JPH0454725B2 - - Google Patents
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- JPH0454725B2 JPH0454725B2 JP60016108A JP1610885A JPH0454725B2 JP H0454725 B2 JPH0454725 B2 JP H0454725B2 JP 60016108 A JP60016108 A JP 60016108A JP 1610885 A JP1610885 A JP 1610885A JP H0454725 B2 JPH0454725 B2 JP H0454725B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は、125Kgｆ／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125Kg
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、
125Kgｆ／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と異なり、定期的な補修或
いは取替えを前提し、一定期間、例えば5000時間
以内の遅れ破壊の発生の恐れのない、125Kgｆ／
mm2以上の引張強さを有する機械構造用鋼の製造法
を提供抗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のなく、従つて定期的な補
修或いは取替えを前提する部品等に好適に使用で
きる125Kgｆ／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、5000時間以
上の期間にわたり遅れ破壊を発生せず且つ125Kg
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、更には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。 本発明に従うと、 Ｃ：0.18〜0.30％未満、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.1〜５％、 Nb：0.005〜0.1％、 を含有し、更にＶ：0.3％以下、Ｂ：0.005％以
下、Ti：0.05％以下及びMo：0.5％以下のうち１
種または２種以上を含有し、残部がFe及び不可
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150〜600℃の範
囲内の温度で低温焼戻を行うことを特徴とする
125Kgｆ／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。 熱間圧延後に焼入れする方法は特に限定を要す
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。 更に、本発明の態様に従うと、焼入れ後の圧延
材について150〜300℃の範囲内の温度で低温焼戻
を行う。 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るが、そ
の含有量が0.18％未満では所望の強度を確保
することができず、一方、0.30％以上含有さ
せると、他の合金成分と関連して靭性が劣化
するようになることから、その含有量を0.18
〜0.30％未満と定めた。 (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125Kgｆ／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、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0.1％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、その含有量を0.1
〜５％とした。 (g) Nb： Nbは、本発明鋼のような清浄鋼に添加さ
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、0.005％
以上の添加が必要である。他方、0.1％以上
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0.005〜0.1％
とした。 (h) Ｖ： Ｖは鋼を再粒化し、さらに析出硬化して鋼
の強度を向上させる作用があるので、より高
い強度が要求される場合に必要に応じて添加
するが、0.3％を越えて含有させると添加効
果が飽和し、より一層の強度向上効果は得ら
れないことから、0.3％をその上限とした。 (i) Ｂ、Ti及びMo： これらの成分には、鋼の焼入性を一段と向
上させる作用があるので、特に鋼寸法が大き
い場合に高強度を確保する目的で必要に応じ
て添加するが、Ｂ、TiはそれぞれＢ：0.005
％及びTi：0.05％を越えて含有させると、鋼
の靭性が劣化するようになり、かつTiにお
いては被削性も劣化するようになることか
ら、それぞれＢ：0.03％以下、Ti：0.05％以
下と定めた。また、Moについては0.5％を越
えて添加しても、その効果は飽和し、コスト
的上昇を招くだけのため、その上限を0.5％
とした。 (B) 熱処理条件 (a) 焼入温度 引張強さが125Kgｆ／mm2を越える強靭性は、
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0.18〜0.35％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℃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、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ナイト粒界に残
る。しかし、本発明では、低Ｐ、低Ｓ化を行
い、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、上記870℃未満での仕上げでもよい。 (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、300〜400℃の範囲では、低温焼
戻脆化を生じ易く、耐遅れ破壊性を劣化させる
傾向を有すので、この範囲での焼戻しは避ける
方が良い。逆に成分的にも所要の強度を得るた
めの焼戻温度がこの範囲にならないよう配慮す
べきである。 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、仕上温度が870℃以上になるよう
に熱間圧延を実施し、25mmφの棒鋼に仕上げた。
125Kgｆ／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125Kgｆ／mm2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。 5000時間を耐遅れ破壊性の一つの判断基準とし
たのは、３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２倍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.１〜４が本発明鋼で、鋼No.５〜７
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、Nbを添加した鋼においては、高強度
化されても遅れ破壊発生時間は長い。 No.１、３、４の鋼のようにTi、Ｂを添加、あ
るいはNo.１の鋼のようにMoを添加、No.２の鋼の
ようにＶを添加しても耐遅れ破壊性が劣化しない
ことがわかる。このように、耐遅れ破壊性の改善
には、低Mn、低Ｐ化が重要なポイントであり、
