JPH08120399A

JPH08120399A - 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼

Info

Publication number: JPH08120399A
Application number: JP26033794A
Authority: JP
Inventors: Naoyuki Kuratomi; 直行倉富; Takahiro Kushida; 隆弘櫛田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-10-25
Filing date: 1994-10-25
Publication date: 1996-05-14

Abstract

(57)【要約】【目的】耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼を提供す
る。【構成】重量％で、Ｃ：0.20〜0.50％、Si：0.5 〜2.0
％、Mn：0.5 ％未満、Ｐ： 0.015％以下、Ｓ：0.01％以
下、Cu：0.10〜1.00％、Cr：0.10〜1.50％、Mo：0.05％
以下、Ｗ：0.05〜1.0 ％、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.00
5 〜0.20％、Ni：0.05〜0.50％、Ｖ：0.01〜0.30％を含
有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満たし、残部は実質的に
Feおよび不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた
機械構造用鋼。これらの成分に加えて更に、Zr：0.01〜
0.15％、Ti：0.01〜0.10％およびＢ： 0.003〜0.0050％
のうちの１種以上を含有していても良い。また、組織は
焼入れ焼戻し組織であることが望ましい。【効果】定期的な取り替えを前提とした140kgf/mm²以上
の引張強さを持つ機械構造用鋼を得ることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、140kgf/mm²以上の引張
強さを有し、かつ、耐遅れ破壊性に優れた高張力ボルト
やＰＣ鋼棒、更には大型機械用の高張力鋼板として使用
される機械構造用鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、特に構造物の大型化、自動車やト
ラックおよび土木・鉱山機械などの軽量化に伴い、今ま
で以上に高強度な機械構造用鋼、特に高張力ボルトやＰ
Ｃ鋼棒の開発が必要とされている。

【０００３】従来、一般に使用されている機械構造用鋼
は、引張強さ100kgf/mm²レベルでは例えば、 0.4％Ｃ−
1.05％Cr−0.23％Moの組成を有するJIS G 4105(1989)に
規定されたSCM440の低合金鋼、引張強さ130kgf/mm²レベ
ルでは、例えば、0.17％Ｃ−３％Ni− 1.6％Cr− 0.5％
Moの組成を有するJIS G 4103(1989)に規定されたSNCM61
6 の低合金鋼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。また、引張強さ174kgf/mm²
レベルのものは、上記の低合金鋼の熱間圧延材に熱処理
条件を変えて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、使用中に遅れ破壊を生じることがあるため、高
張力ボルトやＰＣ鋼棒を始めとして自動車や土木用機械
の重要保安部品として用いるに際し、品質の安定性に欠
けることが問題となっていた。

【０００４】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。

【０００５】このようなことから、上記の機械構造用鋼
においては、今のところその強度レベルを引張強さで10
0kgf/mm²以下にすることが実用上望ましいとされてい
る。

【０００６】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るが、極めて高価であるために
経済性の観点から用途が限られている。そこで、経済性
を考慮した高強度かつ耐遅れ破壊性に優れた構造用鋼お
よび高強度ボルト用鋼が、例えば、特開昭58−84960
号、同61−117248号、同58−157921号および同58−6121
9 号の各公報で提案されている。更に、特開平３−2437
45号公報や特開平２−145746号公報などに、各種成分を
添加して耐遅れ破壊性を改善した鋼およびその製造法が
提案されているが、靱性や水素透過性の点で必ずしも十
分とは言えない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した産業
界の要請に応えるべく、140kgf/mm²以上の引張強さを有
し、か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な
どのように恒久的に使用するのではなくて、定期的な補
修あるいは取り替えを前提とし、一定期間内に遅れ破壊
の発生の恐れのない140kgf/mm²以上の引張強さを有する
機械構造用鋼を安価に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および高張力鋼板が
あり、これらに本発明鋼を使用することによって上記の
産業界の要求に応えることができる。

【０００８】すなわち、本発明は所定の期間ならば遅れ
破壊の発生する危険がなく、従って定期的な取り替えを
前提として安全に使用できる140kgf/mm²以上の引張強さ
を有する機械構造用鋼を安価に提供することを目的とし
てなされたものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】これまでにCr含有量が低
くCuを添加した耐遅れ破壊性に優れた構造用鋼は開発さ
れているが、Cuの耐遅れ破壊性向上に対する機構の解明
は十分ではなかった。

