JP2002285290A - 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents
高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の高強度・高耐疲労構造用鋼の疲労寿命
よりさらに向上した疲労寿命を有する高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１
０．０〜１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍ
ｏ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：
０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：
０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなり、介在物がＡｌ及びＣａを含む複
合酸化物である高強度・高耐疲労構造用鋼。
よりさらに向上した疲労寿命を有する高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１
０．０〜１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍ
ｏ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：
０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：
０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなり、介在物がＡｌ及びＣａを含む複
合酸化物である高強度・高耐疲労構造用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法、詳細にはマルエージング鋼
の疲労特性を改善したものに相当する高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法に関する。
構造用鋼及びその製造方法、詳細にはマルエージング鋼
の疲労特性を改善したものに相当する高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度としてマルエージング鋼
（Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１２．０〜２５．０％、
Ｃｏ：８．０〜１２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．８％、
Ｔｉ：０．２〜１．７％及びＡｌ：０．１〜０．３％を
含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物）が知られてい
る。このマルエージング鋼は、強度が極めて高く、また
靱性が優れていると共に、被削性、加工性及び溶接性も
優れているので、タービンエンジンの羽根シャフト、航
空機用部品、抗張力ボルトなどの多くの用途に用いられ
ている。
（Ｃ：０．０３％以下、Ｎｉ：１２．０〜２５．０％、
Ｃｏ：８．０〜１２．５％、Ｍｏ：３．５〜４．８％、
Ｔｉ：０．２〜１．７％及びＡｌ：０．１〜０．３％を
含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物）が知られてい
る。このマルエージング鋼は、強度が極めて高く、また
靱性が優れていると共に、被削性、加工性及び溶接性も
優れているので、タービンエンジンの羽根シャフト、航
空機用部品、抗張力ボルトなどの多くの用途に用いられ
ている。
【０００３】上記従来のマルエージング鋼は、高強度で
あるが、疲労強度などの疲労特性が十分でないため、疲
労特性を改善したものが求められていた。しかし、従来
のマルエージング鋼は、Ｔｉ及びＭｏをＮｉと化合させ
て金属化合物を析出させ、その析出によって２次硬化さ
せて高強度にしているため、Ｔｉ系非金属介在物が疲労
強度を低下する原因であることが知られていても、疲労
特性を改善することが困難であった。
あるが、疲労強度などの疲労特性が十分でないため、疲
労特性を改善したものが求められていた。しかし、従来
のマルエージング鋼は、Ｔｉ及びＭｏをＮｉと化合させ
て金属化合物を析出させ、その析出によって２次硬化さ
せて高強度にしているため、Ｔｉ系非金属介在物が疲労
強度を低下する原因であることが知られていても、疲労
特性を改善することが困難であった。
【０００４】近年、上記従来のマルエージング鋼の疲労
強度を改善したものに相当する高強度、高耐疲労構造用
鋼、すなわちＣ：０．３％以下、Ｎｉ：１０．０〜１
８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．０〜
５．０％、Ａｌ：０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜
３．０％及びＴｉ：０．１０％以下を含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる高強度・高耐疲労構造用
鋼が開発され、米国特許第５，３９３，４８８号として
知られている。この高強度・高耐疲労構造用鋼は、従来
のマルエージング鋼の添加元素であるＴｉの代わりにＡ
ｌ及びＣｒを添加したもので、疲労特性を低下する原因
のＴｉ系非金属介在物をほとんど含有していないため、
高強度であると共に、耐疲労特性も優れているものであ
るが、疲労寿命がまだ十分でなかった。
