JPH03243744A - 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼Info
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- JPH03243744A JPH03243744A JP4059190A JP4059190A JPH03243744A JP H03243744 A JPH03243744 A JP H03243744A JP 4059190 A JP4059190 A JP 4059190A JP 4059190 A JP4059190 A JP 4059190A JP H03243744 A JPH03243744 A JP H03243744A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、125 kgf/am”以上ノ引張す強すヲ
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
に関するものである。
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
に関するものである。
(従来の技術)
近年、特に構造物の大型化、自動車やトラック、土木機
械等の軽量化に伴い引張り強さが125 kgf/Wz
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。
械等の軽量化に伴い引張り強さが125 kgf/Wz
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100 kgf/am”以上の引張り強さ
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 G
4105に規定されたSCM435の低合金鋼や、0
.31%C−0,8%Cr−1,8%N1−(L2%門
0の組成を有するJISG41034.:規定されたS
NCM431(7)低合金鋼や、更ニ0.2%C−0,
8%Cr−0,002%Bの組成を有するボロン鋼など
の熱間圧延材に焼入れ焼戻し処理を施すことによって製
造されている。
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 G
4105に規定されたSCM435の低合金鋼や、0
.31%C−0,8%Cr−1,8%N1−(L2%門
0の組成を有するJISG41034.:規定されたS
NCM431(7)低合金鋼や、更ニ0.2%C−0,
8%Cr−0,002%Bの組成を有するボロン鋼など
の熱間圧延材に焼入れ焼戻し処理を施すことによって製
造されている。
しかし、これらの機械構造用鋼を実用に供した場合、1
25 kgf/m+++”以上の引張り強さを有するも
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鋼棒をはしめとして自動車
や土木機械の重要保安部品としては品質の安定性に欠け
るという問題があった。
25 kgf/m+++”以上の引張り強さを有するも
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鋼棒をはしめとして自動車
や土木機械の重要保安部品としては品質の安定性に欠け
るという問題があった。
なお、遅れ破壊とは、静荷重下におかれた綱がある時間
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。
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
用上その強度レヘルが引張り強さで125kg f /
mm 2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(19
79)の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平
座金セット」においてF8T (引張り強さ:8o〜1
00kgf/mn+”) 、F 10 T (同100
〜120kgf/mm”)、及びFI IT (同11
0〜130 kgf/++az)の3種に規定され、し
かもFIIT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。
用上その強度レヘルが引張り強さで125kg f /
mm 2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(19
79)の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナツト、平
座金セット」においてF8T (引張り強さ:8o〜1
00kgf/mn+”) 、F 10 T (同100
〜120kgf/mm”)、及びFI IT (同11
0〜130 kgf/++az)の3種に規定され、し
かもFIIT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、引張り強さが125 kgf/mm2を超
えるものでは使用中の遅れ破壊が問題とされている。
においても、引張り強さが125 kgf/mm2を超
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%AI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
