JPH05255738A - 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法Info
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- JPH05255738A JPH05255738A JP32314691A JP32314691A JPH05255738A JP H05255738 A JPH05255738 A JP H05255738A JP 32314691 A JP32314691 A JP 32314691A JP 32314691 A JP32314691 A JP 32314691A JP H05255738 A JPH05255738 A JP H05255738A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は圧延後の冷却速度、および熱処理時
の焼戻し温度を調節することにより引張強度１２５kgf/
mm2 以上を有し耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用の製
造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎを特定した鋼において圧
延後の冷却速度をＫ≦１３０を満たす条件で冷却するこ
とにより、コイルの割れ発生の低減が図れ、さらに所定
の形状に成形後焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを
４００℃以上で行うことにより引張強度１２５kgf/mm2
以上を有し耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用鋼を製造
することができる。ただしＫ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10
（ＣＲ） 【効果】 本発明により棒鋼・線材製造後の割れ発生が
抑制でき操業上の問題が解消される。またボルトの継ぎ
手効率の向上が図られ、自動車等の軽量化に寄与でき
る。
の焼戻し温度を調節することにより引張強度１２５kgf/
mm2 以上を有し耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用の製
造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎを特定した鋼において圧
延後の冷却速度をＫ≦１３０を満たす条件で冷却するこ
とにより、コイルの割れ発生の低減が図れ、さらに所定
の形状に成形後焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを
４００℃以上で行うことにより引張強度１２５kgf/mm2
以上を有し耐遅れ破壊特性に優れる機械構造用鋼を製造
することができる。ただしＫ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10
（ＣＲ） 【効果】 本発明により棒鋼・線材製造後の割れ発生が
抑制でき操業上の問題が解消される。またボルトの継ぎ
手効率の向上が図られ、自動車等の軽量化に寄与でき
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は１２５kgf/mm2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造部品の
製造方法に適用するものである。
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造部品の
製造方法に適用するものである。
【０００２】
【従来の技術】高強度機械構造用鋼は高強度ボルトとし
て機械、自動車、橋、建物に数多く使用されている他、
ＰＣ鋼棒、自動車部品においても数多く使用されてい
る。しかし、どの品種についても引張強度が１２５kgf/
mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知
られており、例えば現在使用されているボルトの強度は
１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが現状である。
て機械、自動車、橋、建物に数多く使用されている他、
ＰＣ鋼棒、自動車部品においても数多く使用されてい
る。しかし、どの品種についても引張強度が１２５kgf/
mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知
られており、例えば現在使用されているボルトの強度は
１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが現状である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら近年構造
物の大型化に伴い、継ぎ手効率の向上・軽量化の目的か
らボルトの高強度化に対する要求は高い。また地球環境
問題から燃費の向上が必要となる自動車においても燃費
効率につながる軽量化を達成するために各種部品の高強
度化への要求は高い。そこで強度が１２５kgf/mm2 を超
える機械構造用鋼の遅れ破壊の問題を解決しなければな
らない。
物の大型化に伴い、継ぎ手効率の向上・軽量化の目的か
らボルトの高強度化に対する要求は高い。また地球環境
問題から燃費の向上が必要となる自動車においても燃費
効率につながる軽量化を達成するために各種部品の高強
度化への要求は高い。そこで強度が１２５kgf/mm2 を超
える機械構造用鋼の遅れ破壊の問題を解決しなければな
らない。
【０００４】高強度部材の遅れ破壊においては鋼中の水
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動しう
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動しう
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
【０００５】また、一方で素材（棒鋼・線材）の製造工
程においては通常の冷却速度で冷却した場合には表層に
ミクロ偏析によりＰの濃化した箇所より遅れ破壊感受性
の高い低温変態組織が形成され、巻き取り後のコイルに
おいて遅れ破壊が発生し、製品歩留まりを下げるという
問題点があり、製造法の改良も必要となる。
程においては通常の冷却速度で冷却した場合には表層に
ミクロ偏析によりＰの濃化した箇所より遅れ破壊感受性
の高い低温変態組織が形成され、巻き取り後のコイルに
おいて遅れ破壊が発生し、製品歩留まりを下げるという
問題点があり、製造法の改良も必要となる。
【０００６】本発明は上記した問題点を解消し、高強度
機械構造用鋼に優れた耐遅れ破壊特性を付与するための
該鋼の製造方法を提供することを目的とする。
機械構造用鋼に優れた耐遅れ破壊特性を付与するための
該鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼の化学
成分の調整、特にＳｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏ，Ｎｉの
増加および熱処理の調整により遅れ破壊に至らない限界
の拡散性水素量（以下、限界拡散性水素と呼ぶ）が増加
できることが可能であること、また棒鋼圧延後の冷却速
度の制御によりコイルの遅れ破壊発生頻度を抑えること
が可能であるとの知見を得た。本発明は以上の知見にも
とづいてなされたものであり、熱処理を施すことによ
り、１２５kgf/mm2 以上の高強度において、従来鋼より
も高い限界拡散性水素を示すことを特徴とする耐遅れ破
壊特性の優れた高強度機械構造用鋼を製造するものであ
る。