強度を改善したものに相当する高強度、高耐疲労構造用
鋼、すなわちＣ：０．３％以下、Ｎｉ：１０．０〜１
８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．０〜
５．０％、Ａｌ：０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜
３．０％及びＴｉ：０．１０％以下を含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる高強度・高耐疲労構造用
鋼が開発され、米国特許第５，３９３，４８８号として
知られている。この高強度・高耐疲労構造用鋼は、従来
のマルエージング鋼の添加元素であるＴｉの代わりにＡ
ｌ及びＣｒを添加したもので、疲労特性を低下する原因
のＴｉ系非金属介在物をほとんど含有していないため、
高強度であると共に、耐疲労特性も優れているものであ
るが、疲労寿命がまだ十分でなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記米国特
許の高強度・高耐疲労構造用鋼の疲労寿命よりさらに改
善された疲労寿命を有する高強度・高耐疲労構造用鋼及
びその製造方法を提供することを課題としている。
許の高強度・高耐疲労構造用鋼の疲労寿命よりさらに改
善された疲労寿命を有する高強度・高耐疲労構造用鋼及
びその製造方法を提供することを課題としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者らは、上記米国特許の高強度・高耐疲労構
造用鋼の疲労寿命を改善する方法について鋭意研究して
いたところ、上記高強度・高耐疲労構造用鋼は、真空誘
導炉で溶解した後、真空アーク溶解法、エレクトロスラ
グ溶解法又は電子ビーム溶解法で再溶解して製造されて
いるため、スラッグ精錬が行われていないので、材料内
のＡｌ系の介在物がＡｌ2 Ｏ3 となり、このＡｌ2 Ｏ3
とマトリックスと境界にボイドが発生し、このボイドが
疲労破壊の起点となるマイクロクラックを発生させるこ
と、高強度・高耐疲労構造用鋼を製造する工程におい
て、真空誘導炉で溶解する原料の中にＣａを添加する
と、Ａｌ系の介在物がＣａとＡｌの複合酸化物となるた
め、強度と弾性率が低下し、介在物への応力集中が緩和
されてマイクロクラックの発生が抑制されること、その
結果疲労寿命が大幅に改善されることなどの知見を得
た。本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたも
のである。
め、本発明者らは、上記米国特許の高強度・高耐疲労構
造用鋼の疲労寿命を改善する方法について鋭意研究して
いたところ、上記高強度・高耐疲労構造用鋼は、真空誘
導炉で溶解した後、真空アーク溶解法、エレクトロスラ
グ溶解法又は電子ビーム溶解法で再溶解して製造されて
いるため、スラッグ精錬が行われていないので、材料内
のＡｌ系の介在物がＡｌ2 Ｏ3 となり、このＡｌ2 Ｏ3
とマトリックスと境界にボイドが発生し、このボイドが
疲労破壊の起点となるマイクロクラックを発生させるこ
と、高強度・高耐疲労構造用鋼を製造する工程におい
て、真空誘導炉で溶解する原料の中にＣａを添加する
と、Ａｌ系の介在物がＣａとＡｌの複合酸化物となるた
め、強度と弾性率が低下し、介在物への応力集中が緩和
されてマイクロクラックの発生が抑制されること、その
結果疲労寿命が大幅に改善されることなどの知見を得
た。本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたも
のである。
【０００７】すなわち、本発明の高強度・高耐疲労構造
用鋼においては、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１０．０〜
１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．０
〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５〜
１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：０．００
０１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなり、介在物がＡｌ及びＣａを含む複合酸化物
であるものとすることである。
用鋼においては、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１０．０〜
１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．０
〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５〜
１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：０．００
０１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなり、介在物がＡｌ及びＣａを含む複合酸化物
であるものとすることである。
【０００８】また、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼
の製造方法においては、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１
０．０〜１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍ
ｏ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：
０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：
０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼になるように溶解原料を真空誘
導炉で溶解し、鋳造して鋳塊にした後、この鋳塊をエレ
クトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及び電子ビーム
溶解法のうちの１種または２種以上、好ましくはエレク
トロスラグ溶解法及び真空アーク溶解法で再溶解するこ
とである。
の製造方法においては、Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１
０．０〜１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍ
ｏ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：
０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：
０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼になるように溶解原料を真空誘
導炉で溶解し、鋳造して鋳塊にした後、この鋳塊をエレ
クトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及び電子ビーム
溶解法のうちの１種または２種以上、好ましくはエレク
トロスラグ溶解法及び真空アーク溶解法で再溶解するこ
とである。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明の高強度・高耐疲労
構造用鋼及びその製造方法について詳細に説明する。先
ず、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方
法の成分組成を上記のように特定した理由を説明する。
従来のマルエージング鋼においては、Ｃは、Ｔｉと結合
してＴｉ炭化物を形成し、強度、延性及び靱性を低下さ
せるので、０．０３％以下にすることが要求されてい
た。しかし、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼におい
ては、Ｃは、時効によりＣｒ及びＭｏと結合して炭化物
を析出させ、二次硬化をさせる元素であるので０．３％
まで含有させる必要があるが、０．３％を超えると硬く
なり過ぎて機械加工が困難になると共に、延性及び靱性
を低下させるので、その含有量を０．３％以下としてい
る。好ましい含有量は、０．１５〜０．２５％である。
構造用鋼及びその製造方法について詳細に説明する。先
ず、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方
法の成分組成を上記のように特定した理由を説明する。
従来のマルエージング鋼においては、Ｃは、Ｔｉと結合
してＴｉ炭化物を形成し、強度、延性及び靱性を低下さ
せるので、０．０３％以下にすることが要求されてい
た。しかし、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼におい
ては、Ｃは、時効によりＣｒ及びＭｏと結合して炭化物
を析出させ、二次硬化をさせる元素であるので０．３％
まで含有させる必要があるが、０．３％を超えると硬く
なり過ぎて機械加工が困難になると共に、延性及び靱性
を低下させるので、その含有量を０．３％以下としてい
る。好ましい含有量は、０．１５〜０．２５％である。
【００１０】Ｎｉは、マトリックスをオーステナイトに
し、固溶化熱処理温度から室温まで放冷することにより
マトリックスをマルテンサイトにして強度及び靱性を向
上させ、延性─靱性遷移温度を高くすると共に、時効に
よりＭｏ、Ａｌと金属間化合物を析出し、二次硬化させ
る元素である。そのため、１０．０％以上含有させる必
要があるが、１８．０％を超えると固溶化熱処理温度か
ら室温まで放冷してもオーステナイトが残って全体がマ
ルテンサイトにならないので、その含有量を１０．０〜
１８．０％にしている。
し、固溶化熱処理温度から室温まで放冷することにより
マトリックスをマルテンサイトにして強度及び靱性を向
上させ、延性─靱性遷移温度を高くすると共に、時効に
よりＭｏ、Ａｌと金属間化合物を析出し、二次硬化させ
る元素である。そのため、１０．０％以上含有させる必
要があるが、１８．０％を超えると固溶化熱処理温度か
ら室温まで放冷してもオーステナイトが残って全体がマ
ルテンサイトにならないので、その含有量を１０．０〜
１８．０％にしている。
【００１１】Ｃｏは、時効硬化特性を高めて強度を向上
させると共に、マルテンサイ変態温度を高めて、マルテ
ンサイ変態をし易くする元素である。そのため、８．０
％以上含有させる必要があるが、１８．０％を超えても
これらの作用効果は飽和し、コストも高くなるので、そ
の含有量を８．０〜１８．０％にしている。
させると共に、マルテンサイ変態温度を高めて、マルテ
ンサイ変態をし易くする元素である。そのため、８．０
％以上含有させる必要があるが、１８．０％を超えても
これらの作用効果は飽和し、コストも高くなるので、そ
の含有量を８．０〜１８．０％にしている。
【００１２】Ｍｏは、時効によりＮｉと化合して金属間
化合物（Ｎｉ3 Ｍｏ）を析出し、またＣｒと共にＣと結
合して炭化物を析出し、二次硬化させる元素である。そ
のため１．０％以上含有させる必要があるが、５．０％
を超えると延性及び靱性を低下させるので、その含有量
を１．０〜５．０％にしている。
化合物（Ｎｉ3 Ｍｏ）を析出し、またＣｒと共にＣと結
合して炭化物を析出し、二次硬化させる元素である。そ
のため１．０％以上含有させる必要があるが、５．０％
を超えると延性及び靱性を低下させるので、その含有量
を１．０〜５．０％にしている。
【００１３】Ｔｉは、上記のようにＣ、Ｎ等と結合して
Ｔｉ系非金属介在物を形成し、疲労強度等の疲労特性を
低下させる元素であるので、その含有量を０．１０％以
下にしている。Ａｌは、溶製時の脱酸剤であると共に、
時効によりＮｉと化合して金属間化合物（ＮｉＡｌ等）
を析出して二次硬化させる元素である。そのため、０．
５％以上含有させる必要があるが、１．３％を超えると
延性及び靱性を低下させるので、その含有量を０．５〜
１．３％にしている。
Ｔｉ系非金属介在物を形成し、疲労強度等の疲労特性を
低下させる元素であるので、その含有量を０．１０％以
下にしている。Ａｌは、溶製時の脱酸剤であると共に、
時効によりＮｉと化合して金属間化合物（ＮｉＡｌ等）
を析出して二次硬化させる元素である。そのため、０．
５％以上含有させる必要があるが、１．３％を超えると
延性及び靱性を低下させるので、その含有量を０．５〜
１．３％にしている。
【００１４】Ｃｒは、Ｍｏと共にＣと化合して炭化物を
析出し、二次硬化させると共に、マトリックスに溶解し
て耐腐食性を高める元素である。そのため、１．０％以
上含有させる必要があるが、３．０％を超えると延性及
び靱性を低下させるので、その含有量を１．０〜３．０
％にしている。
析出し、二次硬化させると共に、マトリックスに溶解し
て耐腐食性を高める元素である。そのため、１．０％以
上含有させる必要があるが、３．０％を超えると延性及
び靱性を低下させるので、その含有量を１．０〜３．０
％にしている。
【００１５】Ｃａは、上記のようにＡｌ系の介在物をＣ
ａとＡｌの複合酸化物とすることによって、介在物の強
度と弾性率を低下させ、その結果疲労寿命を改善させる
元素である。その含有量が０．０００１％より少ないと
この作用効果が得られず、また０．０１％より多くても
その効果が飽和すると共に、含有量を多くしようとして
も気化して蒸発してしまうので、その含有量を０．００
０１〜０．０１％にしている。
ａとＡｌの複合酸化物とすることによって、介在物の強
度と弾性率を低下させ、その結果疲労寿命を改善させる
元素である。その含有量が０．０００１％より少ないと
この作用効果が得られず、また０．０１％より多くても
その効果が飽和すると共に、含有量を多くしようとして
も気化して蒸発してしまうので、その含有量を０．００
０１〜０．０１％にしている。
【００１６】不可避的不純物についてＳｉ及びＭｎは、
溶製時の脱酸剤として添加させる元素であるが、その含
有量が多くなると延性及び靱性を低下させるので、その
含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０５０％以下
にする。Ｃｕは、原料から入る不純物であるが、０．２
５％以下を含有しても合金の性質に大きな影響を与えな
いので、その含有量を０．２５％以下にする。
溶製時の脱酸剤として添加させる元素であるが、その含
有量が多くなると延性及び靱性を低下させるので、その
含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０５０％以下
にする。Ｃｕは、原料から入る不純物であるが、０．２
５％以下を含有しても合金の性質に大きな影響を与えな
いので、その含有量を０．２５％以下にする。
【００１７】Ｓは、被削性を改善させる元素であるが、
不純物であり、靱性及び疲労強度を低下させるので、そ
の含有量を０．００３％以下にしている。その好ましい
含有量は０．００２０％以下、より好ましい含有量は
０．０００５％以下である。Ｐは、不純物であり、靱性
及び疲労強度を低下させるので、０．０１０％以下にす
るのが好ましい。
不純物であり、靱性及び疲労強度を低下させるので、そ
の含有量を０．００３％以下にしている。その好ましい
含有量は０．００２０％以下、より好ましい含有量は
０．０００５％以下である。Ｐは、不純物であり、靱性
及び疲労強度を低下させるので、０．０１０％以下にす
るのが好ましい。
【００１８】Ｏは、不純物であり、Ａｌと結合して介在
物のＡｌ2 Ｏ3 を形成して上記のように疲労寿命を低下
させると共に、有効Ａｌ量を減少させるので、０．００
３％以下にするのが好ましい。Ｎは、不純物であり、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等と窒化物を生成して有効Ｃｒ、Ｍｏ量等を減
少させるので、０．００３％以下にするのが好ましい。
物のＡｌ2 Ｏ3 を形成して上記のように疲労寿命を低下
させると共に、有効Ａｌ量を減少させるので、０．００
３％以下にするのが好ましい。Ｎは、不純物であり、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等と窒化物を生成して有効Ｃｒ、Ｍｏ量等を減
少させるので、０．００３％以下にするのが好ましい。
【００１９】次に、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼
の製造方法について説明する。本発明の高強度・高耐疲
労構造用鋼の製造方法は、上記成分組成の鋼になる溶解
原料を真空誘導炉に入れて溶解し、鋳造して鋳塊にした
後、この鋳塊をエレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶
解法及び電子ビーム溶解法のうちの１種または２種以上
で再溶解することである。この製造方法における真空誘
導炉での溶解は、上記成分組成の鋼になるようにＮｉ−
Ｃａ合金等のＣａ原料を含む溶解原料を真空誘導炉に入
れ、Ｃａ原料を含まない溶解原料を溶解すると同様な方
法で溶解することである。
の製造方法について説明する。本発明の高強度・高耐疲
労構造用鋼の製造方法は、上記成分組成の鋼になる溶解
原料を真空誘導炉に入れて溶解し、鋳造して鋳塊にした
後、この鋳塊をエレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶
解法及び電子ビーム溶解法のうちの１種または２種以上
で再溶解することである。この製造方法における真空誘
導炉での溶解は、上記成分組成の鋼になるようにＮｉ−
Ｃａ合金等のＣａ原料を含む溶解原料を真空誘導炉に入
れ、Ｃａ原料を含まない溶解原料を溶解すると同様な方
法で溶解することである。
【００２０】また、上記製造方法における再溶解は、鋼
の純度を高めるため及び偏析を少なくするために行うも
ので、エレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及び
電子ビーム溶解法のうちの１種または２種以上、好まし
くは、エレクトロスラグ溶解法で再溶解した後、真空ア
ーク溶解法又は電子ビーム溶解法により再溶解すること
である。エレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及
び電子ビーム溶解法は、鋼の再溶解において普通に行わ
れている方法で行うことができる。
の純度を高めるため及び偏析を少なくするために行うも
ので、エレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及び
電子ビーム溶解法のうちの１種または２種以上、好まし
くは、エレクトロスラグ溶解法で再溶解した後、真空ア
ーク溶解法又は電子ビーム溶解法により再溶解すること
である。エレクトロスラグ溶解法、真空アーク溶解法及
び電子ビーム溶解法は、鋼の再溶解において普通に行わ
れている方法で行うことができる。
【００２１】次に、本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼
の熱処理等を説明する。上記方法で製造した鋳塊は約１
１５０〜１３００℃で約２４〜７２時間加熱した後空冷
することによって均質化することができる。その後鍛造
等により成形加工した後、約９００℃で１時間加熱し、
空冷して固溶体化焼なましをすることができる。さらに
焼入れは、約８４０℃の温度で約１時間加熱し、油焼入
れをすることによって行うことができる。また時効硬化
は、約４５０〜５１０℃で約５時間加熱し、空冷するこ
とによって行うことができる。
の熱処理等を説明する。上記方法で製造した鋳塊は約１
１５０〜１３００℃で約２４〜７２時間加熱した後空冷
することによって均質化することができる。その後鍛造
等により成形加工した後、約９００℃で１時間加熱し、
空冷して固溶体化焼なましをすることができる。さらに
焼入れは、約８４０℃の温度で約１時間加熱し、油焼入
れをすることによって行うことができる。また時効硬化
は、約４５０〜５１０℃で約５時間加熱し、空冷するこ
とによって行うことができる。
【００２２】本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼は、鍛
造品、プレート、シート、棒鋼等にすることができ、タ
ービンエンジンの羽根シャフト、航空機用部品、抗張力
ボルト等のマルエージング鋼と同様な用途及びこれらよ
り更に高強度と高疲労寿命を必要とする用途等に用いる
ことができる。
造品、プレート、シート、棒鋼等にすることができ、タ
ービンエンジンの羽根シャフト、航空機用部品、抗張力
ボルト等のマルエージング鋼と同様な用途及びこれらよ
り更に高強度と高疲労寿命を必要とする用途等に用いる
ことができる。
【００２３】
【実施例】実施例１ 本発明例及び比較例の鋼を真空誘導炉を用いて溶解し、
鋳造してφ４５０ｍｍ、３，０００kgのインゴットを製
造した。このインゴットを消耗電極として真空アーク溶
解法で再溶解して下記表１の成分組成のφ４９５ｍｍの
インゴットを製造した。
鋳造してφ４５０ｍｍ、３，０００kgのインゴットを製
造した。このインゴットを消耗電極として真空アーク溶
解法で再溶解して下記表１の成分組成のφ４９５ｍｍの
インゴットを製造した。
【００２４】
【表１】
【００２５】このインゴットを１１５０〜１２９０℃で
２４時間加熱して空冷するソーキングをした後熱間鍛造
してφ１８０ｍｍの棒材を製造し、これらから引張試験
片、疲労寿命を評価する軸力低サイクル疲労試験片を採
取した。これらの試験片を８３０〜８５０℃で約１時間
加熱後油冷して焼入れし、４５０〜５１０℃で約５時間
加熱後空冷する時効硬化処理をした。その後これらの試
験片を用いて引張試験及び下記方法で軸力低サイクル疲
労試験を実施した。その結果を下記表２に示す。 軸力低サイクル疲労試験 試験条件として、室温、歪み振幅０．７５％、三角波、
歪み比１及び周波数３０ＣＰＭ（Counts Per Minutes )
の条件で実施した。
２４時間加熱して空冷するソーキングをした後熱間鍛造
してφ１８０ｍｍの棒材を製造し、これらから引張試験
片、疲労寿命を評価する軸力低サイクル疲労試験片を採
取した。これらの試験片を８３０〜８５０℃で約１時間
加熱後油冷して焼入れし、４５０〜５１０℃で約５時間
加熱後空冷する時効硬化処理をした。その後これらの試
験片を用いて引張試験及び下記方法で軸力低サイクル疲
労試験を実施した。その結果を下記表２に示す。 軸力低サイクル疲労試験 試験条件として、室温、歪み振幅０．７５％、三角波、
歪み比１及び周波数３０ＣＰＭ（Counts Per Minutes )
の条件で実施した。
【００２６】また、本発明例１の試験片のＡｌ系介在物
をＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalysis) で分析し
たところ、ＣａとＡｌの複合酸化物となっていた。これ
に対して、比較例１の試験片のＡｌ系介在物をＥＰＭＡ
で分析したところ、単なるＡｌの酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）
であった。
をＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalysis) で分析し
たところ、ＣａとＡｌの複合酸化物となっていた。これ
に対して、比較例１の試験片のＡｌ系介在物をＥＰＭＡ
で分析したところ、単なるＡｌの酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 ）
であった。
【００２７】
【表２】
【００２８】表２の結果より、本発明例は、０．２％耐
力が１，９４０〜１，９６５MPa 、引張強さが２，１３
２〜２，１３６MPa 及び軸力低サイクル疲労寿命が１
４，５００〜１４，９５０回であった。これに対して、
上記米国特許と同じものである比較例は、０．２％耐力
及び引張強さが本発明例とほぼ同じであったが、軸力低
サイクル疲労寿命が１２，５８０回と１２，６５０回
で、本発明例の約８７％以下であった。
力が１，９４０〜１，９６５MPa 、引張強さが２，１３
２〜２，１３６MPa 及び軸力低サイクル疲労寿命が１
４，５００〜１４，９５０回であった。これに対して、
上記米国特許と同じものである比較例は、０．２％耐力
及び引張強さが本発明例とほぼ同じであったが、軸力低
サイクル疲労寿命が１２，５８０回と１２，６５０回
で、本発明例の約８７％以下であった。
【００２９】
【発明の効果】本発明の高強度・高耐疲労構造用鋼及び
その製造方法は、上記構成にしたことにより、引張強さ
等を低下させることなく、上記米国特許の高強度・高耐
疲労構造用鋼の疲労寿命よりさらに改善された疲労寿命
を有するものとなるという優れた効果を奏する。
その製造方法は、上記構成にしたことにより、引張強さ
等を低下させることなく、上記米国特許の高強度・高耐
疲労構造用鋼の疲労寿命よりさらに改善された疲労寿命
を有するものとなるという優れた効果を奏する。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）、Ｃ：０．３％以
下、Ｎｉ：１０．０〜１８．０％、Ｃｏ：８．０〜１
６．０％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｔｉ：０．１０％
以下、Ａｌ：０．５〜１．３％、Ｃｒ：１．０〜３．０
％及びＣａ：０．０００１〜０．０１％を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなり、介在物がＡｌ及び
Ｃａを含む複合酸化物であることを特徴とする高強度、
高耐疲労構造用鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：０．３％以下、Ｎｉ：１０．０〜１
８．０％、Ｃｏ：８．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．０〜
５．０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．５〜１．
３％、Ｃｒ：１．０〜３．０％及びＣａ：０．０００１
〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなるように溶解原料を真空誘導炉で溶解し、鋳造し
て鋳塊にした後、この鋳塊をエレクトロスラグ溶解法、
真空アーク溶解法及び電子ビーム溶解法のうちの１種ま
たは２種以上で再溶解することを特徴とする高強度・高
耐疲労構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001089054A JP2002285290A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法 |
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|---|---|
| JP2002285290A true JP2002285290A (ja) | 2002-10-03 |
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ID=18944044
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|---|---|---|---|
| JP2001089054A Pending JP2002285290A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP2002285290A (ja) |
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- 2001-03-27 JP JP2001089054A patent/JP2002285290A/ja active Pending
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