JPS61174327A - 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼の製造法Info
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- JPS61174327A JPS61174327A JP1610985A JP1610985A JPS61174327A JP S61174327 A JPS61174327 A JP S61174327A JP 1610985 A JP1610985 A JP 1610985A JP 1610985 A JP1610985 A JP 1610985A JP S61174327 A JPS61174327 A JP S61174327A
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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、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。
、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旅行費の節約によって経済性
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、軽量化に伴って高
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。
減と断面減少による材料と旅行費の節約によって経済性
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、軽量化に伴って高
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、自動車やトラック、土木機
械等の軽量化に伴い引張強さが145kgf/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。
械等の軽量化に伴い引張強さが145kgf/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/nun2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−3CM
431低合金鋼や、0.31%C−1,8%Cr −0
,2%Moの組成を有するJ I S −S NCM4
31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って製造されてい
る。
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−3CM
431低合金鋼や、0.31%C−1,8%Cr −0
,2%Moの組成を有するJ I S −S NCM4
31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って製造されてい
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
う問題があった。
、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
う問題があった。
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。
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125kgf/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、J I S −B−1186(197,
9)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 (引張強さ:8(]−1
00kgf/mm2) 、FIOT (同100〜12
0kgf7mm2) 、及びFLIT (同110〜1
30kgf/mm2)の3種に規定され、しかもFLI
T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。
用上その強度レベルが引張強さで125kgf/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、J I S −B−1186(197,
9)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 (引張強さ:8(]−1
00kgf/mm2) 、FIOT (同100〜12
0kgf7mm2) 、及びFLIT (同110〜1
30kgf/mm2)の3種に規定され、しかもFLI
T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。
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%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、引張強
さが150kgf/mm’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、引張強
さが150kgf/mm’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58−11331
7号、特開昭58−117856号及び特開昭58−1
57921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。
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58−11331
7号、特開昭58−117856号及び特開昭58−1
57921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。
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、145k
gf/n+m2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。
gf/n+m2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1000時間以内の遅れ破壊の
発生の恐れのない、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−のシューボル
トがあり、これらに本発明により製造された鋼材を使用
するご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。
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1000時間以内の遅れ破壊の
発生の恐れのない、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−のシューボル
トがあり、これらに本発明により製造された鋼材を使用
するご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。
すなわち、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、従っ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。
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、従っ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145kgf/ml11
2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Nb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。
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145kgf/ml11
2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Nb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。
従って、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:0101〜0.10%、
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。
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。
更に本発明の好ましい態様に従うと、熱間圧延を870
℃以上の仕上温度で行い、圧延材を870℃以下に冷却
することなく直接焼入を行うのが好ましい。
℃以上の仕上温度で行い、圧延材を870℃以下に冷却
することなく直接焼入を行うのが好ましい。
更に、本発明の他の態様に従うと、焼入れ後の圧延材に
ついて150〜450℃の範囲内の温度で低温焼戻を行
う。
ついて150〜450℃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。
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。
造条件を上記のとおりに限定した理由を説明する。
(Δ)成分組成
a)C:
Cは鋼に強度を付与する作用があり、145kgf/m
m2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。
m2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。
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。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って
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。
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。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って
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。
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の促進するため、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。
さらに単独でも粒界に偏析して脆化の促進するため、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。
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C「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。
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C「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P1
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、0.1
0%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0.01〜0.10%とし
た。
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、0.1
0%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0.01〜0.10%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、AI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、AI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。
ていないがsol、AI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、AI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Ac1点以
上に再加熱した後焼入れし、引続きAc、意思下の温度
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。
常の低合金鋼の熱延棒鋼あるいは熱延鋼板をAc1点以
上に再加熱した後焼入れし、引続きAc、意思下の温度
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。
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。
b)焼戻温度
一般に焼入ままの綱は降伏点が低く、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。従って、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、Ac、意思下の温度で行うが、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る。そこで、焼
戻軟化を極力抑える目的で、その焼戻温度は150〜4
50℃と定める。
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。従って、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、Ac、意思下の温度で行うが、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る。そこで、焼
戻軟化を極力抑える目的で、その焼戻温度は150〜4
50℃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。
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 x長さ1mの寸法のビレットに成形
し、ついで前記ビレットを1200℃に1時間均熱した
後、仕上温度が900℃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。
、直径500mm x長さ1mの寸法のビレットに成形
し、ついで前記ビレットを1200℃に1時間均熱した
後、仕上温度が900℃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。
145kgf/+++m2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145k
gf/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。
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145k
gf/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った。
び挿入型の遅れ破壊試験方法によった。
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図ら)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
。
片のノツチ部(第1図ら)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ったからである。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。
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ったからである。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。
第1表の鋼No、 l〜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れかる
ように、低Mn・低P・3%Cr −Nb添加鋼である
No、 lおよびNo、 2の鋼は極めて良好な耐遅れ
破壊性が発揮し、5000時間経過後も遅れ破壊を発生
しなかった。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。
〜9が比較鋼である。第1表に示す試験結果かられかる
ように、低Mn・低P・3%Cr −Nb添加鋼である
No、 lおよびNo、 2の鋼は極めて良好な耐遅れ
破壊性が発揮し、5000時間経過後も遅れ破壊を発生
しなかった。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。
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Nα7〜8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。
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C
rが0.35%と高く、さらにMnが0.76%と高い
ためである。
生しない時間として1000時間を確保できないのはC
rが0.35%と高く、さらにMnが0.76%と高い
ためである。
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、
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、15
0〜450℃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
を行うことによって、145kgf/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。
.5%以下、Mn:0.5%未満、P: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、15
0〜450℃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
を行うことによって、145kgf/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/ mm
2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うろこと
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、例
えば大型ブルドーザ−のシュ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。
2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うろこと
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、例
えば大型ブルドーザ−のシュ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。
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図ら)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。
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図ら)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 (3)
- (1)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/mm^2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)上記熱間圧延を870℃以上の仕上温度で行い、
圧延材を870℃以下に冷却することなく、直接焼入を
行うことを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の機械
構造用鋼の製造法。 - (3)上記熱間圧延後に圧延材を870℃以上の温度に
再加熱して焼入を行うことを特徴とする特許請求の範囲
第1項記載の機械構造用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1610985A JPS61174327A (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 |
---|---|---|---|
JP1610985A JPS61174327A (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 |
---|---|
JPS61174327A true JPS61174327A (ja) | 1986-08-06 |
JPH0448846B2 JPH0448846B2 (ja) | 1992-08-07 |
Family
ID=11907346
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1610985A Granted JPS61174327A (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) | JPS61174327A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05263183A (ja) * | 1992-03-19 | 1993-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた浸炭肌焼鋼 |
CN114411045A (zh) * | 2022-01-25 | 2022-04-29 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种汽车零部件用含b合金结构钢的生产方法 |
-
1985
- 1985-01-29 JP JP1610985A patent/JPS61174327A/ja active Granted
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05263183A (ja) * | 1992-03-19 | 1993-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた浸炭肌焼鋼 |
CN114411045A (zh) * | 2022-01-25 | 2022-04-29 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种汽车零部件用含b合金结构钢的生产方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0448846B2 (ja) | 1992-08-07 |
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Legal Events
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---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |