JP2016221650A - 機械構造用鋼部材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用鋼部材の製造方法を提供する。
【解決手段】所定の成分組成を有する鋼部材１に対して、８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、４００℃以下の温度での焼戻し処理と、気中キャビテーション・ショットレス・ピーニング（ＣＳＰ）とを施す機械構造用鋼部材の製造方法であって、焼戻し処理後の鋼部材が、焼戻しマルテンサイト組織を有し、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、気中ＣＳＰが、外ノズルおよび内ノズルを備える２重ノズル３を用い、大気中で行われ、ＣＳＰを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
【解決手段】所定の成分組成を有する鋼部材１に対して、８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、４００℃以下の温度での焼戻し処理と、気中キャビテーション・ショットレス・ピーニング（ＣＳＰ）とを施す機械構造用鋼部材の製造方法であって、焼戻し処理後の鋼部材が、焼戻しマルテンサイト組織を有し、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、気中ＣＳＰが、外ノズルおよび内ノズルを備える２重ノズル３を用い、大気中で行われ、ＣＳＰを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、機械構造用鋼部材の製造方法、特に、耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用鋼部材の製造方法に関するものである。
高強度機械構造用鋼は、産業機械、橋梁、建築物、自動車などに用いられる高強度ボルトやＰＣ鋼棒、また、自動車用部品など、様々な用途に使用されているが、近年の構造物の大型化にともなって、機械構造用鋼の高強度化に対する要求が一層高まっている。また、自動車においても、軽量化による燃費向上のために、さらなる高強度化が求められている。
しかし、鋼材の引張強さが１２００ＭＰａを超えると、侵入水素による遅れ破壊の危険性が高まることが知られており、例えば、現在ＪＩＳ規格で認められている摩擦接合用高力ボルトの引張強さは、１１００ＭＰａクラスが上限となっている。
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させるために、これまでに様々な方案が提案されている。例えば、特許文献１には、高強度ボルト用鋼として、Ｓｉ、Ｃｒを増量した鋼が示されている。これは４００℃以上の高温焼戻しでも高強度を確保する成分設計により、焼戻しに伴う粒界脆化を抑制し、耐遅れ破壊特性の向上を狙ったものである。
また、耐食性を上げて、侵入水素量を低減するために、種々のめっき処理方法が検討されている。例えば、特許文献２には、亜鉛めっきされた耐遅れ破壊特性高強度ボルトが開示されている。
また、特許文献３には、所定の成分組成を有する鋼材に対して、４００℃以上で焼戻しを行った後に、ショットピーニング処理を施すことが記載されている。前記焼戻しにおいては、多量の析出物が析出し、前記ショットピーニング処理では、鋼材の表面近傍に塑性歪が導入される。これらの処理により、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させることができるとされている。
しかしながら、これらの技術を用いても、引張強さが１２００ＭＰａを超える鋼材においては十分に遅れ破壊を抑制することができず、依然として、遅れ破壊はボルトやＰＣ鋼棒等の高強度化の障害となっている。
特に、特許文献２に記載されているようなめっき処理を行う方法では、コストが余分にかかることに加えて、めっき処理やその前処理の際に水素が発生し、鋼材がその水素を吸蔵してしまうという問題がある。
また、特許文献３に記載されているようなショットピーニング処理を行う場合、鋼材の耐食性が低下し、結果的に耐遅れ破壊特性を十分に向上できないという問題がある。
本発明は、上記の問題点に鑑みてなされたものであり、引張強さ１２００ＭＰａ以上を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用鋼部材の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題に関して鋭意研究を行った結果、次の（１）〜（４）の知見を得た。
（１）遅れ破壊を抑制するためには、鋼材の表面粗さを低くすることが重要である。
（２）ショットピーニング処理では、鋼材の表面に圧縮残留応力が導入されるため、疲労強度は向上するものの、同時に、転位などの欠陥が増加し、表面粗さも高くなるため、耐遅れ破壊特性を十分に高めることはできない。
（３）特定の条件で、気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを行うことによって、表面の粗さを低く保ちつつ、圧縮残留応力を導入できる。
（４）鋼材が焼戻しマルテンサイト組織を有する場合、上記キャビテーション・ショットレス・ピーニングによって導入される塑性変形が、その後の工程において開放されにくいため、ピーニング処理の効果を十分に発揮させることができる。
（１）遅れ破壊を抑制するためには、鋼材の表面粗さを低くすることが重要である。
（２）ショットピーニング処理では、鋼材の表面に圧縮残留応力が導入されるため、疲労強度は向上するものの、同時に、転位などの欠陥が増加し、表面粗さも高くなるため、耐遅れ破壊特性を十分に高めることはできない。
（３）特定の条件で、気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを行うことによって、表面の粗さを低く保ちつつ、圧縮残留応力を導入できる。
（４）鋼材が焼戻しマルテンサイト組織を有する場合、上記キャビテーション・ショットレス・ピーニングによって導入される塑性変形が、その後の工程において開放されにくいため、ピーニング処理の効果を十分に発揮させることができる。
そこで、発明者らは、上記の知見をもとに検討を重ねた結果、極めて高い引張強さと優れた耐遅れ破壊特性という、相反する性質を兼ね備え、さらには冷間鍛造性にも優れる機械構造用鋼部材を製造し得る方法を見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）鋼部材に対して、
８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、
４００℃以下の温度での焼戻し処理と、
ピーニング処理とを施す機械構造用鋼部材の製造方法であって、
前記鋼部材が、
質量％で、
Ｃ ：０．２５％以上、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５０％以下、および
Ｎ ：０．００１％以上、０．０５０％以下、を含有し
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
前記焼戻し処理後の鋼部材が、焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、
前記ピーニングが、外ノズルおよび内ノズルを備える２重ノズルを用いて、下記の条件で、大気中において前記鋼部材の表面へ水を噴射することによって行われる気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングであり、
該気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下であることを特徴とする、機械構造用鋼部材の製造方法。
記
前記内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
前記内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
前記外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
