼の水素透過量に及ぼすＣ
ｕ＋Ｍｏ（ＣｕとＭｏを合わせた含有量）の影響を表す
図面である。同図に示すように、Ｃｕ＋Ｍｏが０．４％
未満では所望の効果が得られない。したがって、優れた
耐遅れ破壊性を具備させるためには、Ｃｕ＋Ｍｏを０．
４％以上としなければならない。図３を得るために用い
た鋼の合金元素の中心値は、Ｃ：０．５２％、Ｓｉ：
１．３１％、Ｃｒ：４．０％、Ａｌ：０．０１％、Ｎ
ｂ：０．０９％、Ｎｉ：０．０９％、Ｖ：０．０２％、
Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．０１％
であり、ＣｕおよびＭｏをそれぞれ０．０４〜０．５３
％および０．０４〜０．５５％の範囲内で変えて、Ｃｕ
＋Ｍｏを調整した。

【００４４】Ａｌ／有効Ｎ：本発明者らは、Ａｌおよび
Ｎも含めて合金元素を上記の本発明の範囲内として、Ａ
ｌ／有効Ｎを変化させた鋼について耐遅れ破壊性能を調
査することにより、Ａｌ／有効Ｎの大きな効果を確認し
た。すなわち、Ａｌ／有効Ｎを１．９３〜１０に制御す
ることにより、引張強さ１６０ｋｇ／ｍｍ² 以上の鋼で
も、所望の優れた耐遅れ破壊性を得ることができる。つ
ぎに示す図４〜図７は、本発明を完成させるためにおこ
なった実験結果である。これら図において、“Ａｌ／有
効Ｎ”が、実験結果を整理するのに好適な指標であるこ
とが分かる。

【００４５】図４は、Ｚｒ、ＴｉおよびＢを含まない鋼
の耐遅れ破壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面
である。図中の記号“EN”は、有効Ｎを表す。

【００４６】また、図５は、ＴｉおよびＢを含まない鋼
の耐遅れ破壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面
である。

【００４７】図６は、Ｚｒを含まない鋼の耐遅れ破壊性
に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面である。

【００４８】また、図７は、Ｚｒ、ＴｉおよびＢをすべ
て含む鋼の耐遅れ破壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を
表す図面である。

【００４９】これらの図４〜図７から、前記のＡｌ／有
効Ｎが１．９３未満の場合と、１０を超える場合にはい
ずれも割れが発生することが明らかである。さらに、割
れは全て粗大な窒化物を起点としていることが判明し
た。この結果に基づいて、Ａｌ／有効Ｎを１．９３以上
１０以下とする。

【００５０】Ｐ：いかなる熱処理を施してもＰの粒界偏
析を完全に消滅させることはできず、粒界強度を低下さ
せ耐遅れ破壊性を劣化させるため、Ｐは低いほど望まし
い。しかし、Ｐを低下させることは製鋼費用を上昇させ
るので、許容できる範囲である０．０１５％以下とす
る。

【００５１】Ｓ：Ｓは、上述したように、Ｍｎと結合し
て割れの基点となり、さらに単独でも固溶状態で粒界に
偏析して遅れ破壊の原因となる水素脆化を促進するた
め、極力低く制限することが必要である。しかし、Ｓを
下げることは、Ｐと比較して製鋼費用の上昇は小さいも
のの、確実にコスト上昇を招く。したがって性能上許容
できる範囲である０．０１％以下とする。

【００５２】２．製造方法 通常、本発明鋼は焼入れ焼戻しの熱処理を適用して使用
される。焼入れ焼戻しにより形成される組織はとくに限
定しない。しかし、上記した化学組成を有する鋼であっ
ても、１６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の引張強さと良好な耐
遅れ破壊性とを具備させるにはマルテンサイトあるいは
マルテンサイトとベイナイトの混合組織を焼戻した組織
であることが望ましい。そのための熱処理としては、通
常の熱間圧延（加熱温度：１０００〜１２５０℃）を行
い、圧延後、Ａｒ₃ 点より低い温度にまで冷却すること
なくそのままＡｒ₃ 点以上の温度（好ましくは８５０〜
１０２０℃）から水または油で焼入れる、いわゆる直接
焼入れをおこなう。または、圧延後いったん冷却した
後、８５０〜１０５０℃（好ましくは９２０〜１０２０
℃）に再加熱し水または油で焼入れる。これら直接焼入
れまたは再加熱焼入れによって得られたマルテンサイト
やマルテンサイトとベイナイトの混合組織を、そののち
Ａｃ₁ 点以下の温度で焼戻すことが望ましい。

【００５３】しかし、必ずしも焼入れ焼戻しをおこなう
必要はない。何故なら、本発明鋼は使用中、水素侵入量
を低減させて耐遅れ破壊性を向上させるものであるから
鋼内部の組織に大きく依存することがないからである。
例えば熱間圧延のまま、または焼入のまま（ＡｓＱ）等
の組織でも後述の実施例に示すように、１６０ｋｇｆ／
ｍｍ² 以上の引張強さと優れた耐遅れ破壊性を示す。

【００５４】ただし、焼入れままの鋼は引張強さは高い
が、降伏点が低く機械構造用鋼として使用する場合に使
用中に応力緩和の増大が生じるという問題がある。した
がって、所定の強度と耐遅れ破壊性を得るためには焼入
れ焼戻し処理を施して、主として焼戻しマルテンサイト
または焼戻ししたマルテンサイト＋ベイナイトの混合組
織とするのが望ましい。

【００５５】

【実施例】次に本発明を実施例により比較鋼と対比しな
がら説明する。

【００５６】表１および表２は、本発明鋼および比較鋼
（従来鋼を含む）の化学組成と製造方法をまとめた一覧
表である。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】通常の方法によって、表１および表２に示
す化学組成の鋼（鋼１〜４９）を５０ｋｇ真空溶解炉に
て溶製した。鋼１〜３７は、本発明の鋼であり、鋼３８
〜４９は、表２において＊印を付した成分をもつ鋼で、
本発明の範囲から外れている。また、表２に示す鋼５０
〜５２は、従来鋼であり、鋼５０はJIS G 4105(1989)の
ＳＣＭ４４０、鋼５１はJIS G 4103 (1989) のＳＮＣＭ
６１６に相当する鋼であり、また鋼５２は、特開昭５８
−８４９６０号公報に提案されている鋼である。

【００６０】鋼１〜４、鋼８〜１５、鋼１９〜２４、鋼
２８〜３２、鋼３６〜３９、鋼４３〜４９は、１１００
〜１２００℃にて熱間鍛造および熱間圧延して厚さ１５
ｍｍの板材とし、９５０℃に再加熱して４５分間保持し
て水焼入れした後、焼戻し空冷した。焼戻しにおいて
は、引張強さを１６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上となるように
焼戻し温度を調整した。また、鋼５０〜５２の従来鋼に
ついても同様の焼入れ焼戻し処理を行った。すなわち、
鋼５０〜５２についてそれぞれ８７０、９００、９５０
℃に再加熱して４５分間保持した後、水焼入れし、その
後焼戻しを施した。さらに上記以外の熱間圧延まま材
（鋼５、１６、２５、３３、４０）、焼入れまま材（鋼
６、１７、２６、３４、４１）、熱間圧延後加速冷却を
施したもの（鋼７、１８、２７、３５、４２）について
も試験材を準備した。加速冷却では、Ａｒ₃ 点以上から
４００〜５００℃までの冷却速度を１０〜１５℃／秒と
なるように水冷した。

【００６１】これら試験材についての耐遅れ破壊性の調
査は、定荷重試験方法によった。

【００６２】図８は、耐遅れ破壊性の評価に用いた試験
片および試験片に設けられた切り欠き（ノッチ）の形状
を示す図面である。図８（イ）は試験片の形状を示し、
図８（ロ）は試験片のノッチ部の拡大図を示す。

【００６３】図９は、耐遅れ破壊性を評価する定荷重試
験装置を表す図面である。図８に示すような形状、寸法
の試験片を図９に示す定荷重試験機にセットして、ｐＨ
＝２のワルポール液（塩酸と酢酸ナトリウム水溶液の混
合液）環境下で静荷重（引張応力：１４０ｋｇｆ／ｍｍ
² ）をかけ定電流（１ｍＡ／ｃｍ² ）を流して水素を試
験片に陰極チャージしながら、破断の発生を観察した。
試験環境としてのｐＨ＝２は、実使用環境において実現
可能な最も厳しい環境に相当する。また、試験の間、試
験温度は温度調節装置により遅れ破壊試験を行うときの
標準温度である２５℃に保持された。

