【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
産業上の利用分野
本発明は、145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し、
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
用鋼の製造法に関する。
更に詳細には本発明は、構造物の大型化に伴い
自重の軽減と断面減少による材料と施行費の節約
によつて経済性の向上が要求されつつある量産鋼
である高張力鋼、更には構造物、機械部品などの
高性能化、軽量化に伴つて高応力に耐え、しかも
比強度の高いことの要求される強力鋼および超強
力鋼の製造法に関する。
従来の技術
近年、特に構造物の大型化、自動車やトラツ
ク、土木機械等の軽量化に伴い引張強さが145Kg
ｆ／mm2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100Kgｆ／mm2以上の引張強さを有
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・SCM431低
合金鋼や、0.31％Ｃ−1.8％Cr−0.2％Moの組成を
有するJIS・SNCM431の低合金鋼や、さらに0.2
％Ｃ−0.8％Cr−0.002％Ｂの組成を有するボロン
鋼などの熱延材に焼入れ、焼戻し処理を施すこと
によつて製造されている。
しかし、これらの機械構造用強靭鋼を実用に供
した場合、125Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する
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鋼棒をはじ
めとして自動車や土木機械の重要保安部品として
は品質安定性に欠けるという問題があつた。
なお、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、実用上その強度レベルが引張強さで125Kg
ｆ／mm2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
（1979）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナ
ツト、平座金セツト」において、F8T（引張強
さ：80〜100Kgｆ／mm2）、F10T（同100〜120Kgｆ／
mm2）、及びF11T（同110〜130Kgｆ／mm2）の３種に
規定され、しかもF11T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
においても引張強さが125Kgｆ／mm2を越えるもの
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％Alの組成を有す
る18％Niマルエージング鋼があり、この鋼は、
引張強さが150Kgｆ／mm2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
鋼であるため、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到つていない。
これに対して、経済的であり、高強度且つ耐遅
れ性に優れた構造用鋼として、例えば特開昭58−
61219号、特開昭58−84960号、特開昭58−113317
号、特開昭58−117856号及び特開昭58−157921号
等に各種成分の高強度鋼及びそれらの製造法が提
案されている。
しかしながら、これらの125Kgｆ／mm2を越える
引張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を発生する
危険を払底できるものではなく、それらの適用範
囲は不確定且つ十分なものでない。
発明の解決すべき問題点
本発明は上記した産業界の要求に答えるべく、
145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し且つ耐遅れ破
壊性に優れた機械構造用鋼の製造法を提供するこ
とを目的とする。
更に本発明の目的を詳細に説明すると、例えば
橋梁用高張力ボルト等に異なり、定期的な補修或
いは取替えを前提とし、一定期間、例えば1000時
間以内の遅れ破壊の発生の恐れのない、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する機械構造用鋼の製
造法を提供することを本発明の目的とする。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、特に大型ブルドーザーのシユーボルト
があり、これらに本発明により製造された鋼材を
使用することによつて上記した産業界の要求に答
えることが可能である。
すなわち、本発明は、橋梁用高張力ボルトほど
の耐遅れ破壊性でなくとも所定の期間のあいだ遅
れ破壊の発生する危険がなく、従つて定期的な補
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145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有する機械
構造用鋼の製造法を提供することを目的とする。
問題点を解決する手段
上記した本発明の目的を達成するため、本発明
者等は鋭意実験・研究を重ねた結果、1000時間以
上の期間にわたり遅れ破壊を発生せず且つ145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有する鋼を製造するに
