JP2000063978A - 高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼 - Google Patents
高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高海塩粒子環境での耐食性と耐遅れ破壊特性
に優れた機械構造用鋼の提供。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５
０％、Ｃｕ：０．０５〜２．００％、Ｎｉ：１．５〜
７．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：
０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１
５％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｎ：０．０１００
％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、８００ＭＰａ以上の引張強さを有する機械構造用
鋼。好ましくは、必要に応じ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種以上を含有させる。
に優れた機械構造用鋼の提供。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５
０％、Ｃｕ：０．０５〜２．００％、Ｎｉ：１．５〜
７．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：
０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１
５％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｎ：０．０１００
％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、８００ＭＰａ以上の引張強さを有する機械構造用
鋼。好ましくは、必要に応じ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種以上を含有させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は橋梁、建築等の鋼構
造物において、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、か
つ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオンの多
い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトやＰＣ鋼
棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼に関する
ものである。
造物において、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、か
つ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオンの多
い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトやＰＣ鋼
棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、一般に８００ＭＰａ以上の引張強
さを有する機械構造用合金鋼は、例えば、０．３０％Ｃ
−１％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・ＳＣＲ４３０鋼や、
０．３０％Ｃ−１％Ｃｒ−０．２％Ｍｏの組成を有する
ＪＩＳ・ＳＣＭ４３０鋼や、さらに０．１５％Ｃ−２．
２５％Ｎｉ−０．３５％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・Ｓ
ＮＣ４１５鋼、０．３％Ｃ−１．８Ｎｉ−０．８％Ｃｒ
−０．２％Ｍｏの組成を有するＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３１
鋼等の熱延材、または焼鈍材に必要に応じて冷間鍛造を
行った後、焼入れ、焼もどし処理を施すことによって製
造されている。
さを有する機械構造用合金鋼は、例えば、０．３０％Ｃ
−１％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・ＳＣＲ４３０鋼や、
０．３０％Ｃ−１％Ｃｒ−０．２％Ｍｏの組成を有する
ＪＩＳ・ＳＣＭ４３０鋼や、さらに０．１５％Ｃ−２．
２５％Ｎｉ−０．３５％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・Ｓ
ＮＣ４１５鋼、０．３％Ｃ−１．８Ｎｉ−０．８％Ｃｒ
−０．２％Ｍｏの組成を有するＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３１
鋼等の熱延材、または焼鈍材に必要に応じて冷間鍛造を
行った後、焼入れ、焼もどし処理を施すことによって製
造されている。
【０００３】また、使用環境により必要にして十分な耐
食性を有するということで、前記の機械構造用合金鋼に
Ｃｕ等を含有させた種々の耐候性高強度ボルト用鋼が鉄
鋼各社により開発され、実用化されている（例えば、特
開昭５１−５６０４５号公報、特開平９−５３１４４号
公報、特開平９−５３１５２号公報参照）。これらは大
気暴露によって鋼表面に形成される錆皮膜が高い防食機
能を有する安定錆となることが特徴である。
食性を有するということで、前記の機械構造用合金鋼に
Ｃｕ等を含有させた種々の耐候性高強度ボルト用鋼が鉄
鋼各社により開発され、実用化されている（例えば、特
開昭５１−５６０４５号公報、特開平９−５３１４４号
公報、特開平９−５３１５２号公報参照）。これらは大
気暴露によって鋼表面に形成される錆皮膜が高い防食機
能を有する安定錆となることが特徴である。
【０００４】上記従来技術における耐候性ボルト用鋼
は、大気腐食環境においては優れた耐食性を示すが、海
岸地帯など塩素イオンの多い環境では上述の安定錆な形
成され難い。さらに、使用中の遅れ破壊が問題となる引
張強さ１０００ＭＰａを越えるものは、上記のような厳
しい腐食環境では遅れ破壊を起こす危険性が特に増大す
るため、実際の使用には供し得ないものであった。
は、大気腐食環境においては優れた耐食性を示すが、海
岸地帯など塩素イオンの多い環境では上述の安定錆な形
成され難い。さらに、使用中の遅れ破壊が問題となる引
張強さ１０００ＭＰａを越えるものは、上記のような厳
しい腐食環境では遅れ破壊を起こす危険性が特に増大す
るため、実際の使用には供し得ないものであった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記のような開示され
た方法では、通常の大気腐食環境では使用することがで
きるが、海岸地帯など塩素イオンの多い環境では十分な
耐食性を得ることができず、なおかつ引張強さ１０００
ＭＰａを超える高強度ボルトに適用した場合、遅れ破壊
を起こす危険性な飛躍的に増大するため、実際の使用に
供することができない。
た方法では、通常の大気腐食環境では使用することがで
きるが、海岸地帯など塩素イオンの多い環境では十分な
耐食性を得ることができず、なおかつ引張強さ１０００
ＭＰａを超える高強度ボルトに適用した場合、遅れ破壊
を起こす危険性な飛躍的に増大するため、実際の使用に
供することができない。
【０００６】本発明は以上の如き問題点を解決するため
になされたもので、８００ＭＰａ以上の引張強さを有
し、かつ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオ
ンの多い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトや
ＰＣ鋼棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼を
提供するものである。
になされたもので、８００ＭＰａ以上の引張強さを有
し、かつ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオ
ンの多い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトや
ＰＣ鋼棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼を
提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐候性高
強度ボルト用鋼が飛来海塩粒子の多い大気環境で、耐食
性に優れた保護さび膜を形成しにくいことに着目し、従
来の耐侯性高強度ボルト用鋼の成分系を基にして、研究
を重ねてきた。その結果、飛来海塩粒子の少ない内陸部
では鋼材の耐侯性向上に有効であるＣｒは、海浜地区や
融雪塩を散布する地区などの高飛来海塩粒子環境では、
耐候性に対して顕著な悪影響があることを見いだした。
さらにＮｉは、海浜地区での安定さび形成能を向上さ
せ、地鉄界面への塩化物イオンの侵入を抑制することが
判明した。
強度ボルト用鋼が飛来海塩粒子の多い大気環境で、耐食
性に優れた保護さび膜を形成しにくいことに着目し、従
来の耐侯性高強度ボルト用鋼の成分系を基にして、研究
を重ねてきた。その結果、飛来海塩粒子の少ない内陸部
では鋼材の耐侯性向上に有効であるＣｒは、海浜地区や
融雪塩を散布する地区などの高飛来海塩粒子環境では、
耐候性に対して顕著な悪影響があることを見いだした。
さらにＮｉは、海浜地区での安定さび形成能を向上さ
せ、地鉄界面への塩化物イオンの侵入を抑制することが
判明した。
【０００８】一方、高飛来海塩粒子環境における引張強
さ１０００ＭＰａを超える鋼材の遅れ破壊促進機構に関
して鋭意検討した結果、以下のことがわかった。塩素イ
オンの多い環境での遅れ破壊の促進機構は次のように考
えられる。まず、地鉄界面への塩化物イオンの侵入は、
地鉄とさび層内の界面で溶出した鉄イオンの加水分解反
応を加速し、界面のｐＨを急速に低下させる作用があ
る。ｐＨの低下に伴い、腐食反応における水素発生反応
速度が増大するため、遅れ破壊の原因となる鋼中の拡散
性水素量が増大し、遅れ破壊を起こしやすくなる。そこ
で発明者らはＣｒ含有量を極力低減し、かつＮｉを微量
のＣｕと共に添加すると、塩素イオンの侵入を抑制する
さび層を形成し、地鉄界面でのｐＨ低下を抑制して耐遅
れ破壊性を向上させることができることを見いだした。
さ１０００ＭＰａを超える鋼材の遅れ破壊促進機構に関
して鋭意検討した結果、以下のことがわかった。塩素イ
オンの多い環境での遅れ破壊の促進機構は次のように考
えられる。まず、地鉄界面への塩化物イオンの侵入は、
地鉄とさび層内の界面で溶出した鉄イオンの加水分解反
応を加速し、界面のｐＨを急速に低下させる作用があ
る。ｐＨの低下に伴い、腐食反応における水素発生反応
速度が増大するため、遅れ破壊の原因となる鋼中の拡散
性水素量が増大し、遅れ破壊を起こしやすくなる。そこ
で発明者らはＣｒ含有量を極力低減し、かつＮｉを微量
のＣｕと共に添加すると、塩素イオンの侵入を抑制する
さび層を形成し、地鉄界面でのｐＨ低下を抑制して耐遅
れ破壊性を向上させることができることを見いだした。
【０００９】本発明はかかる知見に基づくものであり、
以下の構成を要旨とする。すなわち本発明は、重量％
で、Ｃ ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｃｕ：
０．０５〜２．００％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％を含有し、Ｃｒ：
０．５０％以下（０％を含む）に制限し、さらにＰ ：
０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ ：０．０１５％
以下（０％を含む）、Ｏ ：０．００５０％以下（０％