成分の調整、特にＳｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏ，Ｎｉの
増加および熱処理の調整により遅れ破壊に至らない限界
の拡散性水素量（以下、限界拡散性水素と呼ぶ）が増加
できることが可能であること、また棒鋼圧延後の冷却速
度の制御によりコイルの遅れ破壊発生頻度を抑えること
が可能であるとの知見を得た。本発明は以上の知見にも
とづいてなされたものであり、熱処理を施すことによ
り、１２５kgf/mm2 以上の高強度において、従来鋼より
も高い限界拡散性水素を示すことを特徴とする耐遅れ破
壊特性の優れた高強度機械構造用鋼を製造するものであ
る。
【０００８】すなわち本発明は、耐遅れ破壊特性に及ぼ
す合金元素の影響を調査し、従来の機械構造用鋼に比べ
て、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏ，Ｎｉの増加を図るこ
とが有効であること、また焼入れ性に応じて圧延後の冷
却速度を調節することによりコイルの割れ発生を抑制で
きることに基づき構成したものであって、重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以
下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０
％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜
１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、また必要により Ｎｉ：２．０％以下 を添加し、さらに必要により Ｖ ：０．００１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００１〜
０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で圧延後、あるいは圧延仕上
温度を６５０〜９００℃として圧延した後、Ｋ≦１３０
を満たす条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼
鈍を行い、所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行う
に際して焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性
に優れた高強度機械構造用鋼の製造方法である。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) 以下に本発明を詳細に説明する。まず本発明における機
械構造用鋼の合金成分範囲は次の理由で決定した。Ｃ
は、焼入れ、焼戻しにより高強度を得るためには０．１
５％以上必要であるが、多すぎると靭性を劣化させると
ともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元素であるために
０．５０％以下とした。
す合金元素の影響を調査し、従来の機械構造用鋼に比べ
て、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏ，Ｎｉの増加を図るこ
とが有効であること、また焼入れ性に応じて圧延後の冷
却速度を調節することによりコイルの割れ発生を抑制で
きることに基づき構成したものであって、重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以
下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０
％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜
１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、また必要により Ｎｉ：２．０％以下 を添加し、さらに必要により Ｖ ：０．００１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００１〜
０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で圧延後、あるいは圧延仕上
温度を６５０〜９００℃として圧延した後、Ｋ≦１３０
を満たす条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼
鈍を行い、所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行う
に際して焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性
に優れた高強度機械構造用鋼の製造方法である。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) 以下に本発明を詳細に説明する。まず本発明における機
械構造用鋼の合金成分範囲は次の理由で決定した。Ｃ
は、焼入れ、焼戻しにより高強度を得るためには０．１
５％以上必要であるが、多すぎると靭性を劣化させると
ともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元素であるために
０．５０％以下とした。
【０００９】Ｓｉは、鋼の脱酸および強度を高めるのに
必要な元素であるが、冷間加工性を損なう元素であるた
めに、またオーステナイト加熱時に粒界に偏析し粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるために０．５％以下とした。Ｍｎは、鋼の脱酸およ
び焼入れ性の確保に必要な元素であるが、オーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅
れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．６％以下
とした。
必要な元素であるが、冷間加工性を損なう元素であるた
めに、またオーステナイト加熱時に粒界に偏析し粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるために０．５％以下とした。Ｍｎは、鋼の脱酸およ
び焼入れ性の確保に必要な元素であるが、オーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅
れ破壊特性を劣化させる元素であるために０．６％以下
とした。
【００１０】Ｐは、焼入れ性元素としては有効である
が、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト加熱
時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊
特性を劣化させる元素であるために０．０１５％以下と
した。Ｓは、不可避的不純物であるが、オーステナイト
加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ
破壊特性を劣化させる元素であるために０．０２％以下
とした。
が、凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト加熱
時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊
特性を劣化させる元素であるために０．０１５％以下と
した。Ｓは、不可避的不純物であるが、オーステナイト
加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ
破壊特性を劣化させる元素であるために０．０２％以下
とした。
【００１１】Ｃｒは、鋼の焼入れ性を得るためには０．
１％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化、冷間加
工性の劣化を招く元素であるために２．０％以下とし
た。◎Ｍｏは、鋼の焼入れ性を得るために必要であると
ともに焼戻し軟化抵抗を有し４００℃以上の焼戻し温度
で安定して１２５kgf/mm2 以上の引張荷重を得るのに有
効な元素であるが、多すぎるとその効果は飽和しコスト
の上昇を招くために１．２％以下とした。
１％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化、冷間加
工性の劣化を招く元素であるために２．０％以下とし
た。◎Ｍｏは、鋼の焼入れ性を得るために必要であると
ともに焼戻し軟化抵抗を有し４００℃以上の焼戻し温度
で安定して１２５kgf/mm2 以上の引張荷重を得るのに有
効な元素であるが、多すぎるとその効果は飽和しコスト
の上昇を招くために１．２％以下とした。
【００１２】Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であるため
に０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣
化を招くために１．０％以下とした。Ｎは、オーステナ
イト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下とした。
に０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣
化を招くために１．０％以下とした。Ｎは、オーステナ
イト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下とした。
【００１３】Ｎｉは必要に応じて添加され、靭性を向上
させるとともに耐遅れ破壊特性を向上させる元素であ
る。しかし２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろ
コスト上昇を招くために２．０％以下とした。Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｎｂは必要に応じて添加され、結晶粒の微細化に寄
与し、耐遅れ破壊性を向上させる元素であるために、そ
れぞれ０．００１％以上必要である。ただし多すぎると
その効果は低下しむしろ靭性を劣化させる元素であるた
めにＶ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｎ
ｂ：０．０５０％以下とした。
させるとともに耐遅れ破壊特性を向上させる元素であ
る。しかし２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろ
コスト上昇を招くために２．０％以下とした。Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｎｂは必要に応じて添加され、結晶粒の微細化に寄
与し、耐遅れ破壊性を向上させる元素であるために、そ
れぞれ０．００１％以上必要である。ただし多すぎると
その効果は低下しむしろ靭性を劣化させる元素であるた
めにＶ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｎ
ｂ：０．０５０％以下とした。
【００１４】一方、製品の耐遅れ破壊特性を向上させ、
歩留まりを上げるために圧延・熱処理条件を決定した。
すなわち圧延後の冷却速度に関しては、遅れ破壊感受性
の高い低温変態組織の生成を抑制し遅れ破壊起因の割れ
を減少させるために、徐冷することが必須であるが、鋼
材の焼入れ性・冷却速度・素材径を考慮して、冷却速度
をＫ≦１３０を満たす範囲に限定した。ただし、 Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) また、圧延仕上げ温度に関しては、細粒化により製品の
耐遅れ破壊特性を一層向上させるために有効な手段であ
るが、その効果は９００℃を超えた温度では無効とな
り、６５０℃未満の温度では効果は飽和し、むしろ生産
性を阻害するために圧延仕上げ温度を６５０〜９００℃
とした。
歩留まりを上げるために圧延・熱処理条件を決定した。
すなわち圧延後の冷却速度に関しては、遅れ破壊感受性
の高い低温変態組織の生成を抑制し遅れ破壊起因の割れ
を減少させるために、徐冷することが必須であるが、鋼
材の焼入れ性・冷却速度・素材径を考慮して、冷却速度
をＫ≦１３０を満たす範囲に限定した。ただし、 Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) また、圧延仕上げ温度に関しては、細粒化により製品の
耐遅れ破壊特性を一層向上させるために有効な手段であ
るが、その効果は９００℃を超えた温度では無効とな
り、６５０℃未満の温度では効果は飽和し、むしろ生産
性を阻害するために圧延仕上げ温度を６５０〜９００℃
とした。
【００１５】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に示す。表中（Ａ）
〜（Ｊ）は本発明のボルト用鋼に従ったものであり、
（Ｋ）〜（Ｏ）は比較鋼である。これらの２０mmφの棒
鋼を用いて、引張強度が１５０kgf/mm2 〜１６０kgf/mm
2 を目標に熱処理（焼入れ−焼戻し）を行った。この時
の熱処理条件および引張強度を表２に示す。
〜（Ｊ）は本発明のボルト用鋼に従ったものであり、
（Ｋ）〜（Ｏ）は比較鋼である。これらの２０mmφの棒
鋼を用いて、引張強度が１５０kgf/mm2 〜１６０kgf/mm
2 を目標に熱処理（焼入れ−焼戻し）を行った。この時
の熱処理条件および引張強度を表２に示す。
【００１６】これらの鋼が遅れ破壊に対し、どの程度の
拡散性水素を許容しうるか、すなわち各鋼の限界水素量
を調べた。以下に限界水素量を求める方法について説明
する。図４に示したＭ１０ボルトで軸部に２mmＶの円周
ノッチを設けた試験片を作り、２本を組にして、水素を
富化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜６０分間
浸漬することにより、試験片中の水素量を変化させる。
このうち１本はＨＣｌ浸漬後、大気中に３０分放置した
後、熱的分析法により水素量を測定し、他の１本は、浸
漬後３０分間大気中に放置した後、図２に示した試験機
で遅れ破壊試験を行う。図２において１は試験片、２は
バランスウェイト、３は支点を示す。また、遅れ破壊試
験における試験荷重は、ＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試
験片の破断荷重の７０％と一定にした。
拡散性水素を許容しうるか、すなわち各鋼の限界水素量
を調べた。以下に限界水素量を求める方法について説明
する。図４に示したＭ１０ボルトで軸部に２mmＶの円周
ノッチを設けた試験片を作り、２本を組にして、水素を
富化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜６０分間
浸漬することにより、試験片中の水素量を変化させる。
このうち１本はＨＣｌ浸漬後、大気中に３０分放置した
後、熱的分析法により水素量を測定し、他の１本は、浸
漬後３０分間大気中に放置した後、図２に示した試験機
で遅れ破壊試験を行う。図２において１は試験片、２は
バランスウェイト、３は支点を示す。また、遅れ破壊試
験における試験荷重は、ＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試
験片の破断荷重の７０％と一定にした。
【００１７】以上の手順に従い、ＨＣｌの濃度・浸漬時
間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅れ破
壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同表か
ら、各鋼の遅れ破壊を起こさない上限の拡散性水素量、
すなわち限界拡散性水素量を推定すると表４のようにな
る。この表より、本発明の組成および焼戻し温度の範囲
にある（Ａ）〜（Ｊ）は、比較材である（Ｋ）〜（Ｏ）
に比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことが明
らかとなった。なお鋼（Ｏ）は、表２に示すように焼戻
し温度が低い比較鋼であり、限界水素量が低い。従って
遅れ破壊しにくい鋼を得るためには４００℃以上の焼戻
し温度とすることが必要である。
間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅れ破
壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同表か
ら、各鋼の遅れ破壊を起こさない上限の拡散性水素量、
すなわち限界拡散性水素量を推定すると表４のようにな
る。この表より、本発明の組成および焼戻し温度の範囲
にある（Ａ）〜（Ｊ）は、比較材である（Ｋ）〜（Ｏ）
に比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことが明
らかとなった。なお鋼（Ｏ）は、表２に示すように焼戻
し温度が低い比較鋼であり、限界水素量が低い。従って
遅れ破壊しにくい鋼を得るためには４００℃以上の焼戻
し温度とすることが必要である。
【００１８】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】 次に本発明鋼（Ａ），（Ｃ），（Ｆ），（Ｈ）を用いて
１２００℃に加熱後、圧延仕上げ温度および圧延後の冷
却速度を変えて断面２５mmφ、直径１４００mmのコイル
を１００kgずつ製造した場合の、製造後１００時間以内
のコイル割れ発生状況を表５に示す。本発明の冷却条件
の範囲外であるＫ＞１３０を満たす冷却速度で冷却した
場合には、圧延仕上げ温度に関係なくコイルの割れ発生
率は０．１９％以上であるのに対し、本発明のＫ≦１３
０を満たす冷却速度で冷却した場合には、０．０６％以
下の発生率に抑えられ、割れ発生率の低減にＫ≦１３０
を満たす徐冷を行うことが有効であることが明らかにな
った。さらに圧延仕上げ温度を１０００℃から８５０℃
に下げることによりコイルの割れ発生率は０．０４％以
下に抑えられ、圧延仕上げ温度を９００℃以下に下げる
ことが、コイル割れ発生率低減に有効であることが明ら
かになった。
１２００℃に加熱後、圧延仕上げ温度および圧延後の冷
却速度を変えて断面２５mmφ、直径１４００mmのコイル
を１００kgずつ製造した場合の、製造後１００時間以内
のコイル割れ発生状況を表５に示す。本発明の冷却条件
の範囲外であるＫ＞１３０を満たす冷却速度で冷却した
場合には、圧延仕上げ温度に関係なくコイルの割れ発生
率は０．１９％以上であるのに対し、本発明のＫ≦１３
０を満たす冷却速度で冷却した場合には、０．０６％以
下の発生率に抑えられ、割れ発生率の低減にＫ≦１３０
を満たす徐冷を行うことが有効であることが明らかにな
った。さらに圧延仕上げ温度を１０００℃から８５０℃
に下げることによりコイルの割れ発生率は０．０４％以
下に抑えられ、圧延仕上げ温度を９００℃以下に下げる
ことが、コイル割れ発生率低減に有効であることが明ら
かになった。
【００１９】
【発明の効果】本発明により、１２５kgf/mm2 以上の引
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期待で
きる。これによってボルトの継ぎ手効率の向上が図ら
れ、自動車等の軽量化に寄与する。またコイル製造後の
割れ発生も抑制でき歩留まり低下という操業上の問題点
も解決できる。従って工業的効果は大きい。
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期待で
きる。これによってボルトの継ぎ手効率の向上が図ら
れ、自動車等の軽量化に寄与する。またコイル製造後の
割れ発生も抑制でき歩留まり低下という操業上の問題点
も解決できる。従って工業的効果は大きい。
【図１】試験片の形状の説明図である。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図である。
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間で圧延後、Ｋ≦１３０を満たす条件で冷却して得
た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行い、所定の形状に成
形後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを４００℃
以上で行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用
鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、さらに Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で圧延後、Ｋ≦１３０を満た
す条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行
い、所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行うに際し
て焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度機械構造用鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項３】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間で線材に圧延する際、圧延仕上げ温度６５０〜９
００℃で行い、かつＫ≦１３０を満たす条件で冷却して
得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行い所定の形状に成
形後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを４００℃
以上で行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた機械構造用鋼の製
造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項４】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、さらに Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で線材に圧延する際、圧延仕
上げ温度６５０〜９００℃で行い、かつＫ≦１３０を満
たす条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を
行い所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行うに際し
て焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れ
た機械構造用鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項５】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間で圧延後、Ｋ≦１３０を満たす条件で冷却して得
た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行い、所定の形状に成
形後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを４００℃