は、低Ｐ化、低Ｓ化による粒界偏析の軽減および
清浄化は勿論のこと、低Mn化により耐遅れ破壊
性を改善し、更にMbを0.01〜0.10％含有せしめ
ると同時に製造に際して熱間圧延後870℃以上の
温度から急冷することによりＰ等の不純物元素の
オーステナイト粒界への偏析を軽減することが有
効であることを発見したものである。
従つて、本発明に従い、
Ｃ：0.20〜0.30％、
Si：0.5％以下、
Mn：0.5％未満、
Ｐ：0.01％以下、
Ｓ：0.01％以下、
Cr：0.5〜５％、
Nb：0.01〜0.10％、
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、870℃以上の温度から焼入
れを行い、次いで150〜450℃の範囲内の温度で低
温焼戻を行うことを特徴とする145Kgｆ／mm2以上
の引張強さを有し且つ耐遅れ破壊性に優れた機械
構造用鋼の製造法が提供される。
熱間圧延後焼入れする方法については特に限定
を要するものではないが、最も好ましいのは熱間
圧延を870℃以上の温度で仕上げ、そのまま直接
焼入れする方法である。その他として、熱間圧延
後に圧延材を再加熱して870℃以上の温度から焼
入れする方法がある。
なお、本明細書において鋼成分をパーセントで
表示するときはすべて重量パーセントである。
作 用
ついで、本発明の方法において採用する成分組
成及び製造条件を上記のとおりに限定した理由を
説明する。
(A) 成分組成
(a) Ｃ：
Ｃは鋼に強度を付与する作用があり、145
Kgｆ／mm2以上の引張強さを確保するには0.20
％以上必要であり、一方、0.30％を越えて含
有させると、他の合金成分と関連して靭性が
劣化すると同時に耐遅れ破壊性も劣化するの
でその含有量を0.20〜0.30％と定めた。
(b) Si：
Siは鋼の脱酸のために必要な元素である
が、その含有量が、0.5％をこえると鋼の脆
化が著しくなるため、その上限値を0.5％と
定めた。
(c) Mn：
Mnは脱酸の他、焼入性向上に有効な元素
であるが、多量に添加すると、粒界にMnの
酸化物あるいは炭化物等が生成し、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。従つて、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0.5％未満と
した。このようにMnの含有量を制限し、他
の合金成分および熱処理条件を調整すること
によつて145Kgｆ／mm2以上の引張強さを有し
且つ耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製
造が可能となる。
(d) Ｐ：
Ｐはいかなる熱処理を施してもその粒界偏
析を完全に消滅させることはできず、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、その上限を0.01％とした。
(e) Ｓ：
上述したように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、極力その含有量を低く
制限することが必要である。従つて、本発明
ではＳを0.01％以下とした。
(f) Cr：
Crは鋼の焼入性を向上させ、かつ鋼に焼
戻軟化抵抗を付与する作用があるが、その含
有量が0.5％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、その含有量を0.5
〜５％とした。
(g) Nb：
Nbは、本発明において重要な添加元素で
あり、低Ｐ、低Ｓおよび低Mnの清浄鋼に添
加されると、耐遅れ破壊特性を著しく改善せ
しめる。その効果を確保するためには、0.01
％以上の添加が必要である。他方、0.10％超
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、その範囲を0.01〜0.10％
とした。
(h) その他の元素として、本発明でその範囲を
限定していないがsol.Alは脱酸元素として必
要であり、0.01〜0.08％程度添加するのが好
ましい。しかしながら、このsol.Alの含有範
囲は通常鋼のレベルであるので本発明では特
に限定しない。
(B) 熱処理条件
(a) 焼入温度
引張強さが145Kgｆ／mm2を越える強靭鋼は、
通常の低合金鋼の熱延棒鋼あるいは熱延鋼板
をAc3点以上に再加熱した後焼入れし、引続
きAc1点以下の温度で焼戻すことにより製造
される。Ｃ含有量が0.20〜0.30％の鋼では、
焼入れは870℃以上で実施されるため、焼入
温度を870℃以上とした。また焼入方法とし
ては、圧延後直接焼入れする方法と圧延後再
加熱する方法があり、双方とも有効である
が、前者の方がγ粒界におけるＰ等の偏析が
少なくなるので、より効果的である。
その理由は、870℃以上の再結晶温度域で
圧延を仕上げ、直接焼入れを施すと、圧延〜
焼入れ間に再結晶が生じ新しいオーステナイ
ト粒が形成され、新しい粒界には不純物の偏
析が少ないからである。一方、870℃未満で
の仕上げでは870℃以上に再加熱して焼入れ
を行つても、スラブ加熱時の旧オーステナイ
ト粒界の影響が大きく、旧オーステナイト粒
界の不純物の偏析が新オーステテナイト粒界
に残る。しかし、本発明では低Ｐ、低Ｓ化を
し、さらに低Mn化に加えNbを添加すること
により粒界への偏析を極めて少なくしている
ため、上述のような870℃未満での仕上げに
よつてもよい。
(b) 焼戻温度
一般に焼入ままの鋼は降伏点が低く、機械
構造用鋼として使用さる場合に使用中に応力