【００６４】表３および表４は、各鋼の引張強さ、衝撃
吸収エネルギと高温圧縮応力の測定結果に加えて、上記
の定荷重試験における破断時間をまとめた一覧表であ
る。同表において７５０ｈ以内に破断しなかったものは
○、破断したものは×として表示し、課題達成の可否を
明示した。

【００６５】

【表３】

【００６６】

【表４】

【００６７】表３および表４より、本発明の鋼は、定荷
重破断時間がいずれも従来の基準である２００ｈを大き
く超えて７５０ｈでも破壊せず、すべて２０００ｈを超
えており耐遅れ破壊性に優れていることが明らかであ
る。また靭性の点ではシャルピー試験の吸収エネルギ値
が高いこと、および、延性の点では高温圧縮試験の変形
必要応力が小さくなっていることから、それぞれ改善さ
れていることが判る。すなわち、耐遅れ破壊性だけでな
く、製造する上でもまた使用するうえでも、従来の鋼に
まさって実際に使用しやすい材料である。

【００６８】

【発明の効果】本発明鋼は、１６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上
の引張強さを有し、従来よりも永い一定期間の取り替え
をおこなっても遅れ破壊発生のおそれがないので、市民
生活に近接した構造物において使用量の多い高張力ボル
トやＰＣ鋼棒、さらに高強度を要する機械部品に従来よ
り高い信頼性のもとに使用でき、関連産業への効果は多
大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、Ｃｒ１．５％未満の低合金鋼の水素透
過量に及ぼすＭｏおよびＣｕの影響を表す図面である。

【図２】図２は、０．４％Ｍｏ鋼の水素透過量に及ぼす
ＣｒおよびＣｕの影響を表す図面である。

【図３】図３は、低合金鋼の水素透過量に及ぼすＣｕ＋
Ｍｏの影響を表す図面である。

【図４】図４は、Ｚｒ、ＴｉおよびＢを含まない鋼の遅
れ耐破壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面であ
る。

【図５】図５は、ＴｉおよびＢを含まない鋼の耐遅れ破
壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面である。

【図６】図６は、Ｚｒを含まない鋼の耐遅れ破壊性に及
ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面である。

【図７】図７は、Ｚｒ、ＴｉおよびＢをすべて含む鋼の
耐遅れ破壊性に及ぼすＡｌ／有効Ｎの影響を表す図面で
ある。

【図８】図８は、耐遅れ破壊性の評価に用いた試験片と
試験片のノッチの形状および寸法を示す図面であり、図
８（イ）は試験片を示し、図８（ロ）は試験片のノッチ
部の拡大図を示す。

【図９】図９は、耐遅れ破壊性の評価に用いた定荷重試
験機の概要を表す図面である。

【符号の説明】

１…試験片（耐遅れ破壊性評価用引張試験片） ２…ワルポール液 ３…ポンプ ４…重錘 ５…ポテンショスタット ６…対極 ７…温度調節装置 ８…定荷重試験機

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：
   ０．５〜２％、Ｃｕ：０．１〜１％、Ｃｒ：１．５〜５
   ％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ａｌ：０．００５〜０．０
   １％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜
   ０．５％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０〜０．５
   ％、Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０〜０．１５％、Ｔ
   ｉ：０〜０．１％およびＢ：０〜０．００５％を含有
   し、同時に下記の式および式を満たし、残部がＦｅ
   および不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうち
   のＰおよびＳの含有量が、Ｐ：０．０１５％以下および
   Ｓ：０．０１％以下であることを特徴とする耐遅れ破壊
   性に優れた機械構造用鋼。 ０．４（％） ≦ Ｃｕ（％）＋Ｍｏ（％） ・・・・・ １．９３ ≦ Ａｌ（％）／有効Ｎ（％） ≦１０・・・・ ただし、有効Ｎ（％）＝Ｎ（％）−｛Ｚｒ（％）／６．
   ２５｝−｛Ｔｉ（％）／３．４３｝−｛Ｂ（％）／０．
   ７８｝
2. 【請求項２】焼入れた後、Ａｃ₁ 点以下の温度で焼戻し
   をおこなうことを特徴とする請求項１に記載する機械構
   造用鋼の製造方法。