前記外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
前記２重ノズルの先端と前記鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ
（１）鋼部材に対して、
８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、
４００℃以下の温度での焼戻し処理と、
ピーニング処理とを施す機械構造用鋼部材の製造方法であって、
前記鋼部材が、
質量％で、
Ｃ ：０．２５％以上、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５０％以下、および
Ｎ ：０．００１％以上、０．０５０％以下、を含有し
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
前記焼戻し処理後の鋼部材が、焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、
前記ピーニングが、外ノズルおよび内ノズルを備える２重ノズルを用いて、下記の条件で、大気中において前記鋼部材の表面へ水を噴射することによって行われる気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングであり、
該気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下であることを特徴とする、機械構造用鋼部材の製造方法。
記
前記内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
前記内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
前記外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
前記外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
前記２重ノズルの先端と前記鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ
（２）前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｖ ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、および
Ｗ ：０．５％以下のうちから選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｖ ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、および
Ｗ ：０．５％以下のうちから選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
（３）前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｎｉ：２．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
Ｎｉ：２．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
（４）前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｂ ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法．
Ｂ ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法．
（５）前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
（６）前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｐｂ：０．１％以下および
Ｂｉ：０．１％以下のうちから選択される一種または二種を含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
Ｐｂ：０．１％以下および
Ｂｉ：０．１％以下のうちから選択される一種または二種を含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれかに記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
本発明によれば、極めて高い引張強さと優れた耐遅れ破壊特性という、相反する性質を兼ね備え、さらには冷間鍛造性にも優れる機械構造用鋼部材を製造することができる。本発明の方法によって得られる機械構造用鋼部材は、その優れた特性により、各種機械部品用の素材として極めて有用である。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
まず、本発明において、鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．２５％以上、０．７０％以下
Ｃは、機械部品として必要な強度を確保する上で重要な元素である。また、Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．２５％以上のＣを含有する必要がある。Ｃ含有量が０．２５％未満では、部品として十分な強度を得ることが難しい。一方、Ｃが多すぎると、鋼材が過度に硬くなり、鍛造性や被削性が低下するので、Ｃ含有量は０．７０％以下とする必要がある。このため、Ｃ含有量は０．２５％以上、０．７０％以下とする。なお、Ｃ含有量を０．２５％以上、０．６５％以下とすることが好ましい。
Ｃは、機械部品として必要な強度を確保する上で重要な元素である。また、Ｃは焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、鋼が０．２５％以上のＣを含有する必要がある。Ｃ含有量が０．２５％未満では、部品として十分な強度を得ることが難しい。一方、Ｃが多すぎると、鋼材が過度に硬くなり、鍛造性や被削性が低下するので、Ｃ含有量は０．７０％以下とする必要がある。このため、Ｃ含有量は０．２５％以上、０．７０％以下とする。なお、Ｃ含有量を０．２５％以上、０．６５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下
Ｓｉは、強度向上に有用なだけでなく、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、硬度を維持するために有効な元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．０５％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼材の変形抵抗が増して鍛造性が劣化することに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上、２．００％以下とする。なお、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、１．８０％以下とすることが好ましく、０．１５％以上、１．００％以下とすることがより好ましい。
Ｓｉは、強度向上に有用なだけでなく、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、硬度を維持するために有効な元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．０５％以上のＳｉを含有する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼材の変形抵抗が増して鍛造性が劣化することに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上、２．００％以下とする。なお、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、１．８０％以下とすることが好ましく、０．１５％以上、１．００％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．１０％以上、１．００％以下
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．１０％以上のＭｎを含有する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、偏析が顕著となり、材質が不均一となって冷間加工性が低下する。また、過剰のＭｎは、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上、１．００％以下とする。なお、Ｍｎ含有量を０．３０％以上、０．９０％以下とすることが好ましく、０．５０％以上、０．８５％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、その結果として鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、鋼が０．１０％以上のＭｎを含有する必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、偏析が顕著となり、材質が不均一となって冷間加工性が低下する。また、過剰のＭｎは、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上、１．００％以下とする。なお、Ｍｎ含有量を０．３０％以上、０．９０％以下とすることが好ましく、０．５０％以上、０．８５％以下とすることがより好ましい。
Ｐ ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入し、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＰ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入し、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＰ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、本発明のような機械構造用鋼では、Ｍｎと硫化物を形成し、部品の疲労強度、靭性を低下させる作用がある。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＳ含有量を０．０３０％以下とする。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００３％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎの硫化物は、被削性を向上させる作用も有するので、Ｓ含有量は前記許容範囲内で適宜調整することが可能である。以上の観点から、Ｓ含有量を０．０００５％以上、０．０２５％とすることがより好ましく、０．００１％以上、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓは、本発明のような機械構造用鋼では、Ｍｎと硫化物を形成し、部品の疲労強度、靭性を低下させる作用がある。したがって、その含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０３０％以下であれば許容される。そのため、本発明ではＳ含有量を０．０３０％以下とする。なお、下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００３％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎの硫化物は、被削性を向上させる作用も有するので、Ｓ含有量は前記許容範囲内で適宜調整することが可能である。以上の観点から、Ｓ含有量を０．０００５％以上、０．０２５％とすることがより好ましく、０．００１％以上、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素である。また、焼入れ性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、鋼が０．６０％以上のＣｒを含有することが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量があまりに多くなると、鋼が硬くなりすぎて被削性および加工性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする必要がある。なお、Ｃｒ含有量を０．８０％以上、１．８０％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒは、鋼の強度および靭性の向上に有効な元素である。また、焼入れ性を向上させる効果も有する。このような効果を得るためには、鋼が０．６０％以上のＣｒを含有することが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量があまりに多くなると、鋼が硬くなりすぎて被削性および加工性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする必要がある。なお、Ｃｒ含有量を０．８０％以上、１．８０％以下とすることがより好ましい。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有することに加え、靭性の向上に有効な元素である。さらに、ＳｉやＡｌ、Ｃｒ、Ｍｎといった元素の粒界酸化に伴う浸炭異常層の生成を抑制する上でも有効である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、素材硬さが増して被削性や冷間鍛造性、靭性が低下する。また、Ｍｏは高価な元素であるため、過度の添加は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。好ましいＭｏ含有量は０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。下限については限定されないが、上記のような効果を得るためには、０．１０％以上であることが好ましく、０．１３％以上であることがより好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる効果を有することに加え、靭性の向上に有効な元素である。さらに、ＳｉやＡｌ、Ｃｒ、Ｍｎといった元素の粒界酸化に伴う浸炭異常層の生成を抑制する上でも有効である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、素材硬さが増して被削性や冷間鍛造性、靭性が低下する。また、Ｍｏは高価な元素であるため、過度の添加は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。好ましいＭｏ含有量は０．７０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。下限については限定されないが、上記のような効果を得るためには、０．１０％以上であることが好ましく、０．１３％以上であることがより好ましい。
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼材の品質を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、鋼が０．００５％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量があまりに多くなると、粗大なＡｌ２Ｏ３非金属介在物がクラスター状に生成することに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．００７〜０．０４０％であることが好ましく、０．０１０〜０．０３５％であることがより好ましい。