緩和の増大が生じ、さらに焼入れままでは靭
性、加工性などが良好でないという問題があ
る。従つて、鋼に所定の強度および靭性を付
与するためには、焼入後、焼戻処理を行う必
要がある。一般に鋼の焼戻しは、Ac1点以下
の温度で行うが、一般的には150〜600℃の温
度範囲にて行われる。しかし、450℃を超え
る焼戻しを行う場合、強度低下が顕著になり
焼入時の強度上昇のため成分的にもより高合
金化しなければならず高コスト化につなが
ら。そこで、焼戻軟化を極力抑える目的で、
その焼戻温度は150〜450℃と定める。
実施例
次に、本発明を比較例と対比しながら実施例に
より説明する。
通常の溶解法により第１表に示す化学組成の鋼
を溶製し、直径500mm×長さ１ｍの寸法のビレツ
トに成形し、ついで前記ビレツトを1200℃に１時
間均熱した後、仕上温度を第１表(2)に示すように
種々変更して熱間圧延を実施し、25mmφの棒鋼に
仕上げた。145Kgｆ／mm2以上の強度を得るため、
熱処理としては、熱間圧延後直ちに焼入れを施す
直接焼入方法と、870℃以上の温度に再加熱した
後焼入を行う通常法を採用した。また焼戻温度
は、引張強さが145Kgｆ／mm2以上となる様に予備
実験にて確認し、それぞれ選定した。
一方、遅れ破壊の発生有無の確認は、第１図に
示すくさび挿入型の遅れ破壊試験方法によつた。
すなわち、第１図ａに示すような形状、寸法の
試験片のノツチ部（第１図ｂに示す）に第１図ｃ
に示すようなくさびを挿入して静荷重をかけ、こ
れを55℃に保持した温水中に入れ、割れの発生の
時間を観察した。なお、図中において、数字はmm
の単位の長さを示す。
1000時間を耐遅れ破壊性の一つの判断基準とし
たのは、１ケ月を機材の定期的な補修あるいは点
検期間と仮定し、その約半分の誤差を見積つたか
らである。試験環境として、55℃の温水中は、実
使用環境の最も厳しい環境に相当する。従つて、
得られた遅れ破壊時間は、実使用のうちもつとも
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。
第１表の鋼No.１〜６が本発明鋼で、鋼No.７〜９
が比較鋼である。第１表に示す試験結果からわか
るように、低Mn・低Ｐ・３％Cr・Nb添加鋼で
あるNo.１およびNo.２の鋼は極めて良好な耐遅れ破
壊性を発揮し、5000時間経過後も遅れ破壊を発生
しなかつた。しかしながら、このように良好な耐
遅れ破壊性を発揮するNo.２の鋼でもＰが0.009％
と若干高いため350℃という低温焼戻領域での焼
戻しにより粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が劣
化しており、焼戻温度としては極力この低温焼戻
領域をさけるべきである。
またNo.３の鋼において比較的遅れ破壊発生時間
が短いのはＣ量が若干高いためと推測される。
一方、No.１〜２の鋼とNo.７〜８の鋼はNb添加
の有無の効果を示しており、明らかにNb添加に
より耐遅れ破壊性が改善されていることがわか
る。
また、比較鋼のNo.９の鋼において、遅れ破壊を
発生しない時間として1000時間を確保できないの
はCrが0.35％と高く、さらにMnが0.76％と高い
ためである。
Industrial Application Field The present invention has a tensile strength of 145 Kgf/mm 2 or more,
The present invention also relates to a method for manufacturing steel for machine structures, such as high-tensile bolts and PC steel bars with excellent delayed fracture resistance, and high-tensile steel plates for large machines. More specifically, the present invention relates to high-strength steel, which is mass-produced steel, which is required to improve economic efficiency by reducing self-weight and reducing cross-section to save material and construction costs as structures become larger. This invention relates to a method for manufacturing strong steel and ultra-strong steel, which are required to withstand high stress and have high specific strength as structures, mechanical parts, etc. are improved in performance and reduced in weight. Conventional technology In recent years, tensile strength has increased to 145 kg due to the increase in the size of structures and the reduction in weight of automobiles, trucks, civil engineering machinery, etc.