を含む）、Ｎ ：０．０１００％以下（０％を含む）に
各々制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、か
つ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を
示す機械構造用鋼である。
以下の構成を要旨とする。すなわち本発明は、重量％
で、Ｃ ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：０．０１〜
０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｃｕ：
０．０５〜２．００％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％を含有し、Ｃｒ：
０．５０％以下（０％を含む）に制限し、さらにＰ ：
０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ ：０．０１５％
以下（０％を含む）、Ｏ ：０．００５０％以下（０％
を含む）、Ｎ ：０．０１００％以下（０％を含む）に
各々制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、か
つ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を
示す機械構造用鋼である。
【００１０】また、本発明の他の特徴は、上記鋼成分に
加えて、重量％で、Ｍｏ：０．０５〜２．００％、 Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１００％、Ｖ ：０．０１〜０．
４０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％のうちの１
種または２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さ
を有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ
破壊特性を示す機械構造用鋼である。また、本発明の他
の特徴は、上記鋼成分に加えて、重量％で、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５０％を含有する、８００ＭＰａ以
上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食
性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
加えて、重量％で、Ｍｏ：０．０５〜２．００％、 Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１００％、Ｖ ：０．０１〜０．
４０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％のうちの１
種または２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さ
を有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ
破壊特性を示す機械構造用鋼である。また、本発明の他
の特徴は、上記鋼成分に加えて、重量％で、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５０％を含有する、８００ＭＰａ以
上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食
性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
【００１１】また、本発明の他の特徴は、上記鋼成分に
加えて、重量％で、Ｃａ ：０．０００５〜０．０１０
０％、Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．００５０％のうちの１種または
２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、
かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性
を示す機械構造用鋼である。
加えて、重量％で、Ｃａ ：０．０００５〜０．０１０
０％、Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．００５０％のうちの１種または
２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、
かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性
を示す機械構造用鋼である。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。 Ｃ：Ｃは強度確保のため添加するが、０．１５％未満で
は所望の強度を確保することができず、一方、０．４５
％を超えると鋼材の靭性が劣化するので、０．３０％を
上限とした。
する。 Ｃ：Ｃは強度確保のため添加するが、０．１５％未満で
は所望の強度を確保することができず、一方、０．４５
％を超えると鋼材の靭性が劣化するので、０．３０％を
上限とした。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために０．０１％以上
を必要とするが、０．５０％を超えると耐食性が劣化す
るのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．５０％を
上限とし、０．０１〜０．５０％の範囲にした。
を必要とするが、０．５０％を超えると耐食性が劣化す
るのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．５０％を
上限とし、０．０１〜０．５０％の範囲にした。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、焼入れ性向上のため