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼材の品質を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、鋼が０．００５％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、Ａｌ含有量があまりに多くなると、粗大なＡｌ２Ｏ３非金属介在物がクラスター状に生成することに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．００７〜０．０４０％であることが好ましく、０．０１０〜０．０３５％であることがより好ましい。
Ｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下
Ｎは、Ａｌと窒化物を形成し、浸炭時の旧γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＮが必要となる。一方、Ｎ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な窒化物が生成して被削性や面疲労強度が低下するとともに、素材の硬さ、変形抵抗が増大して、冷間加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上、０．０５０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００２％以上、０．０３０％以下とすることが好ましい。
Ｎは、Ａｌと窒化物を形成し、浸炭時の旧γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＮが必要となる。一方、Ｎ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な窒化物が生成して被削性や面疲労強度が低下するとともに、素材の硬さ、変形抵抗が増大して、冷間加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上、０．０５０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００２％以上、０．０３０％以下とすることが好ましい。
本発明における基本成分は、上記の通りであり、残部はＦｅおよび上述した元素以外の不可避的不純物である。かかる不可避的不純物は、原料、製造設備等から不可避的に混入する不純物であり、例えば、０．００１５％以下のＭｇなどが挙げられる。
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明で使用される鋼材には、必要に応じて、以下に述べる元素をさらに含有させることができる。
Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、およびＷ：０．５％以下のうちから選択される一種または二種以上
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、およびＷはいずれも、炭素および窒素に対する高い親和性を有する元素であり、微細な析出物を生成することで、γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を得るために、上記元素のうちから選択される一種または二種以上を、それぞれ０．５％以下の濃度で鋼材に含有させることができる。これらの各元素の含有量は０．３％以下であることがより好ましく、０．２％以下であることがさらに好ましい。下限については特に限定されないが、０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、およびＷはいずれも、炭素および窒素に対する高い親和性を有する元素であり、微細な析出物を生成することで、γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を得るために、上記元素のうちから選択される一種または二種以上を、それぞれ０．５％以下の濃度で鋼材に含有させることができる。これらの各元素の含有量は０．３％以下であることがより好ましく、０．２％以下であることがさらに好ましい。下限については特に限定されないが、０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼材の耐食性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｎｉは、靭性の向上にも有効に作用する。従って、Ｎｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましく、０．３％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、効果が飽和し、コストがかさむ。そのため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより好ましい。
Ｎｉは、鋼材の耐食性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｎｉは、靭性の向上にも有効に作用する。従って、Ｎｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましく、０．３％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、効果が飽和し、コストがかさむ。そのため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、鋼材の焼入れ性を高める作用があり、しかも結晶粒界に偏析することで粒界を強化し、靭性を大幅に高める作用がある。これらの作用は０．００１０％超添加することで発現する。しかし、Ｂの添加効果は、含有量が０．００３０％を超えると飽和するばかりでなく、Ｂ含有量があまりに多くなるとＢ窒化物が生成し易くなり、冷間加工性および熱間加工性が低下する。好ましいＢ含有量は０．００２０％以下の範囲である。
Ｂは、鋼材の焼入れ性を高める作用があり、しかも結晶粒界に偏析することで粒界を強化し、靭性を大幅に高める作用がある。これらの作用は０．００１０％超添加することで発現する。しかし、Ｂの添加効果は、含有量が０．００３０％を超えると飽和するばかりでなく、Ｂ含有量があまりに多くなるとＢ窒化物が生成し易くなり、冷間加工性および熱間加工性が低下する。好ましいＢ含有量は０．００２０％以下の範囲である。
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、硫化物の展伸を抑制して耐衝撃特性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とすることがより好ましく、０．００２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃａは、硫化物の展伸を抑制して耐衝撃特性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とすることがより好ましく、０．００２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｐｂ：０．１％以下およびＢｉ：０．１％以下のうちから選択される一種または二種
ＰｂおよびＢｉはいずれも、鋼材の被削性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる。しかし、含有量があまりに多くなると強度が低下するので、いずれも０．１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量は０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。また、各含有量は０．０７％以下とすることがより好ましく、０．０６％以下とすることがさらに好ましい。
ＰｂおよびＢｉはいずれも、鋼材の被削性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる。しかし、含有量があまりに多くなると強度が低下するので、いずれも０．１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐｂ、Ｂｉの各含有量は０．０２％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることがさらに好ましい。また、各含有量は０．０７％以下とすることがより好ましく、０．０６％以下とすることがさらに好ましい。
・ 焼入れ、焼戻し条件
本発明においては、鋼部材を８５０℃以上の温度での焼入れし、４００℃以下の温度での焼戻しすることが重要である。焼入れ温度が８５０℃に満たない場合、加熱された際のγ粒径が十分に大きくならないため、焼入れ不十分となり、十分な硬さが得られない。また、焼戻し温度が４００℃を超えると鋼部材が軟質化し、十分な強度が得られない。
本発明においては、鋼部材を８５０℃以上の温度での焼入れし、４００℃以下の温度での焼戻しすることが重要である。焼入れ温度が８５０℃に満たない場合、加熱された際のγ粒径が十分に大きくならないため、焼入れ不十分となり、十分な硬さが得られない。また、焼戻し温度が４００℃を超えると鋼部材が軟質化し、十分な強度が得られない。
・ 焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上
本発明では、上記成分組成を有する鋼部材に対して、８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、４００℃以下の温度での焼戻し処理とを行って、焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上である鋼部材を得る。引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼部材の場合、強度が低く、そもそも遅れ破壊が問題となる場合が少ない。そのため、本発明では鋼部材の引張強さを１２００ＭＰａ以上とする。鋼部材の引張強さは、１２５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１３００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
本発明では、上記成分組成を有する鋼部材に対して、８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、４００℃以下の温度での焼戻し処理とを行って、焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上である鋼部材を得る。引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼部材の場合、強度が低く、そもそも遅れ破壊が問題となる場合が少ない。そのため、本発明では鋼部材の引張強さを１２００ＭＰａ以上とする。鋼部材の引張強さは、１２５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１３００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
また、焼戻しマルテンサイト組織は加工硬化しやすく、すべり系が限定されているという特徴を有している。そのため、後述する気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを施した際に導入される塑性変形が、その後の工程において開放されににくいため、ピーニングの効果を有効に発揮させることができる。
・ 気中キャビテーション・ショットレス・ピーニング
次に、本発明で使用するキャビテーション・ショットレス・ピーニング（以下、「ＣＳＰ」と記す）について説明する。
金属材料の表面に圧縮残留応力を付与する方法としては、特許文献３に記載されているようなショットピーニングが広く用いられてきた。ショットピーニングは、ショットと呼ばれる金属球などを金属材料の表面に投射して、その衝突のエネルギーを利用して金属材料を塑性変形させ、圧縮残留応力を付与するという方法である。
次に、本発明で使用するキャビテーション・ショットレス・ピーニング（以下、「ＣＳＰ」と記す）について説明する。
金属材料の表面に圧縮残留応力を付与する方法としては、特許文献３に記載されているようなショットピーニングが広く用いられてきた。ショットピーニングは、ショットと呼ばれる金属球などを金属材料の表面に投射して、その衝突のエネルギーを利用して金属材料を塑性変形させ、圧縮残留応力を付与するという方法である。
これに対して、本発明で使用するＣＳＰは、高速水噴流を噴射してキャビテーション気泡を発生させ、そのキャビテーション気泡が金属材料の表面で崩壊する際の衝撃力によって金属表面に圧縮残留応力を付与するというものである。キャビテーションを利用し、ショットを用いないため、キャビテーション・ショットレス・ピーニングと呼ばれる（「キャビテーション・ピーニング」ともいう）。また、ＣＳＰでは、圧縮残留応力を付与するだけでなく、金属内部に蓄積されている転位を減少させることも可能である。
ＣＳＰには、処理を水中で行う「水中ＣＳＰ」と、処理を大気中で行う「気中ＣＳＰ」とが存在する。水中ＣＳＰでは、図６に示すような装置を使用して、ノズル３′から被処理材１′へ向けて高速水噴流を噴射し、キャビテーションを発生させる。このとき、ノズル３′と被処理材１′の両者は、ともに水槽２′内に保持された水に浸漬されている。水中ＣＳＰに使用されるノズル３′は、図７に示すように先端に小さい孔を有しており、この孔から高圧の水が噴射される。
これに対して、本発明では、気中ＣＳＰを用いることが重要である。本発明の気中ＣＳＰに使用することのできる装置の例を図１に示す。図中、１は被処理物、３は２重ノズルであり、ともに加工用水槽２の内部に設置されている。２重ノズル３は、図２に示すように外ノズル３ａと内ノズル３ｂとを備えており、それぞれから独立して水を噴射することができる。
処理に用いる水は貯水槽４に収容されており、ポンプ５によって外ノズル３ａへ、ポンプ６によって内ノズル３ｂへ、それぞれ送られる。使用するポンプの種類は特に限定されず、所定の圧力が得られるものであれば、各種公知のポンプから選択して用いることができるが、ポンプ５としてはタービンポンプやプランジャーポンプを用いることが好ましく、ポンプ６としてはプランジャーポンプを用いることが、より高圧の噴射水を得るために好ましい。
気中ＣＳＰでは、大気中において被処理材の表面へ水が噴射される。ここで、「大気中において」とは、図１に示したように、被処理材１と２重ノズル３の両者が大気中に設置された状態であることを意味する。このようにＣＳＰ処理を大気中で行う気中ＣＳＰでは、被処理物を水に浸漬して処理を行う水中ＣＳＰに比べて被処理物の大きさの制約を受けにくく、また、処理時間も短縮できる。
水中ＣＳＰでは、ほぼ静止状態にある水中に、ノズルから高速水噴流を噴射することによってキャビテーションを発生させている。これに対して、気中ＣＳＰでは、キャビテーションを発生させるために、大気中に低圧（低速）の水噴流を形成し、その内部に高圧（高速）の水噴流を噴射する必要がある。そのため、上述のように高圧水用の外ノズルと低圧水用の内ノズルを備えた２重ノズルが用いられる。
２重ノズルの形状は特に限定されないが、水流を均一にし、安定してキャビテーションを発生させるためには、外ノズルと内ノズルの断面形状をともに円とし、両者を同心円状に配置することが好ましい。
本発明の気中ＣＳＰにおいては、外ノズルおよび内ノズルの内径、両者から噴射される水の圧力、ならびに２重ノズルの先端と被処理剤表面の間の距離（スタンドオフ距離）が、下記の条件を満たすように処理を実施する。
記
前記内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
前記内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
前記外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
前記外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
前記２重ノズルの先端と前記鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ
記
前記内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
