JPH0978182A - 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼を提供す
る。 【解決手段】Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：０．５〜
２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜
１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０１０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５％未満、
Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０〜０．１５％、Ｔｉ：０
〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｍｏ：０．０
１％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以
下、残部Ｆｅと不可避不純物の組成を有し、且つ、１．
９３≦Ａｌ／｛Ｎ−（Ｚｒ／６．２５）−（Ｔｉ／３．
４３）−（Ｂ／０．７８）｝≦１０を満たす耐遅れ破壊
性に優れた機械構造用鋼。なお上記不等式における元素
記号はその元素の含有量を意味する。組織は焼入れ焼戻
し組織であることが望ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、160kgf/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
ラック及び土木・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ＰＣ
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ＪＩ
ＳＧ４１０５（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ＪＩＳＧ４１０３（１９８９）に規定さ
れたＳＮＣＭ６１６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。又、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且つ耐遅れ破
壊性に優れた構造用鋼及び高強度ボルト用鋼が、例え
ば、特開昭５８−８４９６０号、同６１−１１７２４８
号及び同６１−１３０４５６号の各公報で提案されてい
る。更に、特開平３−２４３７４５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及びその製造法が提案されている。
しかし、前記の各公報の提案には鋼の成分としていずれ
もＭｏを含むため、経済性の点で依然として問題であ
り、又、靱性や水素透過性の点で必ずしも十分とは言え
なかった。

【０００７】特開昭５８−１１３３１７号、同５８−１
５７９２１号、同５８−６１２１９号及び同５８−１１
７８５６号には鋼の成分としてＭｏを含まない技術が提
案されているが、やはり靱性や水素透過性の点で必ずし
も充分とは言えないものであった。

【０００８】

【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、160kgf/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を提供する
ことを目的とするものである。より詳しくは、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160kgf/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
鋼及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。

【０００９】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160kgf/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。

【００１０】

【課題を解決するための手段】これまでに提案されてい
る耐遅れ破壊性に優れた構造用鋼にはＭｏが添加されて
いるものが多かった。

【００１１】鋼中のＭｏは水素過電圧を下げることによ
って水素の侵入を抑制する作用を有する。この効果によ
って遅れ破壊の原因となる水素脆化が防止され、鋼の耐
遅れ破壊性が高まる。しかし、Ｍｏは高価な元素である
ため、Ｍｏを含有する鋼は経済性の観点から用途限定さ
れることが多い。

【００１２】そこで本発明者は、Ｍｏよりも安価で、Ｍ
ｏと同様に水素の侵入を抑制することが知られているＣ
ｕに着目し、Ｃｕ含有鋼の耐遅れ破壊性に及ぼす影響に
ついて研究した結果、下記の（ａ）〜（ｄ）の知見を得
るに至った。

【００１３】（ａ）従来提案されているＭｏ含有量の範
囲（重量％で約０．０１〜０．８％）の低合金鋼にＣｕ
を追加添加しても、更なる腐食抑制効果及び水素侵入抑
制効果は認められない。すなわち、図２に示すようにＭ
ｏ含有量が０．０１〜０．８重量％の各種低合金鋼に
０．３重量％のＣｕを複合添加しても、Ｃｕ無添加の場
合と比較して、水素透過量及び腐食速度に実質的な差は
生じない。なお図２はＣｒ含有量がいずれも２重量％以
下の各種低合金鋼を用いた調査結果を示すものである。

【００１４】（ｂ）Ｍｏ以外の合金組成はそのままと
し、Ｍｏ非添加とした低合金鋼に対して単にＣｕを添加
しただけでは、所期の腐食抑制効果が得られない。

【００１５】（ｃ）Ｃｕ添加と併せてＣｒ含有量を低く
すれば、前記（ｂ）のＭｏを添加していない低合金鋼に
Ｃｕを含有させることによる水素侵入の抑制効果を、飛
躍的に高めることができる。しかも、この場合の水素侵
入の抑制効果は図１に示すように、Ｍｏを含有させた場
合よりも大きい。なお図１は、０．３重量％のＣｕを含
む０．５重量％のＭｏ添加鋼及びＭｏ非添加鋼（Ｍｏ含
有量は不純物レベルである０．００３重量％）におい
て、Ｃｒ含有量が水素透過量に及ぼす影響を調査した結
果である。同図で用いた鋼のＣｕ、ＭｏとＣｒ以外の化
学組成は、重量％で、Ｃ：０．３１％、Ｓｉ：０．２６
％、Ｍｎ：０．３５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．０
０８％、Ａｌ：０．００６％、Ｎｉ：０．４６％、Ｎ
ｂ：０．１７３％、Ｖ：０．０５％及びＮ：０．００３
％である。

【００１６】（ｄ）引張強さが160kgf/mm²以上の高強度
鋼の耐遅れ破壊性を高めるためには、Ａｌ含有量とＮ含
有量、それもＺｒ、Ｔｉ及びＢと結合していない所謂
「有効Ｎ量（ＥＮ量）」、との比を適正化することが重
要である。

【００１７】上記知見に基づく本発明は、下記（１）と
（２）に示す耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼を要旨
とする。

【００１８】（１）重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０１０
％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜
０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５
％未満、Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０〜０．１５％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｍ
ｏ：０．０１％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．
０１％以下、残部Ｆｅと不可避不純物の組成を有し、且
つ、１．９３≦ｆｎ１≦１０を満たす耐遅れ破壊性に優
れた機械構造用鋼。

【００１９】ここで、ｆｎ１＝Ａｌ／｛Ｎ−（Ｚｒ／
６．２５）−（Ｔｉ／３．４３）−（Ｂ／０．７
８）｝。なお上記のｆｎ１における元素記号はその元素
の重量％での含有量を意味する。

【００２０】（２）焼入れ焼戻し組織からなる上記
（１）に記載の耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下に、本発明における鋼の化学
組成及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。

【００２２】（Ａ）鋼の化学組成 Ｃ：Ｃは炭化物を形成し析出強化によって鋼を強化し、
又、焼入時に安定なマルテンサイト組織を生成し、変態
強化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。更に焼入性の増加及び結晶の細粒化にも
有効な成分である。

【００２３】しかしその含有量が０．３％未満では焼入
性の劣化をきたし、又、炭化物の析出量が少なく強度を
損なう。一方、０．６％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や
加工性が低下する。従って、Ｃの含有量を０．３〜０．
６％とした。なお、所望の高強度を安定して得るために
Ｃ含有量は０．４〜０．６％とすることが好ましい。

【００２４】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸及び強度増加のため
に有効な元素である。特に本発明鋼のように高価なＭｏ
を含まず、且つ耐遅れ破壊性を高める観点からＣｒ含有
量を低くした高強度の鋼に対して、Ｓｉの強化作用は有
効である。しかしその含有量が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。従って、Ｓｉの含有量を０．５〜２．０％と定め
た。

【００２５】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及び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採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
０．１％未満ではその効果が小さく、一方、１．０％を
超えて含有させると溶接性、熱間加工性及び靱性の劣化
をきたす。従って、Ｃｕの含有量を０．１〜１．０％と
した。

【００２６】Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性を向上させ、且つ
鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する作用がある。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、その含有量が０．１％未満では添加効果に乏し
い。一方、１．５％を超えるとＭｏ非添加鋼におけるＣ
ｕの水素侵入抑制効果を損ない、耐遅れ破壊性を低下さ
せてしまう。従って、Ｃｒの含有量を０．１〜１．５％
とした。なおＭｏ非添加鋼においてＣｕの水素侵入抑制
効果を確実に発揮させるためには、Ｃｒ含有量の上限を
０．５％程度とすることが好ましい。

【００２７】Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化及
び細粒化を図るのに有効であるが、０．００５％未満で
は所望の効果を得ることができない。一方、０．０１０
％を超えて含有させると、本発明の対象とする高い強度
レベルでは、介在物の量が耐遅れ破壊性を劣化させる領
域に入ってしまう。従って、本発明ではＡｌの含有量を
０．００５〜０．０１０％と定めた。

【００２８】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、Ｎｂの含有量を
０．００５〜０．２０％とした。

【００２９】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、又、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０．０
５〜０．５０％とした。

【００３０】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。又、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、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏
しく、０．３０％を超えると靭性の劣化をきたす。従っ
て、Ｖの含有量を０．０１〜０．３０％とした。