Machine structural steel with f/mm 2 or more, especially high-tensile bolts and
There is a growing demand for the development of PC steel bars. Conventionally, strong steel for mechanical structures, which generally has a tensile strength of 100Kgf/mm2 or more , has been made of, for example, 0.35%C-1.0.
JIS/SCM431 low alloy steel with a composition of %Cr-0.2%Mo, JIS/SNCM431 low alloy steel with a composition of 0.31%C-1.8%Cr-0.2%Mo, and even 0.2
It is manufactured by quenching and tempering a hot rolled material such as boron steel having a composition of %C-0.8%Cr-0.002%B. However, when these high-strength steels for machine structures are put into practical use, those with a tensile strength of 125 Kgf/mm 2 or more may suffer delayed fracture during use, so high-tensile bolts and PC steels are used. There was a problem with the lack of quality stability when used as important safety parts for automobiles and civil engineering machinery, including rods. Note that delayed fracture is a phenomenon in which steel under a static load suddenly breaks brittle after a certain period of time, and is considered to be a type of hydrogen embrittlement due to hydrogen penetrating into the steel from the external environment. For this reason, the mechanical structural steel mentioned above has a practical strength level of 125 kg in terms of tensile strength.
Currently, it is limited to f/mm 2 or less, and for example, for high-strength bolts, JIS B-1186
(1979) in "High-strength hexagonal bolts, hexagonal nuts, and plain washers set for friction bonding", F8T (tensile strength: 80 to 100Kgf/ mm2 ), F10T (tensile strength: 100 to 120Kgf/mm2),
mm 2 ) and F11T (110 to 130 Kgf/mm 2 ), and there is a caution to avoid using F11T as much as possible. Also,
Even in steel plates for civil engineering and construction machinery that require wear resistance, those with a tensile strength exceeding 125 kgf/mm 2 have a problem of delayed fracture during use. On the other hand, for example, 18%Ni-7.5 is a steel with superior delayed fracture resistance than the ordinary low-alloy steel mentioned above.
There is an 18%Ni maraging steel with a composition of %Co-5%Mo-0.5%Ti-0.1%Al, and this steel is
Steels with a tensile strength of around 150Kgf/mm2 can be used without fear of delayed fracture, but because they are extremely expensive steels, they have only been put to practical use in very limited applications due to economical reasons. Therefore, it has not yet been widely used for mechanical structures. On the other hand, as a structural steel that is economical, has high strength, and has excellent delay resistance, for example, JP-A-58-
No. 61219, JP-A-58-84960, JP-A-58-113317
High-strength steels with various components and methods for producing them have been proposed in Japanese Patent Application Laid-open No. 58-117856 and Japanese Patent Application Laid-open No. 58-157921. However, even these steels with a tensile strength exceeding 125 Kgf/mm 2 cannot completely eliminate the risk of delayed fracture to the extent that they can be used, for example, in high-tensile bolts for bridges, and their range of application is uncertain. And it's not enough. Problems to be solved by the invention In order to meet the above-mentioned demands of the industry, the present invention has the following problems:
The object of the present invention is to provide a method for manufacturing steel for machine structural use, which has a tensile strength of 145 Kgf/mm 2 or more and has excellent delayed fracture resistance. To explain the purpose of the present invention in more detail, for example, unlike high-tensile bolts for bridges, etc., 145Kg bolts must be repaired or replaced periodically, and there is no risk of delayed failure within a certain period of time, for example, 1000 hours.
It is an object of the present invention to provide a method for producing mechanical structural steel having a tensile strength of f/mm 2 or more. Examples of such uses include high-strength steel for various structures, steel for bolts and high-strength steel plates for automobiles, civil engineering machines, and industrial machinery, especially bolts for large bulldozers, and the steel manufactured by the present invention can be used in these. By using it, it is possible to meet the above-mentioned industrial demands. That is, even if the present invention does not have delayed fracture resistance as high as that of high-tensile bridge bolts, there is no risk of delayed fracture occurring for a predetermined period of time, and therefore it is suitable for parts that require periodic repair or replacement. The purpose of the present invention is to provide a method for producing mechanical structural steel having a tensile strength of 145 Kgf/mm 2 or more, which can be used for. Means for Solving the Problems In order to achieve the above-mentioned object of the present invention, the inventors of the present invention have conducted extensive experiments and research, and have found that no delayed fracture occurs over a period of 1000 hours or more, and a 145 kg
In order to produce steel with a tensile strength of f/mm 2 or more, it is necessary to reduce grain boundary segregation and cleanliness by lowering P and S, as well as improving delayed fracture resistance by lowering Mn. Furthermore, it was found that it is effective to reduce the segregation of impurity elements such as P to austenite grain boundaries by containing 0.01 to 0.10% Mb and at the same time rapidly cooling from a temperature of 870°C or higher after hot rolling during manufacturing. This is what I discovered. Therefore, according to the present invention, C: 0.20-0.30%, Si: 0.5% or less, Mn: less than 0.5%, P: 0.01% or less, S: 0.01% or less, Cr: 0.5-5%, Nb: 0.01-0.10. %, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities. After hot rolling, the steel is quenched at a temperature of 870°C or higher, and then low-temperature tempered at a temperature within the range of 150 to 450°C. A method for manufacturing a mechanical structural steel having a characteristic tensile strength of 145 Kgf/mm 2 or more and excellent delayed fracture resistance is provided. The method of quenching after hot rolling is not particularly limited, but the most preferable method is to finish hot rolling at a temperature of 870° C. or higher and directly quench as is. Another method is to reheat the rolled material after hot rolling and quench it to a temperature of 870°C or higher. In this specification, when steel components are expressed in percentages, they are all percentages by weight. Effect Next, the reason why the component composition and manufacturing conditions employed in the method of the present invention are limited as described above will be explained. (A) Composition (a) C: C has the effect of imparting strength to steel, and 145
0.20 to ensure tensile strength of Kgf/mm 2 or more
On the other hand, if the content exceeds 0.30%, the toughness and delayed fracture resistance will deteriorate at the same time in relation to other alloy components, so the content was set at 0.20 to 0.30%. (b) Si: Si is an element necessary for deoxidizing steel, but if its content exceeds 0.5%, the steel will become significantly brittle, so the upper limit was set at 0.5%. (c) Mn: Mn is an effective element for deoxidizing and improving hardenability, but when added in large amounts, Mn oxides or carbides are formed at grain boundaries, causing grain boundary embrittlement. , promoting the occurrence of delayed fracture. Furthermore, since Mn combines with S and becomes a starting point for cracking, its content must be reduced as much as possible in order to improve delayed fracture resistance. Therefore, in the present invention, which aims to improve delayed fracture resistance, the Mn content is set to less than 0.5%. By limiting the Mn content and adjusting other alloy components and heat treatment conditions, we have developed a mechanical structural steel that has a tensile strength of 145Kgf/mm2 or more and excellent delayed fracture resistance. Manufacturing becomes possible. (d) P: The grain boundary segregation of P cannot be completely eliminated no matter what heat treatment is applied, and
Since it lowers grain boundary strength and deteriorates delayed fracture resistance, the upper limit was set at 0.01%. (e) S: As mentioned above, S combines with Mn and becomes a starting point for cracks, and even when S is alone, it segregates at grain boundaries and promotes embrittlement, so it is necessary to limit its content as low as possible. . Therefore, in the present invention, S is set to 0.01% or less. (f) Cr: Cr has the effect of improving the hardenability of steel and imparting temper softening resistance to the steel, but if its content is less than 0.5%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, since Cr is an expensive alloying element, its content was reduced to 0.5 in consideration of economic efficiency.