Nb添加はさらに効果的であることがわかる。 一方、比較例のNo.５の鋼はMnが１％と高いた
め、No.６の鋼はＣが0.38％と高いため、No.７の鋼
はＣが0.39％と高く、かつＰが0.030％と高いた
めに耐遅れ破壊性が劣化したものと推察される。
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125Kg
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、
125Kgｆ／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と異なり、定期的な補修或
いは取替えを前提し、一定期間、例えば5000時間
以内の遅れ破壊の発生の恐れのない、125Kgｆ／
mm2以上の引張強さを有する機械構造用鋼の製造法
を提供抗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のなく、従つて定期的な補
修或いは取替えを前提する部品等に好適に使用で
きる125Kgｆ／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、5000時間以
上の期間にわたり遅れ破壊を発生せず且つ125Kg
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、更には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。 本発明に従うと、 Ｃ：0.18〜0.30％未満、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.1〜５％、 Nb：0.005〜0.1％、 を含有し、更にＶ：0.3％以下、Ｂ：0.005％以
下、Ti：0.05％以下及びMo：0.5％以下のうち１
種または２種以上を含有し、残部がFe及び不可
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150〜600℃の範
囲内の温度で低温焼戻を行うことを特徴とする
125Kgｆ／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。 熱間圧延後に焼入れする方法は特に限定を要す
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。 更に、本発明の態様に従うと、焼入れ後の圧延
材について150〜300℃の範囲内の温度で低温焼戻
を行う。 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るが、そ
の含有量が0.18％未満では所望の強度を確保
することができず、一方、0.30％以上含有さ
せると、他の合金成分と関連して靭性が劣化
するようになることから、その含有量を0.18
〜0.30％未満と定めた。 (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125Kgｆ／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、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0.1％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、その含有量を0.1
〜５％とした。 (g) Nb： Nbは、本発明鋼のような清浄鋼に添加さ
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、0.005％
以上の添加が必要である。他方、0.1％以上
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0.005〜0.1％
とした。 (h) Ｖ： Ｖは鋼を再粒化し、さらに析出硬化して鋼
の強度を向上させる作用があるので、より高
い強度が要求される場合に必要に応じて添加
するが、0.3％を越えて含有させると添加効
果が飽和し、より一層の強度向上効果は得ら
れないことから、0.3％をその上限とした。 (i) Ｂ、Ti及びMo： これらの成分には、鋼の焼入性を一段と向
上させる作用があるので、特に鋼寸法が大き
い場合に高強度を確保する目的で必要に応じ
て添加するが、Ｂ、TiはそれぞれＢ：0.005
％及びTi：0.05％を越えて含有させると、鋼
の靭性が劣化するようになり、かつTiにお
いては被削性も劣化するようになることか
ら、それぞれＢ：0.03％以下、Ti：0.05％以
下と定めた。また、Moについては0.5％を越
えて添加しても、その効果は飽和し、コスト
的上昇を招くだけのため、その上限を0.5％
とした。 (B) 熱処理条件 (a) 焼入温度 引張強さが125Kgｆ／mm2を越える強靭性は、
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0.18〜0.35％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℃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、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ナイト粒界に残
る。しかし、本発明では、低Ｐ、低Ｓ化を行
い、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、上記870℃未満での仕上げでもよい。 (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、300〜400℃の範囲では、低温焼
戻脆化を生じ易く、耐遅れ破壊性を劣化させる
傾向を有すので、この範囲での焼戻しは避ける
方が良い。逆に成分的にも所要の強度を得るた
めの焼戻温度がこの範囲にならないよう配慮す
べきである。 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、仕上温度が870℃以上になるよう
に熱間圧延を実施し、25mmφの棒鋼に仕上げた。
125Kgｆ／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125Kgｆ／mm2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。 5000時間を耐遅れ破壊性の一つの判断基準とし
たのは、３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２倍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.１〜４が本発明鋼で、鋼No.５〜７
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、Nbを添加した鋼においては、高強度
化されても遅れ破壊発生時間は長い。 No.１、３、４の鋼のようにTi、Ｂを添加、あ
るいはNo.１の鋼のようにMoを添加、No.２の鋼の
ようにＶを添加しても耐遅れ破壊性が劣化しない
ことがわかる。このように、耐遅れ破壊性の改善
には、低Mn、低Ｐ化が重要なポイントであり、
Nb添加はさらに効果的であることがわかる。 一方、比較例のNo.５の鋼はMnが１％と高いた
め、No.６の鋼はＣが0.38％と高いため、No.７の鋼
はＣが0.39％と高く、かつＰが0.030％と高いた
めに耐遅れ破壊性が劣化したものと推察される。
【表】
【表】
発明の効果
以上の実施例よりＣ：0.18〜0.35％、Si：0.5％
以下、Mn：0.5％未満、Ｐ：0.01以下、Cr：0.1〜
５％、Nb：0.005〜0.1％を含有し、さらにＶ：