前記内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
前記外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
前記外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
前記２重ノズルの先端と前記鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ
上記条件を採用することにより、気中で正常にキャビテーションを形成できるだけでなく、所定の成分組成と組織を有する機械構造用鋼部材の耐遅れ破壊特性を効果的に向上させることが可能となる。
以下に、上記条件の限定理由を説明する。
・ 内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
内ノズル、すなわち高圧水用ノズルの内径ｒ１が大きすぎると、被処理材表面でのキャビテーション気泡の崩壊が十分でないため、必要なピーニング効果を得ることができない。そのため、本発明では内ノズルの内径ｒ１を２ｍｍ以下とする。より好ましくは、１．５ｍｍ以下である。
・ 内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
内ノズル、すなわち高圧水用ノズルの内径ｒ１が大きすぎると、被処理材表面でのキャビテーション気泡の崩壊が十分でないため、必要なピーニング効果を得ることができない。そのため、本発明では内ノズルの内径ｒ１を２ｍｍ以下とする。より好ましくは、１．５ｍｍ以下である。
一方、内ノズルの内径ｒ１が０．５ｍｍに満たない場合、内ノズルから噴射される水量が減少するため、被処理材表面でのキャビテーション気泡の発生量が減少する。そのため、本発明では内ノズルの内径ｒ１を０．５ｍｍ以上とする。より好ましくは、０．７ｍｍ以上である。
・ 外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
外ノズル、すなわち低圧水用ノズルの直径ｒ２が大きすぎる場合、必然的に低圧水の噴射量が多くなり、高圧水によって生じるキャビテーション崩壊による衝撃と干渉してしまい、結果的に被処理材表面の欠陥を減少させることができない。そのため、本発明では外ノズルの内径ｒ２を３０ｍｍ以下とした。より好ましくは、２３ｍｍ以下である。
外ノズル、すなわち低圧水用ノズルの直径ｒ２が大きすぎる場合、必然的に低圧水の噴射量が多くなり、高圧水によって生じるキャビテーション崩壊による衝撃と干渉してしまい、結果的に被処理材表面の欠陥を減少させることができない。そのため、本発明では外ノズルの内径ｒ２を３０ｍｍ以下とした。より好ましくは、２３ｍｍ以下である。
一方、低圧水でキャビテーション気泡の衝突面を十分に囲うことで、低圧水の衝突応力により被加工面が加工され、キャビテーション気泡の圧潰能力が増大し、加工能力を高める効果がある。この際、低圧水を噴射する外ノズルの内径ｒ２を１０ｍｍ以上とすることで、低圧水の量を十分に確保する必要がある。そのため、本発明では外ノズルの内径ｒ２を１０ｍｍ以上とする。より好ましくは、１５ｍｍ以上である。
・ 内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
内ノズルから噴射される高圧水の圧力ｐ１が８ＭＰａに満たない場合、部材の表面でのキャビテーションの崩壊が生じにくくなり、十分なピーニング効果を得ることができない。一方、ｐ１が大きすぎると、キャビテーションの崩壊による衝撃によって部材の表面が粗くなり、欠陥が多くなることで、かえって遅れ破壊が生じやすくなる。そのため、本発明ではｐ１を８〜４０ＭＰａとすることが重要である。なお、ｐ１を１０〜３５ＭＰａとすることがより好ましい。
内ノズルから噴射される高圧水の圧力ｐ１が８ＭＰａに満たない場合、部材の表面でのキャビテーションの崩壊が生じにくくなり、十分なピーニング効果を得ることができない。一方、ｐ１が大きすぎると、キャビテーションの崩壊による衝撃によって部材の表面が粗くなり、欠陥が多くなることで、かえって遅れ破壊が生じやすくなる。そのため、本発明ではｐ１を８〜４０ＭＰａとすることが重要である。なお、ｐ１を１０〜３５ＭＰａとすることがより好ましい。
・ 外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
外ノズルから噴射される低圧水の圧力ｐ２が０．０３ＭＰａに満たない場合、内ノズルから噴射される高圧水を十分に包囲できないため、キャビテーションを十分に発生させることができない。一方、ｐ２が０．５ＭＰａを超えると、低圧水による噴流が、高圧水によるキャビテーション噴流と干渉してしまい、被処理材表面でのキャビテーション崩壊を阻害する。そのため、本発明ではｐ２を０．０３〜０．５ＭＰａとすることが重要である。なお、ｐ２を０．０５〜０．４ＭＰａとすることがより好ましい。
外ノズルから噴射される低圧水の圧力ｐ２が０．０３ＭＰａに満たない場合、内ノズルから噴射される高圧水を十分に包囲できないため、キャビテーションを十分に発生させることができない。一方、ｐ２が０．５ＭＰａを超えると、低圧水による噴流が、高圧水によるキャビテーション噴流と干渉してしまい、被処理材表面でのキャビテーション崩壊を阻害する。そのため、本発明ではｐ２を０．０３〜０．５ＭＰａとすることが重要である。なお、ｐ２を０．０５〜０．４ＭＰａとすることがより好ましい。
・ ２重ノズルの先端と鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ
２重ノズルと、被処理材である鋼部材表面との間の距離（以下、「スタンドオフ距離」と呼ぶ）の適正値は、噴射される高圧水および低圧水の圧力によって変化する。上記高圧水および低圧水の圧力条件においては、１０〜６０ｍｍがスタンドオフ距離の適正値である。スタンドオフ距離を前記範囲とすることにより、被処理部材表面においてキャビテーションを効果的に崩壊させることができ、圧縮残留応力を付与するとともに表面を平滑化することができる。なお、スタンドオフ距離を２５〜３５ｍｍとすることがより好ましい。
２重ノズルと、被処理材である鋼部材表面との間の距離（以下、「スタンドオフ距離」と呼ぶ）の適正値は、噴射される高圧水および低圧水の圧力によって変化する。上記高圧水および低圧水の圧力条件においては、１０〜６０ｍｍがスタンドオフ距離の適正値である。スタンドオフ距離を前記範囲とすることにより、被処理部材表面においてキャビテーションを効果的に崩壊させることができ、圧縮残留応力を付与するとともに表面を平滑化することができる。なお、スタンドオフ距離を２５〜３５ｍｍとすることがより好ましい。
なお、大気中に開放された鋼部材表面に上記の２重ノズルから水を噴射するにあたっては、噴射により発生する水柱の軸と鋼部材表面とが垂直となるようにすることが好ましい。これは、水柱の軸と鋼部材とが垂直でない場合、キャビテーション圧潰にともなう鋼部材表面の塑性加工の程度が減少するためである。
・気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下
鋼部材表面に対して気中ＣＳＰを施すことにより、表面の粗さを低く保ちつつ、圧縮残留応力を導入でき、鋼部材の耐遅れ破壊特性を向上させることができる。ここで、気中ＣＳＰ処理が施された鋼部材表面の表面粗さＲｔは５．００μｍを超えると、耐遅れ破壊特性が向上しない。よって、気中ＣＳＰ処理が施された鋼部材表面の表面粗さＲｔは５．００μｍ以下とする。
鋼部材表面に対して気中ＣＳＰを施すことにより、表面の粗さを低く保ちつつ、圧縮残留応力を導入でき、鋼部材の耐遅れ破壊特性を向上させることができる。ここで、気中ＣＳＰ処理が施された鋼部材表面の表面粗さＲｔは５．００μｍを超えると、耐遅れ破壊特性が向上しない。よって、気中ＣＳＰ処理が施された鋼部材表面の表面粗さＲｔは５．００μｍ以下とする。
なお、表面粗さＲｔの値は、上述した条件での気中ＣＳＰ処理を施すことにより低下するが、気中ＣＳＰ処理前の段階において表面粗さＲｔが大きすぎると、気中ＣＳＰ処理後の表面粗さＲｔを５．００μｍ以下とすることができない。よって、気中ＣＳＰ処理後の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下となるように、気中ＣＳＰ処理前の表面粗さを適宜調整しておく。
次に、被処理材として機械構造用クロムモリブデン鋼ＳＣＭ４３５Ｈを用いた実験に基づいて、本発明をさらに詳細に説明する。
・ 試験片の作成
表１に示す化学組成を有するＳＣＭ４３５Ｈ鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）を得た。次に、得られた鋼塊に対して１２００℃で６０分間の均熱処理を施した後、１５０ｍｍ角に鍛伸した。さらに、得られた鍛片をダミービレットに溶接し、１１００℃の加熱均熱後、圧延して直径７５ｍｍの棒鋼を製造した。得られた圧延棒鋼を、８６０℃で１ｈｒ保持し、６０℃の油に焼入れした後、３５０℃で２ｈｒ保持し、引張強さ１６００ＭＰａの焼入れ−焼戻し材とした。
・ 試験片の作成
表１に示す化学組成を有するＳＣＭ４３５Ｈ鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）を得た。次に、得られた鋼塊に対して１２００℃で６０分間の均熱処理を施した後、１５０ｍｍ角に鍛伸した。さらに、得られた鍛片をダミービレットに溶接し、１１００℃の加熱均熱後、圧延して直径７５ｍｍの棒鋼を製造した。得られた圧延棒鋼を、８６０℃で１ｈｒ保持し、６０℃の油に焼入れした後、３５０℃で２ｈｒ保持し、引張強さ１６００ＭＰａの焼入れ−焼戻し材とした。
上記のようにして得た焼入れ−焼戻し材の、１／４Ｄ（Ｄは棒鋼の直径）となる位置から、圧延方向に平行に、試験片を採取した。試験片の形状と寸法は、図３に示す通りである。試験片の平行部表面は研削仕上げとした。
ピーニングを行っていない加工ままの未処理材、本発明の気中ＣＳＰを施した気中ＣＳＰ材、および水中ＣＳＰを施した水中ＣＳＰ材の、３種の試験片を作成し、それぞれについて、定荷重遅れ破壊試験を実施した。定荷重遅れ破壊試験においては、試験液として、塩酸と酢酸ナトリウムの水溶液であるｐＨ１の緩衝溶液を使用した。２５℃に保った前記水溶液中に試験片を浸漬し、５００〜９００ＭＰａの荷重を負荷した状態で、最長１００Ｈｒ保持した。
気中ＣＳＰは、図１、２に示した装置を用いて実施した。２重ノズルとして、内径１ｍｍの内ノズルの周囲に、内径２０ｍｍの外ノズルを同心円状に配置したものを使用した。内ノズルと外ノズルから噴射される水の圧力は、それぞれ２０ＭＰａ、０．０５ＭＰａとした。スタンドオフ距離は３０ｍｍとし、ノズルからの噴射水による水柱の軸が試験片の被処理面に対し垂直（９０°）となるように水噴流を噴射した。
気中ＣＳＰの被処理面は、試験片の平行部の表裏面および両側面の４面とした。この際、表裏面に対して気中ＣＳＰを行うにあたっては、２重ノズルからの噴射水による水柱の軸が試験片の平行部の幅方向中央にあたるように２重ノズルおよび試験片を配置した。両側面に対して気中ＣＳＰを行うにあたっては、２重ノズルからの噴射水による水柱の軸が試験片の平行部の厚み方向中央にあたるように２重ノズルおよび試験片を配置した。各面に対する気中ＣＳＰ処理を一様に行うため、走査速度０．４ｍｍ／ｓにてノズルを試験片の平行部長手方向に走査させ、これを各面に対して５回繰り返した。
また、水中ＣＳＰは、図６、７に示した装置を用いて実施した。水で満たした水槽２′内に試験片とノズルを配置し、試験片の被処理面に対して垂直（９０°）に水噴流を噴射した。被処理面は、試験片の平行部の表裏面および両側面の４面とした。水噴流は、表裏面については平行部の幅方向中央に、両側面については平行部の厚み方向中央に向けて噴射した。ノズルの内径は２ｍｍ、圧力は３０ＭＰａ、スタンドオフ距離は１９６ｍｍとした。走査速度は１ｍｍ／ｓで平行部の長手方向に１回の走査を行い、その他の条件は上記気中ＣＳＰと同様とした。
なお、水中ＣＳＰの加工範囲は直径約６０ｍｍであり、これが１ｍｍ／ｓで移動するので、試験片上における固定点は１分間処理される。また、水中ＣＳＰを用いて０．２ｍｍ／ｓの走査速度で処理した場合には、試験片上における固定点は５分間処理される。一方、気中ＣＳＰの加工範囲は直径約２０ｍｍであり、０．４ｍｍ／ｓの走査速度で５回処理した場合には、試験片上における固定点は４分１０秒間処理されることになる。水中ＣＳＰで０．２ｍｍ／ｓの走査速度で処理した場合は、表面粗さＲａが０．６４μｍとなり、水中ＣＳＰで走査速度１ｍｍ／ｓで処理した場合の表面粗さＲａ０．６２μｍよりも大きく、走査速度０．４ｍｍ／ｓでの気中ＣＳＰ後のＲａ０．５８μｍよりも大きかった。表面粗さの増大により水素を吸蔵する断面積が増大すると考えられるため、水中ＣＳＰでは、処理後の表面粗さＲａが気中ＣＳＰ処理を行った場合よりも大きくなりすぎないように、１ｍｍ／ｓの走査速度とした。
定荷重遅れ破壊試験に先だって、上記３種の試験片、すなわち、未処理材、気中ＣＳＰ材、および水中ＣＳＰ材の表面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。得られたＳＥＭ像を図４に示す。なお、図中の数字は、粗さ曲線の最大断面高さＲｔである。ピーニングを行っていない未処理材のＲｔが８．２６μｍであったのに対して、水中ＣＳＰ材ではＲｔ５．１３μｍ、気中ＣＳＰ材ではＲｔ４．８７μｍであった。この結果より、ＣＳＰを施すことによって、被処理材の表面を平滑にできること、および水中ＣＳＰよりも気中ＣＳＰの方が平滑化の効果が高いことがわかる。ＣＳＰ処理においては、キャビテーション気泡が崩壊する際の衝撃力によって被処理材の表面が塑性変形し、その結果的、表面が平滑となったものと考えられる。
次に、上記３つの試験片について、定荷重遅れ破壊試験を行った。荷重と破断時間との関係を図５に示す。ＣＳＰを施した試験片では、未処理のものに比べて耐遅れ破壊特性が向上しており、特に、気中ＣＳＰ材は水中ＣＳＰ材よりも優れた特性を示した。
ＣＳＰ処理により、圧縮残留応力が付与されたことに加え、遅れ破壊の起点となる金属内部の欠陥が減少した結果、耐遅れ破壊特性が向上したものと考えられる。また、ＣＳＰ処理が施された金属は、表面が平滑になっているため、遅れ破壊の原因である水素を発生させる腐食反応が生じにくい。特に、気中ＣＳＰ処理材では、先に述べたように水中ＣＳＰ材よりも表面が平滑であるため、耐遅れ破壊特性の向上効果が大きかったものと考えられる。
以上のように、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるためには、適切な条件で気中ＣＳＰを行うことによって、鋼材表面を平滑に保ちつつ、圧縮残留応力を付与することが重要である。圧縮残留応力の付与方法として一般的に用いられているショットピーニングでは、表面粗さが高くなるため、耐遅れ破壊特性を十分に高めることはできない。
次に、実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
表２に示す成分組成を有する鋳片を、連続鋳造により製造した。得られた鋳片に対して、１２００℃で６０分間の均熱処理を施した後、１５０ｍｍ角に鍛伸した。さらに、得られた鍛片をダミービレットに溶接し、１１００℃の加熱均熱後、圧延して直径７５ｍｍの棒鋼を製造した。得られた圧延棒鋼を、２時間かけて７６０℃に昇温し、２時間保持した後に１０℃／ｈで６００℃まで徐冷した。
・ 冷間鍛造性試験
上述のようにして得た棒鋼から冷間鍛造用試験片を採取して、冷間鍛造性試験を行った。試験片は、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱状で、棒鋼の１／４Ｄ（Ｄは棒鋼の直径）となる位置から、圧延方向に平行に採取した。
上述のようにして得た棒鋼から冷間鍛造用試験片を採取して、冷間鍛造性試験を行った。試験片は、直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱状で、棒鋼の１／４Ｄ（Ｄは棒鋼の直径）となる位置から、圧延方向に平行に採取した。
上記試験片をプレス機で軸方向に圧縮する据込圧縮試験を行い、圧下率６５％の圧縮加工を施した際の割れ発生の有無に基づいて冷間鍛造性を評価した。なお、各鋼材について、端面拘束圧縮試験法による５回の試験を実施し、その際、一回でも割れが観察されたものは不良（×）、割れが観察されなかったものは良好（○）とした。
・ 焼入れ、焼戻し