り強さが150 kgf/nun2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、きわめて高価な綱
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
されるには至っていない。
の優れた鋼として、例えば18%Ni−7,5%Co−
5%Mo −0,5%Ti−0,1%AI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
り強さが150 kgf/nun2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、きわめて高価な綱
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
されるには至っていない。
これに対して、経済的であり、高強度且つ耐遅れ破壊性
に優れた構造用鋼として、例えば特開昭61−1172
48号、特開昭61−130456号、特開昭62−8
6149号、特開昭63199820号及び特開昭64
−47835号等の各公報に各種成分の高強度鋼及びそ
れらの製造法が開示されている。
に優れた構造用鋼として、例えば特開昭61−1172
48号、特開昭61−130456号、特開昭62−8
6149号、特開昭63199820号及び特開昭64
−47835号等の各公報に各種成分の高強度鋼及びそ
れらの製造法が開示されている。
しかしながら、これらの125 kgf/m+”を超え
る引張り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の発生する危険を払
底できるものではなく、それらの適用範囲は確定できる
ものでもないし、また十分なものでもない。
る引張り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の発生する危険を払
底できるものではなく、それらの適用範囲は確定できる
ものでもないし、また十分なものでもない。
(発明が解決しようとする課題)
本発明は上記した産業界の要求に答えるべく125 k
gf/mm”以上の引張り強さを有し、且つ耐遅れ破壊
性に優れた機械構造用鋼を提供することを目的とするも
ので、例えば橋梁用高張力ボルト等と異なり、定期的な
補修或いは取替えを前提とし、一定期間、例えば500
0時間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない125 kg
f/llll12以上の引張り強さを有する機械構造用
鋼を提供することを目的とする。
gf/mm”以上の引張り強さを有し、且つ耐遅れ破壊
性に優れた機械構造用鋼を提供することを目的とするも
ので、例えば橋梁用高張力ボルト等と異なり、定期的な
補修或いは取替えを前提とし、一定期間、例えば500
0時間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない125 kg
f/llll12以上の引張り強さを有する機械構造用
鋼を提供することを目的とする。
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
があり、これらにこの発明鋼を使用することによって上
記した産業界の要求に答えることが可能である。
車、土木機械、産業機械用のボルト用鋼及び高張力鋼板
があり、これらにこの発明鋼を使用することによって上
記した産業界の要求に答えることが可能である。
即ち、本発明は、橋梁用高張力ボルトはどの耐遅れ破壊
性でなくても所定の期間の間遅れ破壊の発生する危険が
なく、従っ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125 kgf/mad”以上
の引張り強さを有する機械構造用鋼を提供することを目
的とする。
性でなくても所定の期間の間遅れ破壊の発生する危険が
なく、従っ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125 kgf/mad”以上
の引張り強さを有する機械構造用鋼を提供することを目
的とする。
(課題を解決するための手段)
上記した本発明の目的を達成するために、本発明者等は
、鋭意実験、研究を重ねた結果、5ooo時間以上の期
間にわたり遅れ破壊が発生せず、かつ125 kgf/
a”以上の引張り強さを有する綱を得るためには、以下
に示す条件を満足することが有効であることを知見した
。即ち、 (a) 低P、低S化による粒界偏析の軽減及び清浄
化、低Mn化が耐遅れ破壊性の改善に有効であること。
、鋭意実験、研究を重ねた結果、5ooo時間以上の期
間にわたり遅れ破壊が発生せず、かつ125 kgf/
a”以上の引張り強さを有する綱を得るためには、以下
に示す条件を満足することが有効であることを知見した
。即ち、 (a) 低P、低S化による粒界偏析の軽減及び清浄
化、低Mn化が耐遅れ破壊性の改善に有効であること。
(b) NbをCr、 Moと共に複合添加し、かつ
Nilを制御すれば鋼の細粒化が著しく促進され、それ
に伴う粒界偏析の軽減が耐遅れ破壊性の改善に有効であ
ること。
Nilを制御すれば鋼の細粒化が著しく促進され、それ
に伴う粒界偏析の軽減が耐遅れ破壊性の改善に有効であ
ること。
(c) NbとCr、 Mo及びCuとの複合添加は
鋼の焼戻し軟化抵抗を著しく高め、それによって高い焼
戻し温度の採用が可能となり、耐遅れ破壊性の改善に有
効であること。
鋼の焼戻し軟化抵抗を著しく高め、それによって高い焼
戻し温度の採用が可能となり、耐遅れ破壊性の改善に有
効であること。
本発明は、上記した知見に基づいて成されたものであり
、その要旨とするところは、重量%で、C: 0.30
〜0.50%、Si : 0.05〜0.50%、Mn
: 0.50%未満、P:0.015%以下、s二o
、o1%以下、Cu: 0.01〜0.60%、Cr
: 0.1〜5.0%、Mo : 0.01〜0.80
%、Nb : 0.005〜0.20%、AI : 0
.005〜0.10%、N:0.005〜0.030%
を含有し、必要に応して更に、 ■ Ni : 0.05〜0.60% ■ Zr : 0.15%以下、Ti : 0.01〜
0.10%、B:0.0003〜0.0050%のうち
の一種以上のどちらか一区分又は両区分を含み、この場
合区分■の元素を含む場合にはNに代えて、N*=N−
−(Zr/6.42)−(Ti/3.43) (B1
0.78)を満足するN”をo、oos〜0.030%
含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物からな
る成分と、焼入れ焼戻し組織からなる125 kgf/
+ma”以上の引張強さを有する耐遅れ破壊性に優れた
機械構造用鋼である。
、その要旨とするところは、重量%で、C: 0.30
〜0.50%、Si : 0.05〜0.50%、Mn
: 0.50%未満、P:0.015%以下、s二o
、o1%以下、Cu: 0.01〜0.60%、Cr
: 0.1〜5.0%、Mo : 0.01〜0.80
%、Nb : 0.005〜0.20%、AI : 0
.005〜0.10%、N:0.005〜0.030%
を含有し、必要に応して更に、 ■ Ni : 0.05〜0.60% ■ Zr : 0.15%以下、Ti : 0.01〜
0.10%、B:0.0003〜0.0050%のうち
の一種以上のどちらか一区分又は両区分を含み、この場
合区分■の元素を含む場合にはNに代えて、N*=N−
−(Zr/6.42)−(Ti/3.43) (B1
0.78)を満足するN”をo、oos〜0.030%
含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物からな
る成分と、焼入れ焼戻し組織からなる125 kgf/
+ma”以上の引張強さを有する耐遅れ破壊性に優れた
機械構造用鋼である。
(作 用)
以下に、本発明における鋼の成分組成及び組織ノ限定理
由について述べる。
由について述べる。
(A)成分組成
C:Cは鋼の焼入性増加、強度増加に加えて細粒化のた
めにも有効な成分であるが、その含有量が0.30%未
満では焼入性の劣化を来たし、また所望の強度を確保す
ることが出来ず、一方、0.50%を超えて含有させる
と焼入時の焼割れ感受性が増大し、また他の合金成分と
関連して靭性劣化を招くことから、本発明ではその含有
量を0.30〜0.50%と定めた。
めにも有効な成分であるが、その含有量が0.30%未
満では焼入性の劣化を来たし、また所望の強度を確保す
ることが出来ず、一方、0.50%を超えて含有させる
と焼入時の焼割れ感受性が増大し、また他の合金成分と
関連して靭性劣化を招くことから、本発明ではその含有
量を0.30〜0.50%と定めた。
Si : Stは綱の脱酸及び強度増加のために有効な
元素であるが、その含有量が0.05%未満では前記作
用に所望の効果が得られず、他方、その含有量が0.5
0%を超えると偏析して靭性の劣化をきたす場合がある
ため、本発明ではその含有量を0.05〜0.50%と
定めた。
元素であるが、その含有量が0.05%未満では前記作
用に所望の効果が得られず、他方、その含有量が0.5
0%を超えると偏析して靭性の劣化をきたす場合がある
ため、本発明ではその含有量を0.05〜0.50%と
定めた。
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。更に、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
。従って、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0.50%未満とした。
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。更に、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
。従って、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0.50%未満とした。
FDPはいかなる熱処理を施1.7てもその粒界偏析を
完全に消滅することはできず、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、本発明ではその上限を
0.015%とした。
完全に消滅することはできず、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、本発明ではその上限を
0.015%とした。
SO3は上述したようにMnと結合して割れの起点とな
り、更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。従っ
て、本発明ではSを0.01%以下とした。
り、更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。従っ
て、本発明ではSを0.01%以下とした。
Cu : Cuは本発明において重要な元素であり、外
部環境からの鋼中への水素の侵入を抑制すると共に、N
b、 Mo及びCrと複合添加させることによって鋼の
焼戻し軟化抵抗を著しく高めることができるので高い焼
戻し温度がとれることと相俟って耐遅れ破壊性を著しく
改善する作用を有する。
部環境からの鋼中への水素の侵入を抑制すると共に、N
b、 Mo及びCrと複合添加させることによって鋼の
焼戻し軟化抵抗を著しく高めることができるので高い焼
戻し温度がとれることと相俟って耐遅れ破壊性を著しく
改善する作用を有する。
しかし、その含有量が0.01%未満ではその効果が小
さく、一方、0.60%を超えて含有させると熱間加工
性及び靭性の劣化をきたすので、本発明ではCuの含有
量を0.01〜0.60%とした。
さく、一方、0.60%を超えて含有させると熱間加工
性及び靭性の劣化をきたすので、本発明ではCuの含有
量を0.01〜0.60%とした。
Cr : Crは綱の焼入性を向上させ、かつ鋼に焼戻
し軟化抵抗を付与する作用がある。特にMo、 Nb、
Cuとの複合添加で著しい焼戻し軟化抵抗を鋼に付与す
るが、その含有量が0゜1%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、本発明ではその含有量を0.1〜5
.0%と定めた。
し軟化抵抗を付与する作用がある。特にMo、 Nb、
Cuとの複合添加で著しい焼戻し軟化抵抗を鋼に付与す
るが、その含有量が0゜1%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、本発明ではその含有量を0.1〜5
.0%と定めた。
Mo : Moは鋼の焼入性を向上させ、かつ鋼に焼戻
し軟化抵抗を付与する作用があり、特にCu、 Cr、
Nbとの複合添加で焼戻し軟化抵抗性を著しく増大させ
、高い焼戻し温度の採用を可能にして耐遅れ破壊性の改
善にも有効である。しかしその含有量が0.01%未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方、0.80
%を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇
を招くだけであるため、本発明ではその含有量を0.0
1〜0.80%と定めた。
し軟化抵抗を付与する作用があり、特にCu、 Cr、
Nbとの複合添加で焼戻し軟化抵抗性を著しく増大させ
、高い焼戻し温度の採用を可能にして耐遅れ破壊性の改
善にも有効である。しかしその含有量が0.01%未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方、0.80
%を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇
を招くだけであるため、本発明ではその含有量を0.0
1〜0.80%と定めた。
Nb : Nbは綱の強度、靭性の向上と細粒化及び冷
間成型後の焼入れ処理時の粗粒化防止に対して効果を有
し、特にCr、 Moとの複合添加で著しく鋼を細粒化
し、焼戻し軟化抵抗も著しく高めるので耐遅れ破壊性の
改善に極めて有効な元素である。
間成型後の焼入れ処理時の粗粒化防止に対して効果を有
し、特にCr、 Moとの複合添加で著しく鋼を細粒化
し、焼戻し軟化抵抗も著しく高めるので耐遅れ破壊性の
改善に極めて有効な元素である。
しかしながら、その効果を確保するためには、0.00
5%以上の含有が必要である。一方、0.20%を超え
て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、本発明ではその範囲をo、oos〜0.20%
とした。
5%以上の含有が必要である。一方、0.20%を超え
て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、本発明ではその範囲をo、oos〜0.20%
とした。
Al : Alは鋼の脱酸の安定化、均質化および細粒
化を図るのに有効であるが、0.005%未満では所望
の効果を得ることができず、一方、0.10%を超えて
含有させてもその効果は飽和してしまい、また介在物の
増大により疵が発生し、靭性も劣化するので、本発明で
はその含有量を0.005〜0.10%と定めた。
化を図るのに有効であるが、0.005%未満では所望
の効果を得ることができず、一方、0.10%を超えて
含有させてもその効果は飽和してしまい、また介在物の
増大により疵が発生し、靭性も劣化するので、本発明で
はその含有量を0.005〜0.10%と定めた。
NUNは本発明において重要な元素である。すなわち、
Nは鋼の細粒化を図り、耐遅れ破壊性を改善するのに有
効な元素であるが、低合金鋼において0.030%を超
えて添加することは難しいため、その含有量をO,03
0%以下とした。一方、N量が0.005%未満のとき
には、断面減少率で50%以上の冷間加工を施した後に
焼入れするとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊
性が劣化することが本発明者らの研究によって明らかと
なったので、下限を0.0O5%とした。
Nは鋼の細粒化を図り、耐遅れ破壊性を改善するのに有
効な元素であるが、低合金鋼において0.030%を超
えて添加することは難しいため、その含有量をO,03
0%以下とした。一方、N量が0.005%未満のとき
には、断面減少率で50%以上の冷間加工を施した後に
焼入れするとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊
性が劣化することが本発明者らの研究によって明らかと
なったので、下限を0.0O5%とした。
Ni : Niは鋼の靭性を向上させるのに有効な元素