【００１０】そこで本発明者は、まずCu添加が耐遅れ破
壊性に及ぼす影響について研究した結果、Cuは腐食速度
を下げることにより水素の侵入を抑制し、遅れ破壊の原
因である水素脆化を防止することにより耐遅れ破壊性を
向上するという知見を得た。

【００１１】一方、本発明者は更なる耐遅れ破壊性の向
上を図るため、Cu以外に水素侵入抑制効果を持つ元素を
調査した。その結果、これまでに開発されている多くの
耐遅れ破壊性に優れた構造用鋼に添加されているMoは、
単独では水素過電圧を下げることにより水素侵入抑制効
果を示し、この効果により遅れ破壊の原因となる水素脆
化を防止して耐遅れ破壊性を向上させることを知見し
た。そこで、CuおよびMo以外の元素の含有量は一定とし
て、すなわち、重量％で、Ｃ：0.41％、Si： 1.26 ％、
Mn：0.35％、Ｐ：0.005 ％、Ｓ：0.008 ％、Cr：1.0
％、Al：0.10％、Ni：0.46％、Nb：0.173 ％、Ｖ：0.05
％とし、Cuを無添加または0.3 重量％添加した鋼に水素
侵入抑制機構の異なるMoを追加添加して、更なる水素侵
入抑制効果とそれに伴う耐遅れ破壊性の向上を期待した
が、図１に示すように、この化学組成の鋼に対しては顕
著な効果は得られなかった。

【００１２】そこで、更に実験、研究を重ねた結果、Ｗ
がMoと同様の作用で水素侵入抑制効果を有し、図２に示
すように、CuとＷを複合添加すれば水素侵入抑制効果が
飛躍的に向上し、Cu単独添加鋼の場合よりも耐遅れ破壊
性の向上に有効であるという新しい知見を得た。なお、
図２の結果は、CuおよびＷ以外の元素の含有量は一定と
して、すなわち、重量％で、Ｃ： 0.41 ％、Si： 1.26
％、Mn：0.35％、Ｐ：0.005 ％、Ｓ：0.008 ％、Cr：1.
0 ％、Mo： 0.007％、Al：0.10％、Ni：0.46％、Nb：0.
173 ％、Ｖ： 0.05 ％とし、Cuを無添加または 0.3重量
％添加した鋼でのものである。

【００１３】そこで本発明者は次に、ＷがMoと同様の水
素過電圧の降下作用により水素の鋼中侵入を抑制するに
もかかわらずMoとは異なって、Cuとの複合添加で耐遅れ
破壊性を向上させる原因について鋭意検討を行った。そ
の結果、図３に自然電位曲線を示すように、Mo添加鋼
の場合に比べてＷ添加鋼では自然電位の貴側へのシフト
がずいぶんと小さいこと、Cu添加鋼の場合は自然電位
のシフトがほとんど認められないこと、が明らかとなっ
た。

【００１４】これより、Moの場合にはCuと複合添加すれ
ば、Moによる水素侵入抑制効果発生時に起こる自然電位
上昇が大きいために、Cuによる水素侵入抑制効果発生時
の自然電位の不変と相反し、結果として互いの水素侵入
抑制効果を打ち消し合うこととなる。一方Ｗの場合に
は、Moに比べて自然電位の上昇がはるかに小さいため、
Cuと複合添加しても互いの水素侵入抑制作用には相反す
る現象を伴わず、従って水素侵入抑制効果は重畳するこ
ととなり、耐遅れ破壊性の向上に有効であることが新た
な知見として得られたのである。なお図３の結果は、ベ
ース鋼（Ｃ：0.20％、Si：0.50％、Mn：0.49％、Ｐ：0.
012 ％、Ｓ：0.002 ％、Cr：0.10％、Al：0.015 ％、N
b：0.035 ％、Ni：0.06％、Ｖ：0.02％）と、これに
Ｗ、MoおよびCuを単独にそれぞれ0.5 ％、0.5 ％、0.3
％添加した鋼でのものである。

【００１５】また、これまでに低Ｐ・低Ｓ化による粒界
偏析の軽減および清浄化が耐遅れ破壊性を向上すること
が知られており、本発明鋼においてもＰおよびＳの含有
量を低下させて、耐遅れ破壊性の一層の向上を図った。

【００１６】本発明は上記の知見に基づいてなされたも
ので、その要旨は下記（１）〜（５）の耐遅れ破壊性に
優れた機械構造用鋼にある。

【００１７】（１）重量％で、Ｃ：0.20〜0.50％、Si：
0.5 〜2.0 ％、Mn：0.5 ％未満、Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下、Cu：0.10〜1.00％、Cr：0.10〜1.50
％、Mo：0.05％以下、Ｗ：0.05〜1.0 ％、Al：0.01〜0.
10％、Nb：0.005 〜0.20％、Ni：0.05〜0.50％、Ｖ：0.
01〜0.30％を含有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満たし、
残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる耐遅れ
破壊性に優れた機械構造用鋼。

【００１８】（２）上記（１）に記載の成分に加えて更
に、重量％で、0.01〜0.15％のZrを含有し、かつ、Cu＋
Ｗ≧ 0.2％を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的
不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。

【００１９】（３）上記（１）に記載の成分に加えて更
に、重量％で、0.01〜0.10％のTi及び0.0003〜0.0050％
のＢのうちの１種以上を含有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％
を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物から
なる耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。

【００２０】（４）上記（１）に記載の成分に加えて更
に、重量％で、0.01〜0.15％のZr、ならびに0.01〜0.10
％のTi及び0.0003〜0.0050％のＢのうちの１種以上を含
有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満たし、残部は実質的に
Feおよび不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた
機械構造用鋼。

【００２１】（５）焼入れ焼戻し組織からなる上記
（１）〜（４）のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れ
た機械構造用鋼。

【００２２】

【作用】以下に、本発明における鋼の化学組成および組
織を上記のように限定する理由について述べる。なお、
「％」は「重量％」を意味する。

【００２３】（Ａ）鋼の化学組成Ｃ：Ｃは炭化物を形成し析出強度によって鋼を強化し、
また、焼入時に安定なマルテンサイト組織を生成させて
変態強度によっても鋼を強化するので高強度化する上で
必須の元素である。また、焼入性の増加および結晶の細
粒化にも有効な成分である。0.20％未満では焼入性の劣
化をきたし、また、炭化物の析出量が少なく強度を損な
う。一方、0.50％を超える場合には、焼入時の焼割れ感
受性が増加し、加えて鋼が著しく硬化して延性、溶接性
および加工性が低下する。従って、Ｃ量は0.20〜0.50％
とする。

【００２４】Si：Siは鋼の脱酸および強度増加のために
有効な元素である。特に本発明鋼のような高強度の鋼に
対してはSiの強化作用は有効である。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、他方その
含有量が 2.0％を超えると鋼の清浄性が損なわれ靱性が
劣化する場合があるため、本発明ではその含有量を 0.5
〜2.0 ％と定めた。

【００２５】Mn：Mnは脱酸のほか、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 0.5％未満とした。なおMn含有量は
実質的に０でもよい。

【００２６】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、本発明では不
純物としてのＰの上限を 0.015％とした。

【００２７】Ｓ：Ｓは前述したように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遅れ破壊の
原因となる水素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、本発明では不
純物としてのＳ含有量を0.01％以下とした。

【００２８】Cu：Cuは外部環境からの鋼中への水素侵入
を抑制すると共に、Nb、ＷおよびCrと複合添加すること
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取れることと相まって、耐遅れ破
壊性を向上する作用を有する。しかしその含有量が0.10
％未満ではその効果が小さく、一方、1.00％を超えて含
有させると溶接性、熱間加工性および靱性の劣化をきた
すので、本発明ではCuの含有量を0.10〜1.00％とした。

【００２９】Cr：Cr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る。

【００３０】特に、Nbや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、その添加量が0.10％未満で
は前記の効果が充分に得られず、一方、1.50％を超えて
含有させるとCuの水素侵入抑制効果を損なうこととな
り、耐遅れ破壊性を劣化させてしまう。従って、本発明
ではCrの含有量を0.10〜1.50％と定めた。なお、Cuによ
る水素侵入抑制効果を確実に発揮させ、耐遅れ破壊性を
大きく向上させるには、Cr含有量の上限は0.50％とする
ことが好ましい。

【００３１】Mo：Moは、Crを前記した0.10〜1.50％の範
囲で含有する鋼において、Cuの腐食速度低減作用を打ち
消し水素侵入抑制効果を低下させてしまう。これはCuが
自然電位を低く維持するのに対し、Moは自然電位を上げ
る作用が大きいためである。従って、本発明ではCuの水
素侵入抑制効果を活用するために、鋼中不純物としての
Mo含有量はできるだけ低く抑える必要があり、その含有
量を0.05％以下とした。なお耐遅れ破壊性向上の点から
0.01％以下とすれば一層好ましい。

【００３２】Ｗ：Ｗは機構は異なるがCuと同様に水素侵
入抑制効果を示す。また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、N
b、Crとの複合添加で焼戻し軟化抵抗を著しく増大さ
せ、高い焼戻し温度の採用を可能にして耐遅れ破壊性の
改善に有効である。しかしその含有量が0.05％未満では
前記の効果が十分に得られず、一方、 1.0％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0.05〜1.0 ％と定め
た。

【００３３】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、0.01％未満では所望の
効果を得ることができず、一方、 0.1％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
より疵が発生し靱性も劣化するので、本発明ではその含
有量を0.01〜0.1 ％と定めた。

【００３４】Nb：Nbを添加することにより鋼における細
粒化が促進され、粒界偏析が軽減されて耐遅れ破壊性が
一段と向上する。しかし、 0.005％未満では所望の効果
が得られず、一方、0.20％を超えると靱性、延性などが
損なわれる。従って、その含有量を 0.005〜0.20％とし
た。

【００３５】Ni：Niは鋼の靱性を高めるのに有効である
と共に、Cuチェッキングによる熱間加工性の低下を防ぐ
効果がある。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、0.50％を超えると
その効果が飽和し、また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0.05〜0.50％
とした。

【００３６】Ｖ：Ｖの添加はNbの場合と同様に鋼の細粒
化の促進作用があり、粒界偏析の軽減により耐遅れ破壊
性を一段と向上させる。また、Ｖは鋼に焼戻し軟化抵抗
を付与する作用を有するため、高い焼戻し温度の採用を
可能にすることによっても耐遅れ破壊性を向上させる。
しかし、添加量が0.01％未満では所望の効果が得られ
ず、一方、0.30％を超えると靱性が損なわれる。従っ
て、Ｖの含有量を0.01〜0.30％とした。

【００３７】Cu＋Ｗ：CuとＷの複合添加は本発明におい
て重要な要素である。これらの水素侵入抑制機構の異な
る元素を組み合わせることにより、水素侵入抑制効果は
各元素の単独添加で得られる効果を相乗的に向上させる
ことができる。しかし、図４に示すように、その合計含
有量が 0.2％未満では所望の効果が得られない。従っ
て、耐遅れ破壊性の飛躍的向上を目的とする本発明で
は、CuとＷの合計含有量を 0.2％以上とした。なお図４
で用いた鋼は、Ｃ：0.32％、Si：1.55％、Mn：0.12％、
Ｐ：0.011 ％、Ｓ： 0.009％、Cr：0.87％、Mo： 0.008
％、Al： 0.016％、Nb：0.151 ％、Ni：0.26％、Ｖ：
0.19 ％の成分のものでCuとＷをそれぞれ 0.04 〜0.31
％、0.04〜0.31％の範囲で変えて、Cu＋Ｗの量を調整し
た。

【００３８】本発明の耐遅れ破壊性に優れた機械構造用
鋼には、上記の成分に加えて更に、Zr、TiおよびＢのう
ちの１種以上を含んでいても良い。これらの合金元素の
作用効果と望ましい含有量は下記の通りである。

【００３９】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
で含有させるが、0.01％未満ではその効果が小さく、一
方、0.15％を超えて含有させると靱性劣化をきたすよう
になる。従って、Zrを添加する場合には0.01〜0.15％の
含有量とするのがよい。

【００４０】TiおよびＢ：TiおよびＢは鋼の焼入性を一
段と高めて高強度化し、かつ粒界を強化することにより
耐遅れ破壊性を一層改善する作用を有している。特に製
品寸法が大きい場合には高強度を確保する目的で添加す
るが、それぞれTi：0.01％未満、Ｂ：0.0003％未満では
所望の効果が得られず、また、Ti、ＢはそれぞれTi：0.
10％、Ｂ：0.0050％を超えて含有させると、鋼の靱性を
劣化するようになる。従って、これらの合金元素を１種
以上添加する場合は、Ti：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0003〜
0.0050％の含有量とするのが良い。

【００４１】（Ｂ）鋼の組織上記した化学組成を有する鋼であっても、140kgf/mm²以
上の引張強さと良好な耐遅れ破壊性とを具備させるには
焼入れ焼戻し組織とするのが望ましい。そのための熱処
理例としては、通常の熱間圧延 (加熱温度：1000〜1250
℃) を行い、圧延後、直ちにＡｒ₃点以上の温度（好ま
しくは850 〜1020℃）から水や油で焼入れするか、また
は850 〜1050℃、好ましくは920 〜1020℃に再加熱して
から水や油で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Ａc₁点以下の温度
で焼戻しする処理がある。しかし、本発明鋼の組織は、
必ずしも焼入れ焼戻し（ＱＴ）組織である必要はない。
何故ならば、本発明鋼は使用中の水素侵入量を低減させ
て耐遅れ破壊性を向上させるものであるため内部組織に
それほど依存しないからである。例えば、熱間圧延のま
ま、または焼入れのまま（AsＱ）などの組織でも後述の
実施例に示すように、140 kgf/mm²以上の引張り強さと
優れた耐遅れ破壊性を示す。

【００４２】ただし、焼入れままの鋼は引張強さは高い
が、降伏点が低く機械構造用鋼として使用する場合に使
用中に応力緩和の増大が生じるという問題がある。

【００４３】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をして、鋼の組織
を焼入れ焼戻し組織（主として焼戻しマルテンサイト組
織）とするのが望ましい。

【００４４】

【実施例】次に本発明を一実施例により比較鋼と対比し
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ら制限す
るものではない。まず通常の方法によって、下記表１〜
５に示す成分組成の鋼(No.１〜43）を50kg大気溶解炉に
て溶製した。鋼１〜37は本発明の組成を有しているもの
であり、鋼38〜43は表５中＊印を付した点で、本発明の
範囲から外れた組成の鋼である。また、鋼44〜46は従来
鋼であり、44は JIS G 4105(1989) の SCM440 鋼、45は
JIS G 4103(1989) の SNCM616鋼、46は特開昭58−8496
0 号記載の鋼である。

【００４５】鋼１〜４、８〜16、20〜24、28〜32、36〜
39および43は、1100〜1200℃で熱間鍛造および熱間圧延
して厚さ15mmの板材とし、 950℃に再加熱して45分保持
し油焼入れした後、 600℃で焼戻して空冷し、その組織
が焼入れ焼戻し組織で、その引張強さが140kgf/mm²以上
となるように調整して遅れ破壊性を調査した。また、44
〜46の従来鋼についても同様の焼入れ焼戻し処理を行っ
た。すなわち44、45および46についてそれぞれ870 、90
0 、950 ℃に再加熱して45分保持した後油焼き入れし、
その後44、45は500 ℃で、47は600 ℃で焼戻しを施し
た。更に、上記以外の熱間圧延まま材(No.５、17、25、
33、40) 、焼入れまま材(No.６、18、26、34、41) 、熱
間圧延後加速冷却を施した鋼(No.７、19、27、35、42)
についても調査した。加速冷却条件は 400〜500 ℃まで
を10〜15℃/sの冷却速度となるように水冷をした。

【００４６】なお遅れ破壊性の調査は、定荷重試験方法
によった。すなわち、図５に示すような形状、寸法の試
験片１を図６に示すように定荷重試験機８にセットし
て、pH＝２のワルポール液 (塩酸と酢酸ナトリウム水溶
液の混合液) ２をポンプ３で循環させた環境下で 750時
間の間重錘４で静荷重 (引張応力： 140kgf/mm²)をか
け、試験片１を陰極として対極６との間に定電流 (１mA
/cm²) を流して試験片１に水素をチャージしながら、破
断の発生の有無を観察した。試験温度は温度調節装置７
で25℃に保持した。この試験結果は表６〜１０に、破断
しなかったものは○、破断したものは×で各鋼の強度レ
ベルを添えて示した。なお、図５中において数字はmmの
単位の長さを示す。

【００４７】試験環境としてpH＝２は、実使用環境にお
いて実現可能な最も厳しい環境に相当する。したがっ
て、この結果は実使用のうち最も厳しい環境での耐遅れ
破壊性を評価するものと考えられる。試験温度としての
25℃は遅れ破壊試験を行う上での一つの標準温度であ
る。

【００４８】表６〜１０より、本発明の鋼は定荷重破断
時間がいずれも 750時間を超えていることから耐遅れ破
壊性に優れていることが明らかである。また、靱性の点
ではシャルピー試験のシェルフエネルギ値が高くなって
いることから、および延性の点では高温圧縮試験の変形
必要応力が小さくなっていることから、それぞれ改善さ
れていることがわかる。

【００４９】すなわち、本発明によると140kgf/mm²以上
の引張強さを有する機械構造用鋼を得ることができ、前
述したように定期補修または取り替えを前提とし、必要
な耐遅れ破壊性の程度の明確な用途の鋼には、本発明に
おける機械構造用鋼を広範囲に使用できる。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【表２】

【００５２】

【表３】

【００５３】

【表４】

【００５４】

【表５】

【００５５】

【表６】

【００５６】

【表７】

【００５７】

【表８】

【００５８】

【表９】

【００５９】

【表１０】

【００６０】

【発明の効果】上記したごとく、本発明は140kgf/mm²以
上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊性に優れた機械構
造用鋼で、定期補修または取り替えを前提とした一定期
間内での遅れ破壊発生の恐れのない、特に高張力ボルト
やＰＣ鋼棒、更には大型機械用の高張力鋼板に使用され
る機械構造用鋼に安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。

【図面の簡単な説明】

【図１】Cr：１％を含有するCu添加鋼およびCu無添加鋼
における、Mo含有量と水素透過量との関係を示す図であ
る。

【図２】Cr：１％を含有するCu添加鋼およびCu無添加鋼
における、Ｗ含有量と水素透過量との関係を示す図であ
る。

【図３】Cu、MoおよびＷを含まないベース鋼、Cu添加
鋼、Mo添加鋼およびＷ添加鋼のそれぞれにおける自然電
位の時間変化を示す図である。

【図４】（Cu＋Ｗ）含有量と水素透過量との関係を示す
図である。

【図５】実施例における定荷重試験で用いた試験片とノ
ッチの形状および寸法を示す図であり、（イ）は試験片
を示し、（ロ）は試験片のノッチ部の詳細を示す。

【図６】定荷重試験方法の概要を示す図である。

【符号の説明】

１：試験片、２：ワルポール液、３：ポンプ、４：重
錘、５：ポテンシオスタット、６：対極、７：温度調節
装置、８：定荷重試験機

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.20〜0.50％、Si： 0.5〜
2.0 ％、Mn： 0.5％未満、Ｐ： 0.015％以下、Ｓ：0.01
％以下、Cu：0.10〜1.00％、Cr：0.10〜1.50％、Mo：0.
05％以下、Ｗ：0.05〜1.0 ％、Al：0.01〜0.10％、Nb：
0.005 〜0.20％、Ni：0.05〜0.50％、Ｖ：0.01〜0.30％
を含有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満たし、残部は実質
的にFeおよび不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優
れた機械構造用鋼。
【請求項２】請求項１に記載の成分に加えて更に、重量
％で、0.01〜0.15％のZrを含有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2
％を満たし、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物か
らなる耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。
【請求項３】請求項１に記載の成分に加えて更に、重量
％で、0.01〜0.10％のTi及び0.0003〜0.0050％のＢのう
ちの１種以上を含有し、かつ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満た
し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物からなる耐
遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。
【請求項４】請求項１に記載の成分に加えて更に、重量
％で、0.01〜0.15％のZr、ならびに0.01〜0.10％のTi及
び0.0003〜0.0050％のＢのうちの１種以上を含有し、か
つ、Cu＋Ｗ≧ 0.2％を満たし、残部は実質的にFeおよび
不可避的不純物からなる耐遅れ破壊性に優れた機械構造
用鋼。
【請求項５】焼入れ焼戻し組織からなる請求項１〜４の
いずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。