0.3％以下、Ｂ：0.005％以下、およびTi：0.05％
以下およびMo：0.5％以下のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が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、150〜600℃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、150〜600℃の温度範囲
内で低温焼戻処理を行うことによつて、125Kg
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、125Kgｆ／mm2
以上の引張強さを有し、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う
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。
以下、Mn：0.5％未満、Ｐ：0.01以下、Cr：0.1〜
５％、Nb：0.005〜0.1％を含有し、さらにＶ：
0.3％以下、Ｂ：0.005％以下、およびTi：0.05％
以下およびMo：0.5％以下のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が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、150〜600℃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、150〜600℃の温度範囲
内で低温焼戻処理を行うことによつて、125Kg
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、125Kgｆ／mm2
以上の引張強さを有し、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う
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。
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。
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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.18〜0.30％未満、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％未満、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.1〜５％、 Nb：0.005〜0.1％、 を含有し、更にＶ：0.3％以下、Ｂ：0.005％以
下、Ti：0.05％以下及びMo：0.5％以下のうち１
種または２種以上を含有し、残部がFe及び不可
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150〜600℃の範
囲内の温度で低温焼戻を行うことを特徴とする
125Kgｆ／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。 ２ 上記低温焼戻を150〜300℃の範囲内の温度で
行う特許請求の範囲第１項記載の耐遅れ破壊性に
優れた機械構造用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1610885A JPS61174326A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1610885A JPS61174326A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61174326A JPS61174326A (ja) | 1986-08-06 |
| JPH0454725B2 true JPH0454725B2 (ja) | 1992-09-01 |
Family
ID=11907318
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1610885A Granted JPS61174326A (ja) | 1985-01-29 | 1985-01-29 | 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61174326A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0726177B2 (ja) * | 1991-02-15 | 1995-03-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性の優れた高強度耐火ボルト |
| JP2943506B2 (ja) * | 1992-06-05 | 1999-08-30 | 日本鋼管株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた車輌部材用超高張力電縫鋼管 |
| JP5167616B2 (ja) * | 2005-10-31 | 2013-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト |
| JP5726604B2 (ja) * | 2010-06-11 | 2015-06-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度ボルト用鋼 |
| CN114875308B (zh) * | 2022-04-08 | 2023-04-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种薄规格高强度核反应堆安全壳用钢及其制造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58174551A (ja) * | 1982-04-03 | 1983-10-13 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボロン含有鋼およびその製造方法 |
| JPS59162252A (ja) * | 1983-03-07 | 1984-09-13 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| JPS60114551A (ja) * | 1983-11-25 | 1985-06-21 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
-
1985
- 1985-01-29 JP JP1610885A patent/JPS61174326A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58174551A (ja) * | 1982-04-03 | 1983-10-13 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ボロン含有鋼およびその製造方法 |
| JPS59162252A (ja) * | 1983-03-07 | 1984-09-13 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| JPS60114551A (ja) * | 1983-11-25 | 1985-06-21 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61174326A (ja) | 1986-08-06 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |