JP5943569B2

JP5943569B2 - 靭性に優れた機械構造用鋼

Info

Publication number: JP5943569B2
Application number: JP2011174177A
Authority: JP
Inventors: 康弘松本
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2011-08-09
Filing date: 2011-08-09
Publication date: 2016-07-05
Anticipated expiration: 2031-08-09
Also published as: JP2013036096A

Description

本発明は、高価な合金元素の使用に頼らなくても高い靭性を示す強靭鋼であって、例えば寒冷地等のような低温環境での使用にも適する強靭鋼に関する。

強靭鋼とは、クロム鋼、クロム・モリブデン鋼、ニッケル・クロム鋼、ニッケル・クロム・モリブデン鋼等を焼入焼戻しすることで優れた強度と靭性を示す鋼の総称である。これら強靭鋼は、合金元素の添加量に応じて強度や靭性が上昇し、要求される特性に応じて使い分けが行われている。

これらの強靱鋼として、特にクロム・モリブデン鋼は多く使用されるが、部品のサイズによっては焼入性が十分でないことから、部品の大型化に伴って現れる不完全焼入組織により十分な靭性を確保できない恐れがある。このような部品に対しては、Ｎｉを基本成分として選びＮｉ添加鋼とし、これに焼入焼戻しを施すことによって芯部まで均一に焼きを入れ高い靭性を保つことを可能としている。

ところで近年、各種産業の進展ぶりには目を見張るものがあり、それに伴って資源開発活動は益々活性化の度合いを深めてきている。そして、これらの活動を支えるものとして、種々の分野に使用されている鋼材構造物の進歩、発展を見逃すことはできず、開発活動の高能率化のため鋼材構造物は一層大型化する傾向があり、そのような場合に対して、Ｎｉ添加鋼が強靭鋼として使用される。

しかしながら、このような強靭鋼はＮｉの多量添加を欠くことができず、従ってコストの大幅上昇を免れることができないという極めて不利な問題を抱えている。

一方、自然条件の過酷な未開拓地での活動も必要となり、特に寒冷地等の厳しい環境での使用も余儀なくされるケースが増加している。

しかし、鋼は低温になると靭性の急激な劣化を来たすという低温脆化現象を呈することが知られている。このようなことから、寒冷地で使用される構造物用鋼材には、高い強度を備えていることはもちろんのこと、極寒においても優れた靭性を示すものが強く要望されている。

特許文献１には、Ｎｉ等の高価な元素を多量に含有することのない鋼であっても、オーステナイト状態からの冷却条件を特定のものに制限すると、高強度と優れた靭性とを同時に示すとされている。

また、特許文献２には、特定のＣ成分とＮｂ成分およびＴｉ成分のいずれか又は両者とを同時に含有する鋼においては、熱間圧延工程を２段階に分けて実施し、先ずオーステナイト状態で第１次の熱間圧延を行う。その後、変態を開始させることなくオーステナイト状態のままで直ちに直接焼入れすれば、その後、電気炉加熱のようにゆっくりとした加熱速度で加熱しても、Ａｃ₃点以上の温度でオーステナイト結晶粒粗大化開始温度以下の温度に加熱後、焼入れる処理を少なくとも１回以上繰り返すことによって鋼が極めて微細化する。従って、これをＡｃ₃点未満の温度で焼戻しすれば、非常に微細な焼戻し低温変態組織となって、十分な強度と優れた靭性を共に具備することが可能となるとされている。

特開昭５７−８９４２４号公報特開昭６０−５６０１９号公報

上述の如き、特許文献１〜２の開示技術では、低コストであっても冷却条件の制限、あるいはＮｂ、Ｔｉといった特殊な元素の使用により靭性を高めている。本願発明では、冷却条件の制限やＮｉ等の高価で特殊な元素の使用によらず、クロム鋼やクロム・モリブデン鋼として通常使用される合金成分の調整により焼入性を向上させ、鋼材芯部の不完全焼入れ組織を抑制し、低コストでかつ寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な強靭鋼を提供するものである。

上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の手段で、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．６６〜２．００％、Ｓｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０３６〜０．０７０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼である。しかも、該鋼は上記組成のＡｌ含有量とＮ含有量から求められる固溶Ａｌの含有量は、上記組成のＡｌ含有量からＮ含有量の（２７／１４）倍を引いた値によって求められる固溶Ａｌの含有量が０．０１８％以上を満足し、かつＰおよびＳｎの含有量の和が０．０４０％未満を満足する、寒冷地等の酷しい環境下で使用可能な靱性に優れた機械構造用鋼である。

請求項２の手段で、請求項１の手段の組成に加えて、Ｍｏ：０．０２〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼である。しかも、該鋼は上記組成のＡｌ含有量とＮ含有量から求められる固溶Ａｌの含有量は、上記組成のＡｌ含有量から上記組成のＮ含有量の（２７／１４）倍を引いた値によって求められる固溶Ａｌの含有量が、０．０１８％以上を満足し、かつＰおよびＳｎの含有量の和が０．０４０％未満を満足する、寒冷地等の酷しい環境下で使用可能な靱性に優れた機械構造用鋼である。

上記の手段における鋼成分の限定理由を以下に説明する。なお、％は質量％を示す。

Ｃは：Ｃは鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Ｃが０．１５％未満では焼入れ性が不足し、焼入れ後の芯部硬さが低くなる。ところで、実施例である表１の実施例鋼Ｎｏ．１１に基づくＣの下限値は０．３０％である。一方、Ｃは０．５０％を超えて含有させると靱性が低下するとともに素材の硬度が上昇し、加工性が劣化するので、Ｃは０．３０〜０．５０％とする。

Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Ｓｉが０．０５％以下ではその効果が不十分である。一方、Ｓｉは１．００％を超えると靭性を劣化させるようになるので、Ｓｉは０．０５〜１．００％とする。

Ｍｎ：Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Ｍｎが０．２０％以下ではその効果は不十分である。一方、Ｍｎは１．５０％を超えると靭性を劣化させるようになるので、Ｍｎは０．２０〜１．５０％とする。

Ｐ：Ｐは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：Ｓは０．０３０％を超えると粒界偏析を起こし粒界脆化を招き、靭性を低下させるので、Ｓは０．０３０％以下とする。

Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入れ性および靱性の向上に有効な元素であるが、Ｃｒは０．１０％未満ではその効果が不十分である。ところで、実施例である表１の実施例鋼んＮｏ.１４に基づくＣの下限値は０．６６％である。一方、Ｃｒは２．００％を超えると硬さの上昇を招き靱性を低下させるので、Ｃｒは０．６６〜２．００％とする。

Ｍｏ：Ｍｏは鋼の焼入れ性および靭性の向上に有効な元素であるが、Ｍｏは０．3０％を超えると鋼材コストが上昇するので、Ｍｏは０．１０〜０．３０％とする。

Ｓｎ：Ｓｎは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、Ｓｎは０．０２０％以下とする。

Ａｌ：Ａｌは本発明において重要な元素であり、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。ただし、０．０２２％未満ではその効果が十分得られない。一方、０．１００％を超えるとアルミナ系介在物を形成し強度を低下させる。しかし、表１の実施例におけるＡｌの最大値は０．０７０％である。ところで、「Ａｌは０．０２２〜０．０７０％とし、のぞましくは０．０３６〜０．０７０％とする。」に基づき、かつ、表１における実施例のＮｏ．１４の削除に伴い、Ａｌは０．０３６〜０．０７０％とする。

Ｎ：ＮはＡｌと反応してＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、０．００２％未満では、その効果が十分得られない。一方、０．０２００％を超える炉、窒化物が増加し、強度を低下させる。しかし、表１の実施例におけるＮの最大値は実施例Ｎｏ．１５の９９ｐｐｍである。そこで、Ｎは０．００２０〜０．００９９％とする。

固溶Ａｌすなわち｛Ａｌ−（２７／１４）×Ｎ｝が０．０１８％以上存在することでその鋼材の焼入れ性は大幅に向上する。その結果、焼入れ時の不完全焼入れ組織を抑制し、高い靭性を発揮する。そこで、固溶Ａｌは０．０１８％以上とする。

ＰおよびＳｎは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であり、その含有量の和が多いと上記したＰおよびＳｎのそれぞれの上限値をたとえ満足していても、靭性は低下してしまう。従って、ＰおよびＳｎの含有量の和は０．０４０％未満とする。

本発明は、固溶Ａｌを０．０１８％以上とすることで鋼材の焼入れ性を向上させ、かつＰおよびＳｎの含有量の和を０．０４０％未満とすることで低コストかつ靭性に優れ、寒冷地等の厳しい環境下で使用できる機械構造用鋼を得ることができた。

焼入・焼戻し例で（ａ）は焼入、（ｂ）は焼戻しのヒートパターンを示す。棒鋼の中周部からシャルピー衝撃試験片の採取位置を示し、数値の単位はｍｍである。２ｍｍＶノッチを有するシャルピー衝撃試験片で、（ａ）は正面図、（ｂ）側面図を示し、数値の単位はｍｍである。

本発明の実施の形態を以下に説明する。表１にＦｅを除いて示す化学成分の本発明の比較例の鋼および実施例の鋼をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、インゴットに鋳造して鋼片とした。これらの鋼片を１１５０℃に加熱して５時間保持した後、径５５ｍｍの棒鋼に鍛伸した。その後、８４５℃に加熱し、１時間保持後空冷して焼ならしを行った後、切削加工にて径４６ｍｍの棒鋼に加工した。

表１において、本発明の実施例のＮｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１８では、固溶Ａｌが質量％で０．０２０％以上存在している。一方、比較例のＮｏ．１〜１０では、固溶Ａｌの欄に数値がないものは、固溶Ａｌが存在していないことをハイフンで示している。なお、本願の化学成分の量から外れるものは網かけで示し、Ｎｉの比較例のＮｏ．１を除く網かけで示す実施例および比較例のものは、いずれも不可避不純物として含有されているものを示し、比較例のＮｏ．１はＮｉを特に１．６０％含有させたものである。なお、比較例のＮｏ．２は下記で示す表２に記載するように、ＰとＳｎの合計量が０．４２％であり、本願発明の範囲を外れているものである。

次いで、これらの棒鋼を図１に示す焼入・焼戻し条件にて焼入・焼戻しを行った。この場合、径４６ｍｍの棒鋼を（ａ）に示すように８００〜９００℃に加熱し、５０〜９０分保持した後、６０℃に油冷して焼入れし、さらに、（ｂ）に示すように５００〜６００℃に５０〜９０分保持して焼戻して水冷した。例えば、実施例のＮｏ．１８の棒鋼では、８６０℃に加熱し、５０分保持した後、６０℃に油冷して焼入れし、次いで、５５０℃に９０分保持して焼戻して水冷した。その後、図２に示すように、これらの棒鋼１の中周部２から、図３の（ａ）に示す２ｍｍＶノッチ３ａを有するシャルピー衝撃試験片３を作製した。図３の（ｂ）はシャルピー衝撃試験片３の側面図で、この３図の数字はｍｍ単位で示す寸法である。

さらに、室温と、液体窒素により冷却した−２０℃と−４０℃の温度で、上記したシャルピー衝撃試験片３を用いてシャルピー衝撃試験を実施した。このシャルピー衝撃試験の試験結果を、以下の表２に本発明の比較例および実施例の衝撃試験値として示す。

表２に見られるように、本発明の実施例のＮｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１８の各鋼は、固溶Ａｌを０．０２０％以上存在させ、ＰおよびＳｎの含有量の和を０．０４０％未満としたことで、低温での衝撃値が向上した。一方、比較例のＮｏ．１〜１０の各鋼の衝撃値はＮｏ．１を除いて低い値となった。この比較例のＮｏ．１の鋼は高い衝撃値を示したが、これは表１に示すように、Ｎｉを特に添加した鋼であるため、本願発明の鋼とは異なるものである。

比較例のＮｏ．２の鋼は固溶Ａｌが０．０２４％であって本願発明で規定の０．０１８％以上存在しているが、ＰおよびＳｎの含有量の和が０．０４０％以上あって本願発明で規定の０．０４０％未満を満たしていないためにシャルピー衝撃値は低下し、本願発明を満足しないものであった。

１棒鋼の断面図
２中周部
３シャルピー衝撃試験片
３ａＶノッチ
３ｂ断面図

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．６６〜２．００％、Ｓｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０３６〜０．０７０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼で、上記組成のＡｌ含有量とＮ含有量から求められる固溶Ａｌの含有量は、上記組成のＡｌ含有量からＮ含有量の（２７／１４）倍を引いた値によって求められる固溶Ａｌの含有量が０．０１８％以上を満足し、かつＰおよびＳｎの含有量の和が０．０４０％未満を満足することを特徴とする寒冷地の酷しい環境下で使用可能な靱性に優れた機械構造用鋼。
請求項１の組成に加え、Ｍｏ：０．０２〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼で、上記組成のＡｌ含有量とＮ含有量から求められる固溶Ａｌの含有量は、上記組成のＡｌ含有量からＮ含有量の（２７／１４）倍を引いた値によって求められる固溶Ａｌの含有量が０．０１８％以上を満足し、かつＰおよびＳｎの含有量の和が０．０４０％未満を満足することを特徴とする寒冷地等の酷しい環境下で使用可能な靱性に優れた機械構造用鋼。