０．１％以上添加するが、１．５％を超えると耐遅れ破
壊特性が劣化するので、１．５％を上限とした。
０．１％以上添加するが、１．５％を超えると耐遅れ破
壊特性が劣化するので、１．５％を上限とした。
【００１５】Ｃｕ：Ｃｕは０．０５％以上添加すると、
大気環境における鋼材表面の溶解活性点を微細分散さ
せ、鋼材の均一溶解を促進し、かつ生成する錆コロイド
粒子を級密にするメカニズムにより、錆層の防食性能を
向上させるが、その効果は２．０％を超えると飽和する
ので、０．０５〜２．０％の範囲とした。
大気環境における鋼材表面の溶解活性点を微細分散さ
せ、鋼材の均一溶解を促進し、かつ生成する錆コロイド
粒子を級密にするメカニズムにより、錆層の防食性能を
向上させるが、その効果は２．０％を超えると飽和する
ので、０．０５〜２．０％の範囲とした。
【００１６】Ｎｉ：Ｎｉは錆層に濃縮することで、環境
中のＣｌイオンの地鉄界面への浸入を抑制するメカニズ
ムにより鋼の耐食性を向上させる上で有効な元素であ
り、かつ、上述のＣｕの添加効果を助長する効果のある
元素である。確実な効果を得るためには、１．５％以上
の添加が望ましい。一方、７．０％を超えるとコストア
ップの原因となり、効果も飽和するので、７．０％を上
限とした。
中のＣｌイオンの地鉄界面への浸入を抑制するメカニズ
ムにより鋼の耐食性を向上させる上で有効な元素であ
り、かつ、上述のＣｕの添加効果を助長する効果のある
元素である。確実な効果を得るためには、１．５％以上
の添加が望ましい。一方、７．０％を超えるとコストア
ップの原因となり、効果も飽和するので、７．０％を上
限とした。
【００１７】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸元素として用いられ
ている０．００５〜０．０８０％の範囲とした。
ている０．００５〜０．０８０％の範囲とした。
【００１８】Ｃｒ：Ｃｒは０．５％を超えて含まれると
海浜耐候性を阻害すると共に、地鉄界面のｐＨ低下を加
速して耐遅れ破壊特性も阻害するため、０．５０％以下
とした。好ましくは０．１０％以下である。下限は少な
ければ少ないほどよく、０％としてもよい。
海浜耐候性を阻害すると共に、地鉄界面のｐＨ低下を加
速して耐遅れ破壊特性も阻害するため、０．５０％以下
とした。好ましくは０．１０％以下である。下限は少な
ければ少ないほどよく、０％としてもよい。
【００１９】Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上添加すると、
焼入れ性の向上と同時に、使用中に発生した孔食中のｐ
Ｈの低下を抑制するメカニズムにより、孔食の成長を抑
制する効果がある。また、焼もどし軟化抵抗及び焼もど
し二次硬化によって焼もどし温度を高くすることがで
き、耐遅れ破壊特性が向上できるが、過剰の添加は効果
が飽和するのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．
０５〜２．００％の範囲とした。
焼入れ性の向上と同時に、使用中に発生した孔食中のｐ
Ｈの低下を抑制するメカニズムにより、孔食の成長を抑
制する効果がある。また、焼もどし軟化抵抗及び焼もど
し二次硬化によって焼もどし温度を高くすることがで
き、耐遅れ破壊特性が向上できるが、過剰の添加は効果
が飽和するのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．
０５〜２．００％の範囲とした。
【００２０】Ｔｉ：Ｔｉは結晶粒を微細化し、さらに焼
もどし時に炭化物として析出することによって鋼材の強
度を向上させる効果を持つため、０．００５％以上添加
するが、０．１００％を超える添加は鋼材を脆化させる
ので、０．１％を上限とした。
もどし時に炭化物として析出することによって鋼材の強
度を向上させる効果を持つため、０．００５％以上添加
するが、０．１００％を超える添加は鋼材を脆化させる
ので、０．１％を上限とした。
【００２１】Ｖ：ＶはＴｉと同様に、結晶粒を微細化
し、焼もどし軟化抵抗及び焼もどし二次硬化によって焼
もどし温度を高くすることができ、耐遅れ破壊特性が向
上できる。また、焼もどし時に析出するＶの炭窒化物は
結晶粒内における水素のトラップサイトとして働き、耐
遅れ破壊特性が顕著に向上できるので、０．０１％以上
添加するが、過剰の添加は効果が飽和するのみならず冷
間鍛造性も劣化するので、０．４０％を上限とした。
し、焼もどし軟化抵抗及び焼もどし二次硬化によって焼
もどし温度を高くすることができ、耐遅れ破壊特性が向
上できる。また、焼もどし時に析出するＶの炭窒化物は
結晶粒内における水素のトラップサイトとして働き、耐
遅れ破壊特性が顕著に向上できるので、０．０１％以上
添加するが、過剰の添加は効果が飽和するのみならず冷
間鍛造性も劣化するので、０．４０％を上限とした。
【００２２】Ｎｂ：ＮｂはＴｉ，Ｖと同様に、結晶粒を
微細化し、耐遅れ破壊特性を著しく向上せしめる。その
効果を確保するためには、０．００５％以上添加する
が、０．１％を超えて添加するとその効果が飽和するの
で、その範囲を０．００５〜０．１００％とした。
微細化し、耐遅れ破壊特性を著しく向上せしめる。その
効果を確保するためには、０．００５％以上添加する
が、０．１％を超えて添加するとその効果が飽和するの
で、その範囲を０．００５〜０．１００％とした。
【００２３】Ｂ：Ｂは０．０００３％以上添加すると焼
入れ性を一段と向上させ、さらに、鋼表面の保護皮膜の
カソード還元溶解速度を抑制するというメカニズムによ
り、鋼表面の保護皮膜の保護機能を向上させる。これら
の効果は、０．００５０％までで十分なので、その範囲
を０．０００３〜０．００５０％とした。
入れ性を一段と向上させ、さらに、鋼表面の保護皮膜の
カソード還元溶解速度を抑制するというメカニズムによ
り、鋼表面の保護皮膜の保護機能を向上させる。これら
の効果は、０．００５０％までで十分なので、その範囲
を０．０００３〜０．００５０％とした。