以上で行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用
鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項６】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、さらに Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で圧延後、Ｋ≦１３０を満た
す条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行
い、所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行うに際し
て焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度機械構造用鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項７】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間で線材に圧延する際、圧延仕上げ温度６５０〜９
００℃で行い、かつＫ≦１３０を満たす条件で冷却して
得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行い所定の形状に成
形後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを４００℃
以上で行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた機械構造用鋼の製
造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec) - 【請求項８】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜１．２％、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、さらに Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物よりなる鋼を熱間で線材に圧延する際、圧延仕
上げ温度６５０〜９００℃で行い、かつＫ≦１３０を満
たす条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を
行い所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行うに際し
て焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れ
た機械構造用鋼の製造方法。ただし Ｋ＝Ｄ1 ＋２６０×ｌｏｇ10（ＣＲ） Ｄ1 ＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕） ×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕） ×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕） ×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕） （単位：mm、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％） ＣＲ：冷却速度（単位：℃／sec)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32314691A JPH05255738A (ja) | 1991-12-06 | 1991-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32314691A JPH05255738A (ja) | 1991-12-06 | 1991-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255738A true JPH05255738A (ja) | 1993-10-05 |
Family
ID=18151598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32314691A Withdrawn JPH05255738A (ja) | 1991-12-06 | 1991-12-06 | 耐遅れ破壊特性の優れた機械構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05255738A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| JP2013237903A (ja) * | 2012-05-16 | 2013-11-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ボルト用鋼材 |
| KR20190036866A (ko) * | 2017-09-28 | 2019-04-05 | 공주대학교 산학협력단 | 고강도 니켈크롬몰리브덴 주강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 주강재 |
| KR20190092750A (ko) * | 2018-01-31 | 2019-08-08 | 공주대학교 산학협력단 | 1350 MPa급 고강도-고인성 니켈크롬몰리브덴 주강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 주강재 |
| WO2023167319A1 (ja) * | 2022-03-04 | 2023-09-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
-
1991
- 1991-12-06 JP JP32314691A patent/JPH05255738A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009293095A (ja) * | 2008-06-06 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| JP2013237903A (ja) * | 2012-05-16 | 2013-11-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ボルト用鋼材 |
| KR20190036866A (ko) * | 2017-09-28 | 2019-04-05 | 공주대학교 산학협력단 | 고강도 니켈크롬몰리브덴 주강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 주강재 |
| KR20190092750A (ko) * | 2018-01-31 | 2019-08-08 | 공주대학교 산학협력단 | 1350 MPa급 고강도-고인성 니켈크롬몰리브덴 주강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 주강재 |
| WO2023167319A1 (ja) * | 2022-03-04 | 2023-09-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
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|---|---|---|---|
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