~5%. (g) Nb: Nb is an important additive element in the present invention, and when added to low P, low S and low Mn clean steel, it significantly improves delayed fracture resistance. To ensure its effectiveness, 0.01
It is necessary to add more than %. On the other hand, if more than 0.10% is added, the effect will be saturated and the cost will be high, so the range should be reduced to 0.01 to 0.10%.
And so. (h) As other elements, sol.Al is necessary as a deoxidizing element, although its scope is not limited in the present invention, and it is preferably added in an amount of about 0.01 to 0.08%. However, since the content range of this sol.Al is at the level of ordinary steel, it is not particularly limited in the present invention. (B) Heat treatment conditions (a) Quenching temperature Tough steel with a tensile strength exceeding 145Kgf/ mm2 is
It is manufactured by reheating a hot-rolled steel bar or hot-rolled steel sheet made of ordinary low alloy steel to a temperature of Ac 3 or higher, quenching it, and then tempering it at a temperature of Ac 1 or lower. In steel with C content of 0.20-0.30%,
Since quenching is carried out at 870°C or higher, the quenching temperature was set at 870°C or higher. In addition, there are two methods of quenching: direct quenching after rolling and reheating after rolling, both of which are effective, but the former is more effective because it reduces the segregation of P, etc. at the γ grain boundaries. It is. The reason is that if you finish rolling in the recrystallization temperature range of 870℃ or higher and directly quench it, the rolling
This is because recrystallization occurs during quenching, forming new austenite grains, and there is less segregation of impurities at the new grain boundaries. On the other hand, in finishing at less than 870℃, even if the slab is reheated to 870℃ or higher and quenched, the influence of the old austenite grain boundaries during slab heating is large, and the segregation of impurities at the old austenite grain boundaries is caused by the segregation of impurities at the new austenite grain boundaries. remains in However, in the present invention, by reducing P and S, as well as reducing Mn and adding Nb, segregation to grain boundaries is extremely reduced, so finishing at temperatures below 870°C as described above is possible. You can read it. (b) Tempering temperature Generally, as-quenched steel has a low yield point, and when used as mechanical structural steel, stress relaxation increases during use, and furthermore, as-quenched steel has poor toughness and workability. There's a problem. Therefore, in order to impart a predetermined strength and toughness to steel, it is necessary to perform a tempering treatment after quenching. Generally, tempering of steel is performed at a temperature below Ac 1 point, but generally in a temperature range of 150 to 600°C. However, when tempering exceeds 450°C, the strength decreases significantly, and in order to increase the strength during quenching, it is necessary to use a higher alloy composition, which leads to higher costs. Therefore, in order to suppress tempering softening as much as possible,
The tempering temperature is determined to be 150 to 450°C. EXAMPLES Next, the present invention will be explained by examples in comparison with comparative examples. Steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted using a normal melting method, formed into a billet with dimensions of 500 mm in diameter x 1 m in length, and then the billet is soaked at 1200°C for 1 hour, and then the finishing temperature is lowered. As shown in Table 1 (2), hot rolling was carried out with various modifications, and a steel bar of 25 mmφ was finished. In order to obtain a strength of 145Kgf/mm 2 or more,
For heat treatment, we adopted a direct quenching method in which quenching is performed immediately after hot rolling, and a conventional method in which quenching is performed after reheating to a temperature of 870°C or higher. Further, the tempering temperature was confirmed in preliminary experiments and selected so that the tensile strength would be 145 Kgf/mm 2 or more. On the other hand, the presence or absence of delayed fracture was confirmed by the wedge insertion type delayed fracture test method shown in FIG. That is, the notch part (shown in FIG. 1b) of a test piece having the shape and dimensions shown in FIG.