次に、上記圧延棒鋼を８６０℃で１ｈｒ保持し、６０℃の油に焼入れした後、３５０℃で２ｈｒ保持し、焼入れ−焼戻し材とした。前記焼入れ−焼戻し材の、１／４Ｄとなる位置から、圧延方向に平行に、試験片を採取した。試験片の形状と寸法は、図３に示した通りである。試験片の平行部表面は研削仕上げとした。
次に、上記圧延棒鋼を８６０℃で１ｈｒ保持し、６０℃の油に焼入れした後、３５０℃で２ｈｒ保持し、焼入れ−焼戻し材とした。前記焼入れ−焼戻し材の、１／４Ｄとなる位置から、圧延方向に平行に、試験片を採取した。試験片の形状と寸法は、図３に示した通りである。試験片の平行部表面は研削仕上げとした。
・ ピーニング処理
上記試験片に対して、図１、２の装置を用いて、表３−１および表３−２に示す条件で、気中ＣＳＰを行った。ノズルは同心円状の２重ノズルとした。気中ＣＳＰを施すにあたっての試験片への水噴流の噴射位置、２重ノズルの走査方法は、上述のＳＣＭ４３５Ｈを用いた実験の場合と同様である。また、一部の試料については、比較のために、図６、７の装置を用いた水中ＣＳＰ処理を施した。水中ＣＳＰを施すにあたっての試験片への水噴流の噴射位置、ノズルの走査方法は、上述のＳＣＭ４３５Ｈを用いた実験の場合と同様である。
上記試験片に対して、図１、２の装置を用いて、表３−１および表３−２に示す条件で、気中ＣＳＰを行った。ノズルは同心円状の２重ノズルとした。気中ＣＳＰを施すにあたっての試験片への水噴流の噴射位置、２重ノズルの走査方法は、上述のＳＣＭ４３５Ｈを用いた実験の場合と同様である。また、一部の試料については、比較のために、図６、７の装置を用いた水中ＣＳＰ処理を施した。水中ＣＳＰを施すにあたっての試験片への水噴流の噴射位置、ノズルの走査方法は、上述のＳＣＭ４３５Ｈを用いた実験の場合と同様である。
なお、前述したように、気中ＣＳＰを用いて走査速度０．４ｍｍ／ｓで５回処理した場合と、水中ＣＳＰを用いて走査速度１ｍｍ／ｓで処理した場合の試験片上の各点における処理時間は、それぞれ４分１０秒間と１分間であり、水中ＣＳＰによる場合の方が処理時間が短いが、水中ＣＳＰでこれよりも走査速度を遅くすると、気中ＣＳＰで処理するものに対して表面粗さが大きくなりすぎる。水中ＣＳＰ処理材の表面粗さが気中ＣＳＰ処理材の表面粗さに対して大きくなりすぎないように、水中ＣＳＰでは走査速度を１ｍｍ／ｓとした。
ピーニング処理後の各試験片について、以下に述べる方法により、引張強さ、表面粗さ、および下限界応力を測定した。
・ 引張強さσＢ
引張強さσＢは、インストロン社製５９８５を使用して測定した。引張速度は、５ｍｍ／ｍｉｎとした。
・ 引張強さσＢ
引張強さσＢは、インストロン社製５９８５を使用して測定した。引張速度は、５ｍｍ／ｍｉｎとした。
・ 表面粗さＲｔ
表面粗さ（粗さ曲線の最大断面高さ）Ｒｔは、ＡＣＣＲＥＴＥＣＨ社製ＳＲＲＦＣＯＭ２０００ＳＤ３を使用して、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準拠して、試験片の幅方向に、基準長さ１ｍｍとして測定した。
表面粗さ（粗さ曲線の最大断面高さ）Ｒｔは、ＡＣＣＲＥＴＥＣＨ社製ＳＲＲＦＣＯＭ２０００ＳＤ３を使用して、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準拠して、試験片の幅方向に、基準長さ１ｍｍとして測定した。
・ 下限界応力
耐遅れ破壊特性の指標として、定荷重遅れ破壊試験において１００時間経過しても破断しない最大の応力（下限界応力）を測定した。試験は、塩酸と酢酸ナトリウムの水溶液であるｐＨ１の緩衝溶液を試験液として用い、溶液温度２５℃、試験時間１００ｈｒの条件で実施した。
耐遅れ破壊特性の指標として、定荷重遅れ破壊試験において１００時間経過しても破断しない最大の応力（下限界応力）を測定した。試験は、塩酸と酢酸ナトリウムの水溶液であるｐＨ１の緩衝溶液を試験液として用い、溶液温度２５℃、試験時間１００ｈｒの条件で実施した。
測定結果を表３−１、表３−２に示した。本発明の条件を満たすＮｏ．１〜２５の発明例はいずれも、冷間鍛造性に優れるとともに、高い引張強さと耐遅れ破壊特性を兼ね備えていた。これに対し、水中ＣＳＰを行ったＮｏ．４０、４１の比較例は、発明例に比べ耐遅れ破壊特性が劣っていた。また、気中ＣＳＰを使用したものであっても、鋼材の成分組成やＣＳＰ条件が本発明の範囲から外れているＮｏ．２６〜３９の比較例では、冷間鍛造性と耐遅れ破壊特性のいずれか、または両方が劣っていた。
１ ：被処理材
２ ：水槽
３ ：２重ノズル
３ａ：外ノズル
３ｂ：内ノズル
４ ：貯水槽
５ ：ポンプ
６ ：ポンプ
７ ：圧力計
８ ：圧力計
１′：被処理材
２′：水槽
３′：ノズル
４′：貯水槽
５′：ポンプ
６′：ポンプ
７′：圧力計
２ ：水槽
３ ：２重ノズル
３ａ：外ノズル
３ｂ：内ノズル
４ ：貯水槽
５ ：ポンプ
６ ：ポンプ
７ ：圧力計
８ ：圧力計
１′：被処理材
２′：水槽
３′：ノズル
４′：貯水槽
５′：ポンプ
６′：ポンプ
７′：圧力計
Claims (6)
- 鋼部材に対して、
８５０℃以上の温度での焼入れ処理と、
４００℃以下の温度での焼戻し処理と、
ピーニング処理とを施す機械構造用鋼部材の製造方法であって、
前記鋼部材が、
質量％で、
Ｃ ：０．２５％以上、０．７０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．０５０％以下、および
Ｎ ：０．００１％以上、０．０５０％以下、を含有し
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
前記焼戻し処理後の鋼部材が、焼戻しマルテンサイト組織を有し、かつ、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、
前記ピーニングが、外ノズルおよび内ノズルを備える２重ノズルを用いて、下記の条件で、大気中において前記鋼部材の表面へ水を噴射することによって行われる気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングであり、
該気中キャビテーション・ショットレス・ピーニングを施した鋼部材表面の表面粗さＲｔが５．００μｍ以下であることを特徴とする、機械構造用鋼部材の製造方法。
記
前記内ノズルの内径ｒ１：０．５〜２ｍｍ
前記内ノズルから噴射される水の圧力ｐ１：８〜４０ＭＰａ
前記外ノズルの内径ｒ２：１０〜３０ｍｍ
前記外ノズルから噴射される水の圧力ｐ２：０．０３〜０．５ＭＰａ
前記２重ノズルの先端と前記鋼部材表面の間の距離ｄ：１０〜６０ｍｍ - 前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｖ ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、および
Ｗ ：０．５％以下のうちから選択される一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の機械構造用鋼部材の製造方法。 - 前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｎｉ：２．０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の機械構造用鋼部材の製造方法。 - 前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｂ ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の機械構造用鋼部材の製造方法． - 前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０１０％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼部材の製造方法。 - 前記鋼部材が、更に、質量％で、
Ｐｂ：０．１％以下および
Ｂｉ：０．１％以下のうちから選択される一種または二種を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の機械構造用鋼部材の製造方法。
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