である。しかしその含有量が0.05%未満では前記作
用に所望の効果が得られない。一方、Niは高価な合金
元素であるため経済性を考慮して本発明ではその含有量
を0,05〜0.60%とした。
である。しかしその含有量が0.05%未満では前記作
用に所望の効果が得られない。一方、Niは高価な合金
元素であるため経済性を考慮して本発明ではその含有量
を0,05〜0.60%とした。
Zr : Zrは鋼中に炭化物を球状微細に分散させて
耐遅れ破壊性を一層改善させる効果を有するため、特に
高強度の鋼の場合に、高い耐遅れ破壊性を確保する目的
で含有させるとよいが、0.15%を超えると靭性劣化
をきたすのでその含有量を0.15%以下とした。しか
し、0.01%未満ではその効果が小さいため、含有量
の好ましい範囲は0.01〜0,15%である。
耐遅れ破壊性を一層改善させる効果を有するため、特に
高強度の鋼の場合に、高い耐遅れ破壊性を確保する目的
で含有させるとよいが、0.15%を超えると靭性劣化
をきたすのでその含有量を0.15%以下とした。しか
し、0.01%未満ではその効果が小さいため、含有量
の好ましい範囲は0.01〜0,15%である。
Ti及びB:Ti及びBには鋼の焼入性を一段と向上さ
せる作用があるので1.特に鋼製品寸法が大きい場合に
高強度を確保する目的で含有させるとよいが、夫々Ti
が0.01%未満、Bが0.0003%未満では、前記
作用に所望の効果が得られず、またTjが0.10%、
Bが0.0050%を超えて含有させると綱の靭性及び
耐遅れ破壊性が劣化するようになり、かつTiにおいて
は切削性も劣化するようになる。従って本発明ではTi
及びBについてその含有量を夫々Tiを0.01−0.
10%、Bは0.0003〜0.0050%と定めた。
せる作用があるので1.特に鋼製品寸法が大きい場合に
高強度を確保する目的で含有させるとよいが、夫々Ti
が0.01%未満、Bが0.0003%未満では、前記
作用に所望の効果が得られず、またTjが0.10%、
Bが0.0050%を超えて含有させると綱の靭性及び
耐遅れ破壊性が劣化するようになり、かつTiにおいて
は切削性も劣化するようになる。従って本発明ではTi
及びBについてその含有量を夫々Tiを0.01−0.
10%、Bは0.0003〜0.0050%と定めた。
N” ; Zr5Ti、、BはNとの結合力が強いため
、たとえNが0.005%以上含まれていてもzr、
Ti、Bとの化合物に消費されてしまい冷間加工後の焼
入れ処理でオーステナイト粒の粗大化を生じて耐遅れ破
壊性の劣化をきたす。このときZr、Ti、 Bと化合
物を形成した残りのNであるN9として0.005%以
上含有しておればオーステナイト粒の粗大化を生じない
のでN″″の下限をo、oos%とした。一方、低合金
鋼でNoを0.030%を超えて添加することは難しい
ため、Noの含有量はo、oos〜0.030%とした
。
、たとえNが0.005%以上含まれていてもzr、
Ti、Bとの化合物に消費されてしまい冷間加工後の焼
入れ処理でオーステナイト粒の粗大化を生じて耐遅れ破
壊性の劣化をきたす。このときZr、Ti、 Bと化合
物を形成した残りのNであるN9として0.005%以
上含有しておればオーステナイト粒の粗大化を生じない
のでN″″の下限をo、oos%とした。一方、低合金
鋼でNoを0.030%を超えて添加することは難しい
ため、Noの含有量はo、oos〜0.030%とした
。
(B)&II織
上記した成分組成を有する鋼であっても、125)cg
f / m ”以上の引張り強さと良好な耐遅れ破壊
性とを具備させるには、通常の熱間圧延を行い、圧延後
直ちに焼入れするか、又は再加熱してから焼入れを施し
て低温変態生成物(マルテンサイトやベイナイト)とな
し、これを焼戻しした所謂焼入れ焼戻し組織とすること
が必要である。
f / m ”以上の引張り強さと良好な耐遅れ破壊
性とを具備させるには、通常の熱間圧延を行い、圧延後
直ちに焼入れするか、又は再加熱してから焼入れを施し
て低温変態生成物(マルテンサイトやベイナイト)とな
し、これを焼戻しした所謂焼入れ焼戻し組織とすること
が必要である。
即ち、焼ならし材、焼ならし焼戻し材、圧延のまま材、
圧延材を焼戻ししたものといった高温での変態生成物で
ある高温へイナイト、フェライト、パーライトを主とす
る組織では安定して引張り強さで125 kgf/mm
”以上の高強度を得難く、耐遅れ破壊性と引張り強さで
i25 kgf/mm”以上の高強度を共に得ようとす
る本発明の所期の目的を遠戚することができない。一方
、焼入れままの鋼は引張り強さは高いが、降伏点が低く
機械構造用鋼として使用される場合に使用中に応力緩和
の増大が生し、さらに焼入れままでは耐遅れ破壊性、靭
性、加工性などが良好でないという問題がある。
圧延材を焼戻ししたものといった高温での変態生成物で
ある高温へイナイト、フェライト、パーライトを主とす
る組織では安定して引張り強さで125 kgf/mm
”以上の高強度を得難く、耐遅れ破壊性と引張り強さで
i25 kgf/mm”以上の高強度を共に得ようとす
る本発明の所期の目的を遠戚することができない。一方
、焼入れままの鋼は引張り強さは高いが、降伏点が低く
機械構造用鋼として使用される場合に使用中に応力緩和
の増大が生し、さらに焼入れままでは耐遅れ破壊性、靭
性、加工性などが良好でないという問題がある。
従って、鋼に所定の強度と耐遅れ破壊性を付与するため
には焼入れ後焼戻し処理して、鋼の組織を焼入れ焼戻し
vA織とする必要がある。
には焼入れ後焼戻し処理して、鋼の組織を焼入れ焼戻し
vA織とする必要がある。
(実 施 例)
次に本発明を一実施例により比較例と対比しながら説明
する。なおこれらの実施例は本発明の効果を示す例示で
あって、本発明の技術的範囲を何等制限するものでない
ことは勿論である。
する。なおこれらの実施例は本発明の効果を示す例示で
あって、本発明の技術的範囲を何等制限するものでない
ことは勿論である。
先づ通常の方法によって下記第1表に示す成分組成の鋼
(符号A−3)を溶製した。綱A−Lは、本発明の範囲
内の組成を有しているものであり、鋼M−3は第1表中
本印を付した点で、本発明の範囲から外れた組成のもの
である。
(符号A−3)を溶製した。綱A−Lは、本発明の範囲
内の組成を有しているものであり、鋼M−3は第1表中
本印を付した点で、本発明の範囲から外れた組成のもの
である。
これらの溶製した鋼を連続鋳造法、或いは造塊法にて鋼
片となした後、1200〜1250’cに加熱後通常の
方法で15〜28閣厚さの鋼板に熱間圧延し、次にこれ
を850〜1020’Cの温度から、熱間圧延後直ちに
焼入れを施す直接焼入れ、あるいは前記温度域に再加熱
した後焼入れする再加熱焼入れを行った後、200〜6
80°Cの温度で焼戻しして、その組織が焼入れ焼戻し
組織で、その引張り強さが125kg f / mm
”以上となるように調整して遅れ破壊特性を調査した。
片となした後、1200〜1250’cに加熱後通常の
方法で15〜28閣厚さの鋼板に熱間圧延し、次にこれ
を850〜1020’Cの温度から、熱間圧延後直ちに
焼入れを施す直接焼入れ、あるいは前記温度域に再加熱
した後焼入れする再加熱焼入れを行った後、200〜6
80°Cの温度で焼戻しして、その組織が焼入れ焼戻し
組織で、その引張り強さが125kg f / mm
”以上となるように調整して遅れ破壊特性を調査した。
その結果を第2表に示した。
なお、遅れ破壊の発生有無の確認は、くさび挿入型の遅
れ破壊試験方法によった。
れ破壊試験方法によった。
即ち、第1図(イ)に示すような形状、寸法の試験片の
ノツチ部(第1図(ロ)に示す)に第1図(ハ)に示す
ようなくさびを挿入して静荷重をかけ、これを55°C
に保持した温水中に入れ、割れの発生時間を観察したの
である。なお、第1図中において数字は篩の単位の長さ
を示す。
ノツチ部(第1図(ロ)に示す)に第1図(ハ)に示す
ようなくさびを挿入して静荷重をかけ、これを55°C
に保持した温水中に入れ、割れの発生時間を観察したの
である。なお、第1図中において数字は篩の単位の長さ
を示す。
試験環境として55′Cの温水中は、実使用環境の最も
厳しい環境に(・目当する。従って、得られた遅れ破壊
時間は実使用のうちもっ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。
厳しい環境に(・目当する。従って、得られた遅れ破壊
時間は実使用のうちもっ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。
また、耐遅れ破壊性の一つの判断基準を5000時間と
した。
した。
この5000時間を・一つの判断基準としたのは、3γ
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2倍の誤差を見積もったからである。
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2倍の誤差を見積もったからである。
第2表より、本発明の鋼は遅れ破壊発生時間が長く耐遅
れ破壊性に優れていることが明らかである。
れ破壊性に優れていることが明らかである。
即ち、本発明によると125 kgf/mm”以上の引
張り強さを有し、かつ5000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には、本発明
による機械構造用鋼を広範囲に使用できる。
張り強さを有し、かつ5000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には、本発明
による機械構造用鋼を広範囲に使用できる。
(発明の効果)
上記した如く、本発明は125 kgf/mu”以上の
引張り強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた機械構造
用鋼で、定期的な補修或いは取替えを前提とした一定期
間内での遅れ破壊の発生の恐れのない各種構造物用高張
力鋼、自動車、土木機械、産業機械用のボルト用鋼に廉
価な低合金高強度鋼として提供することができる産業上
有効な発明である。
引張り強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた機械構造
用鋼で、定期的な補修或いは取替えを前提とした一定期
間内での遅れ破壊の発生の恐れのない各種構造物用高張
力鋼、自動車、土木機械、産業機械用のボルト用鋼に廉
価な低合金高強度鋼として提供することができる産業上
有効な発明である。
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り、(イ)
は試験片を示し、(ロ)は試験片のノツチ部の詳細を示
し、(ハ)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。
片と、くさびの形状および寸法を示す図であり、(イ)
は試験片を示し、(ロ)は試験片のノツチ部の詳細を示
し、(ハ)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。
Claims (3)
- (1)重量%で、C:0.30〜0.50%、Si:0
.05〜0.50%、Mn:0.50%未満、P:0.
015%以下、S:0.01%以下、Cu:0.01〜
0.60%、Cr:0.1〜5.0、%、Mo:0.0
1〜0.80%、Nb:0.005〜0.20%、Al
:0.005〜0.10%、N:0.005〜0.03
0%を含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物
からなる成分と、焼入れ焼戻し組織からなることを特徴
とする125kgf/mm^2以上の引張強さを有する
耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。 - (2)成分元素として、更にNi:0.05〜0.60
%を含有することを特徴とする請求項1記載の耐遅れ破
壊性に優れた機械構造用鋼。 - (3)請求項1又は2記載の耐遅れ破壊性に優れた機械
構造用鋼において、Nに代えて、 N^*=N−(Zr/6.42)−(Ti/3.43)
−(B/0.78)を満足するN^*を0.005〜0
.030%含有し、更にZr:0.15%以下、Ti:
0.01〜0.10%、B:0.0003〜0.005
0%のうちの一種以上を含有す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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4059190A JPH03243744A (ja) | 1990-02-20 | 1990-02-20 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4059190A JPH03243744A (ja) | 1990-02-20 | 1990-02-20 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03243744A true JPH03243744A (ja) | 1991-10-30 |
Family
ID=12584751
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4059190A Pending JPH03243744A (ja) | 1990-02-20 | 1990-02-20 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03243744A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006249458A (ja) * | 2005-03-08 | 2006-09-21 | Jfe Bars & Shapes Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその製造方法 |
JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
JP2009299181A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 |
US8016953B2 (en) | 2003-02-20 | 2011-09-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
WO2011111873A1 (ja) | 2010-03-11 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 |
-
1990
- 1990-02-20 JP JP4059190A patent/JPH03243744A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US8016953B2 (en) | 2003-02-20 | 2011-09-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
US8557060B2 (en) | 2003-02-20 | 2013-10-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
JP2006249458A (ja) * | 2005-03-08 | 2006-09-21 | Jfe Bars & Shapes Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその製造方法 |
JP2009299181A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 |
JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
WO2011111873A1 (ja) | 2010-03-11 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 |
US8951365B2 (en) | 2010-03-11 | 2015-02-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel and high strength bolt excellent in delayed fracture resistance and methods of production of same |
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