A static load was applied by inserting a wedge as shown in the figure below, and the wedge was placed in warm water maintained at 55°C to observe the time it took for cracks to occur. In addition, in the figure, the numbers are mm
Indicates the length of the unit. The reason we used 1000 hours as one of the criteria for determining delayed fracture resistance was because we assumed that one month was the period for regular maintenance or inspection of equipment, and estimated an error of about half of that. The test environment in warm water at 55°C corresponds to the harshest environment in actual use. Therefore,
The obtained delayed fracture time is considered to correspond to the delayed fracture occurrence time in the harshest environment in actual use. Steel Nos. 1 to 6 in Table 1 are the steels of the present invention, and steel Nos. 7 to 9
is the comparative steel. As can be seen from the test results shown in Table 1, steels No. 1 and No. 2, which are low Mn, low P, 3% Cr, and Nb added steels, exhibited extremely good delayed fracture resistance, and after 5000 hours No delayed destruction occurred even after the elapsed time. However, even No. 2 steel, which exhibits good delayed fracture resistance, has a P content of 0.009%.
Tempering at a low temperature of 350°C lowers the grain boundary strength and deteriorates delayed fracture resistance, so tempering at a low temperature of 350°C should be avoided as much as possible. In addition, it is presumed that the relatively short delayed fracture initiation time in steel No. 3 is due to the slightly high C content. On the other hand, steels Nos. 1 and 2 and steels Nos. 7 and 8 show the effects of the presence or absence of Nb addition, and it can be seen that delayed fracture resistance is clearly improved by Nb addition. Furthermore, in comparison steel No. 9, it is not possible to secure 1000 hours as the time without delayed fracture because the Cr content is high at 0.35% and the Mn content is also high at 0.76%.
【表】
発明の効果
以上の実施例よりＣ：0.20〜0.30％、Si：0.5％
以下、Mn：0.5％未満、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：
0.01％以下、Cr：0.5〜５％およびNb：0.01〜
0.10％を含有し、残りがFeと不可避的不純物から
なる鋼を、熱間圧延後、870℃以上の仕上温度か
ら急冷し、150〜450℃の温度範囲内で低温焼戻処
理を行うか、あるいは熱間圧延後870℃以上の温
度で再加熱焼入処理を施し、150〜450℃の温度範
囲内で低温焼戻処理を行うことによつて、145Kg
ｆ／mm2以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性
の優れた機械構造用鋼を製造し得ることが判明し
た。
すなわち本発明の方法に従うと、145Kgｆ／mm2
以上の引張強さを有し、かつ1000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
取替えを前提とし、必要な耐遅れ破壊性の程度の
明確な用途の鋼材、例えば大型ブルドーザーのシ
ユーボルトなどには本発明の方法により製造され
た機械構造用鋼を広範囲に使用できる。[Table] Effects of the invention From the above examples, C: 0.20-0.30%, Si: 0.5%
Below, Mn: less than 0.5%, P: less than 0.01%, S:
0.01% or less, Cr: 0.5~5% and Nb: 0.01~
After hot rolling, a steel containing 0.10% Fe and unavoidable impurities is rapidly cooled from a finishing temperature of 870°C or higher, and then subjected to low-temperature tempering within a temperature range of 150 to 450°C, or Alternatively, by performing reheating and quenching at a temperature of 870℃ or higher after hot rolling, and then performing a low-temperature tempering treatment within a temperature range of 150 to 450℃, 145Kg
It has been found that it is possible to produce a mechanical structural steel having a tensile strength of f/mm 2 or more and excellent delayed fracture resistance. That is, according to the method of the present invention, 145Kgf/mm 2
It is possible to obtain a mechanical structural steel that has a tensile strength of 1,000 hours or more and does not cause delayed fracture for a period of 1000 hours or more. The mechanical structural steel produced by the method of the present invention can be widely used for steel materials with clear uses such as bolts for large bulldozers.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]
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
ある。第１図ａは試験片を示し、第１図ｂは試験
片のノツチ部の詳細を示し、第１図ｃ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。なお、図中において数字はmmの単位の長さ
を示す。
FIG. 1 is a diagram showing the shapes and dimensions of the test piece and wedge used in the delayed fracture test conducted in this example. Figure 1a shows the specimen, Figure 1b shows details of the notch in the specimen, and Figure 1c shows a wedge for insertion into the notch of the specimen to apply a load. In addition, in the figure, the numbers indicate the length in mm.