【００２４】Ｃａ：Ｃａは０．００１％以上添加する
と、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下を抑制し、鉄
の溶解速度を抑制するというメカニズムにより、耐食性
を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性
を向上させるが、その効果は０．０１％までで十分なの
で、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
と、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下を抑制し、鉄
の溶解速度を抑制するというメカニズムにより、耐食性
を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性
を向上させるが、その効果は０．０１％までで十分なの
で、その範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００２５】Ｍｇ：ＭｇはＣａと同様に、０．００１％
以上添加すると、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下
を抑制し、鉄の溶解速度を抑制するというメカニズムに
より、耐食性を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御
し、低温靭性を向上させるが、その効果は０．０１０％
までで十分なので、その範囲を０．００１〜０．０１０
％とした。
以上添加すると、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下
を抑制し、鉄の溶解速度を抑制するというメカニズムに
より、耐食性を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御
し、低温靭性を向上させるが、その効果は０．０１０％
までで十分なので、その範囲を０．００１〜０．０１０
％とした。
【００２６】ＲＥＭ：ＲＥＭは０．００１０％以上添加
すると、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性を向上させる
が、その効果は０．００５０％までで十分なので、その
範囲を０．００１０〜０．００５０％とした。
すると、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性を向上させる
が、その効果は０．００５０％までで十分なので、その
範囲を０．００１０〜０．００５０％とした。
【００２７】Ｐ：Ｐは粒界偏析し、粒界強度を低下さ
せ、耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１５％を
上限としたが、低いほど好ましく、下限は０％であって
もよい。
せ、耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１５％を
上限としたが、低いほど好ましく、下限は０％であって
もよい。
【００２８】Ｓ：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、０．０１５％以下に限定したが、低いほど好まし
く、下限は０％であってもよい。
り、さらに、単独でも粒界に偏析して脆化を促進するた
め、０．０１５％以下に限定したが、低いほど好まし
く、下限は０％であってもよい。
【００２９】Ｏ：Ｏは溶鋼中に不可避的に混入し、低温
靭性を劣化させる。量が多いとＣａと結合してＭｎＳの
形態制御に有効なＣａ量を減少させると共に、粗大な酸
化物系介在物を生成するようになるため、低温靭性から
好ましくない。このため上限を０．００５％とし、下限
は低いほどよく、０％であってもよい。
靭性を劣化させる。量が多いとＣａと結合してＭｎＳの
形態制御に有効なＣａ量を減少させると共に、粗大な酸
化物系介在物を生成するようになるため、低温靭性から
好ましくない。このため上限を０．００５％とし、下限
は低いほどよく、０％であってもよい。
【００３０】Ｎ：ＮはＯと同様に、溶鋼中に不可避的に
混入し、低温靭性を劣化させる。低温靭性の確保から
０．０１００％以下に限定したが、低いほど好ましく、
０％であってもよい。
混入し、低温靭性を劣化させる。低温靭性の確保から
０．０１００％以下に限定したが、低いほど好ましく、
０％であってもよい。
【００３１】本発明は熱処理条件を規定していないが、
ボルト等のように途中に冷間鍛造工程が入るものについ
ては、冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材
に焼鈍、または球状化焼鈍処理を施してもよい。
ボルト等のように途中に冷間鍛造工程が入るものについ
ては、冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材
に焼鈍、または球状化焼鈍処理を施してもよい。
【００３２】鋼に強度を付与するために焼入れ処理を行
うが、通常はＡｃ3 点以上の温度に加熱した後、水冷ま
たは油冷によって焼入れ処理を行っている。他方、加熱
温度が高すぎると結晶粒の粗大化を招き、靭性及び遅れ
破壊特性の劣化を招くため、あまり高い温度に加熱する
のは好ましくない。本発明の成分範囲では、焼入れ加熱
温度を８００〜９５０℃とするのが好適である。
うが、通常はＡｃ3 点以上の温度に加熱した後、水冷ま
たは油冷によって焼入れ処理を行っている。他方、加熱
温度が高すぎると結晶粒の粗大化を招き、靭性及び遅れ
破壊特性の劣化を招くため、あまり高い温度に加熱する
のは好ましくない。本発明の成分範囲では、焼入れ加熱
温度を８００〜９５０℃とするのが好適である。
【００３３】焼入れままの鋼は降伏点が低く、機械構造
用鋼として使用する場合、使用中に応力緩和の増大が生
じ、さらに焼入れのままでは靭性、延性、遅れ破壊特性
などが良好でないという問題がある。従って、鋼に所定
の強度及び靭性を付与するためには、焼入れ後に焼もど
しを行う必要がある。一般に鋼の焼もどしは、Ａｃ1点
以下の温度で行うが、一般には１５０〜６００℃の温度
範囲で行われる。しかし、３００〜４００℃の範囲では
低温焼もどし脆化を生じやすく、耐遅れ破壊特性を劣化
させる傾向があるので、この範囲での焼きもどしは避け
ることが好ましい。また、成分的にも所要の強度を得る
ための焼もどし温度がこの範囲にならないよう配慮する
ことが好ましい。
用鋼として使用する場合、使用中に応力緩和の増大が生
じ、さらに焼入れのままでは靭性、延性、遅れ破壊特性
などが良好でないという問題がある。従って、鋼に所定
の強度及び靭性を付与するためには、焼入れ後に焼もど
しを行う必要がある。一般に鋼の焼もどしは、Ａｃ1点
以下の温度で行うが、一般には１５０〜６００℃の温度
範囲で行われる。しかし、３００〜４００℃の範囲では
低温焼もどし脆化を生じやすく、耐遅れ破壊特性を劣化
させる傾向があるので、この範囲での焼きもどしは避け
ることが好ましい。また、成分的にも所要の強度を得る
ための焼もどし温度がこの範囲にならないよう配慮する
ことが好ましい。
【００３４】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、
必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１
６２mm角の圧延素材とした。続いて圧延素材を線材形状
に熱間圧延した。
る。表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、
必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１
６２mm角の圧延素材とした。続いて圧延素材を線材形状
に熱間圧延した。
【００３５】次に、これらの材料の遅れ破壊特性を調査
するため、実際にボルトを製作した。圧延材に必要によ
り焼鈍を、または球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によって
Ｍ２２のボルト形状に成形した。その後８８０℃×３０
分の条件で加熱し、油槽中に焼入れ、表２の条件で焼も
どしを行った。
するため、実際にボルトを製作した。圧延材に必要によ
り焼鈍を、または球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によって
Ｍ２２のボルト形状に成形した。その後８８０℃×３０
分の条件で加熱し、油槽中に焼入れ、表２の条件で焼も
どしを行った。
【００３６】上記の工程で製作したボルト１０本を、降
伏点相当の軸力で治具に締め付け、ＪＩＳ Ｚ ２３７
１の５％塩水噴霧試験環境に１０００時間暴露し、破断
の有無を調査した。１０００時間のうちに１本でも破断
したものは、高海塩粒子環境での遅れ破壊特性に劣ると
判断した。
伏点相当の軸力で治具に締め付け、ＪＩＳ Ｚ ２３７
１の５％塩水噴霧試験環境に１０００時間暴露し、破断
の有無を調査した。１０００時間のうちに１本でも破断
したものは、高海塩粒子環境での遅れ破壊特性に劣ると
判断した。
【００３７】耐食性試験は、海岸地帯などの特に塩素イ
オンの多い腐食環境を再現するため、５％塩水を１日１
回散布する促進耐食性試験（塩水散布暴露試験）を１年
間実施し、腐食減量及び目視観察による層状剥離さびの
生成有無の判定で海浜耐候性の評価を行った。
オンの多い腐食環境を再現するため、５％塩水を１日１
回散布する促進耐食性試験（塩水散布暴露試験）を１年
間実施し、腐食減量及び目視観察による層状剥離さびの
生成有無の判定で海浜耐候性の評価を行った。
【００３８】これらの各種試験結果を表２に示す。これ
らの表から明らかなように、本発明で規定する条件を全
て満たすものは、比較例に比べて高海塩粒子環境で優れ
た耐食性及び耐遅れ破壊特性を示している。
らの表から明らかなように、本発明で規定する条件を全
て満たすものは、比較例に比べて高海塩粒子環境で優れ
た耐食性及び耐遅れ破壊特性を示している。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】本発明の機械構造用鋼を用いれば、従
来、腐食及び遅れ破壊の問題から、鋼構造物を使用する
ことができなかった海岸地帯や融雪塩を散布する地域
等、塩素イオンの多い腐食環境においても、橋梁、建築
等に適用することが可能な、高い耐食性を持ち、かつ耐
遅れ破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上の高強
度ボルトやＰＣ鋼棒等の部材を提供することが可能とな
る。
来、腐食及び遅れ破壊の問題から、鋼構造物を使用する
ことができなかった海岸地帯や融雪塩を散布する地域
等、塩素イオンの多い腐食環境においても、橋梁、建築
等に適用することが可能な、高い耐食性を持ち、かつ耐
遅れ破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上の高強
度ボルトやＰＣ鋼棒等の部材を提供することが可能とな
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 久保田 学
北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式
会社室蘭製鐵所内
(72)発明者 田村 譲児
東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本
製鐵株式会社内
(72)発明者 田辺 康児
神奈川県相模原市淵野辺本町２−13−３
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、 Ｃｕ：０．０５〜２．００％、 Ｎｉ：１．５〜７．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０８０％ を含有し、 Ｃｒ：０．５０％以下 に制限し、さらに Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｏ ：０．００５０％以下、 Ｎ ：０．０１００％以下 に各々制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、
かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性
を示す機械構造用鋼。 - 【請求項２】 請求項１の鋼成分に加えて、重量％で、 Ｍｏ：０．０５〜２．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、 Ｖ ：０．０１〜０．４０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする、８００ＭＰａ以上
の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性
及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２の鋼成分に加えて、重
量％で、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなることを
特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ
高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示
す機械構造用鋼。 - 【請求項４】 請求項１または２または３の鋼成分に加
えて、重量％で、 Ｃａ ：０．０００５〜０．０１００％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１００％、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％ のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする、８００ＭＰａ以上
の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性
及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23201398A JP4074385B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23201398A JP4074385B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000063978A true JP2000063978A (ja) | 2000-02-29 |
| JP4074385B2 JP4074385B2 (ja) | 2008-04-09 |
Family
ID=16932597
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23201398A Expired - Fee Related JP4074385B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4074385B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002180187A (ja) * | 2000-10-06 | 2002-06-26 | Nippon Steel Corp | 日陰耐候性に優れた高強度・高靱性耐候性鋼 |
| FR2830261A1 (fr) * | 2001-10-01 | 2003-04-04 | Sumitomo Metal Ind | Acier utilisable pour la fabrication de structures de machines et procede d'elaboration d'un tel acier |
| JP2006118011A (ja) * | 2004-10-22 | 2006-05-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 海浜耐候性に優れた鋼材と構造物 |
| JP2019127637A (ja) * | 2018-01-26 | 2019-08-01 | 日本製鉄株式会社 | 係留チェーン用鋼および係留チェーン |
-
1998
- 1998-08-18 JP JP23201398A patent/JP4074385B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002180187A (ja) * | 2000-10-06 | 2002-06-26 | Nippon Steel Corp | 日陰耐候性に優れた高強度・高靱性耐候性鋼 |
| FR2830261A1 (fr) * | 2001-10-01 | 2003-04-04 | Sumitomo Metal Ind | Acier utilisable pour la fabrication de structures de machines et procede d'elaboration d'un tel acier |
| JP2006118011A (ja) * | 2004-10-22 | 2006-05-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 海浜耐候性に優れた鋼材と構造物 |
| JP4586489B2 (ja) * | 2004-10-22 | 2010-11-24 | 住友金属工業株式会社 | 海浜耐候性に優れた鋼材と構造物 |
| JP2019127637A (ja) * | 2018-01-26 | 2019-08-01 | 日本製鉄株式会社 | 係留チェーン用鋼および係留チェーン |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4074385B2 (ja) | 2008-04-09 |
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