【００３１】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸や焼入性向上に有効な元
素ではあるが、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でも良い。

【００３２】Ｎ：Ｎは鋼の細粒化を図り、耐遅れ破壊性
を高めるのに有効な元素である。しかし、低合金鋼にお
いては通常０．０１％を超えて含有させることは難しい
ため、その含有量を０．０１％以下とした。なおＮ含有
量は前記したｆｎ１に関する不等式、１．９３≦ｆｎ１
≦１０を満足させる必要があることから、上、下限値は
それぞれＡｌ、Ｚｒ、Ｔｉ及びＢ含有量との関係で決定
される。

【００３３】Ｚｒ：Ｚｒは添加しなくても良い。添加す
れば鋼中に炭化物を球状微細に分散させて耐遅れ破壊性
を一層高める効果を有する。従って、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ても良
い。前記効果を確実に得るにはＺｒは０．０１％以上の
含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が
０．１５％を超えると靱性の劣化をきたすようになる。
従って、Ｚｒ含有量を０〜０．１５％とした。

【００３４】Ｔｉ：Ｔｉは添加しなくても良い。添加す
れば鋼の焼入性を一段と高めて高強度化し、且つ粒界を
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
有する。このため、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しても良い。前記効果を確実に
得るにはＴｉは０．０１％以上の含有量とすることが望
ましい。しかし、その含有量が０．１０％を超えると、
鋼の靱性を劣化するようになる。従って、Ｔｉの含有量
を０〜０．１０％とした。

【００３５】Ｂ：Ｂも添加しなくても良い。添加すれば
鋼の焼入性を一段と高めて高強度化し、且つ粒界を強化
することにより耐遅れ破壊性を一層改善する作用を有す
る。従って、特に製品寸法が大きい場合には高強度を確
保する目的で添加しても良い。前記効果を確実に得るに
はＢは０．０００３％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が０．００５０％を超えると、
鋼の靱性を劣化するようになる。従って、Ｂ含有量を０
〜０．００５０％とした。

【００３６】Ｍｏ：Ｍｏは上記した量のＣｒを含む鋼に
おいて、Ｃｕの水素侵入抑制効果を低下させてしまう。
これは、Ｃｕが腐食速度を下げることにより水素侵入抑
制効果を発現するのに対して、Ｍｏが腐食速度を上げる
作用を有するためである。従って、本発明ではＭｏの含
有量を鋼中不純物としての範囲を超えないよう０．０１
％以下と定めた。

【００３７】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、且つ粒界強度を
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。

【００３８】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。

【００３９】ｆｎ１：図３〜６に示すように、前記した
ｆｎ１の値を１．９３≦ｆｎ１≦１０に制御すること
で、極めて高い強度を指向する本発明鋼に対して所望の
優れた耐遅れ破壊性を付与できることが明らかになっ
た。

【００４０】すなわち、本発明者は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、
Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ及びＢの含有量が前記した本発明鋼の範囲内に
あって、Ｎ含有量が０．０１％以下で、且つ、ｆｎ１が
種々の値となる鋼を実験室的に溶製した。そして通常の
方法で熱間圧延を施し、その後焼入れ焼戻し処理を行っ
て引張強さが160kgf/mm²以上となるように調整した。次
いでこれらの鋼材に対して後の実施例で詳しく述べる試
験方法で遅れ破壊特性を調査した。図３〜６はその結果
を示すものである。なお、図３はＡｌは含むがＺｒ、Ｔ
ｉ及びＢを含まない鋼での結果を、図４はＡｌとＺｒは
含むがＴｉとＢを含まない鋼での結果を、図５はＡｌと
Ｔｉ及びＢは含むがＺｒを含まない鋼での結果を示す。
又、図６はＡｌ、Ｚｒ、Ｔｉ及びＢをすべて含む鋼にお
ける結果を示したものである。

【００４１】上記の図３〜６において○印は割れ（遅れ
破壊）が発生しなかったことを、又、●印は割れが発生
したことを示す。これらの図から前記ｆｎ１の値が１．
９３未満の場合と１０を超える場合にはいずれも割れが
発生することが明らかである。更に、割れはすべて窒化
物を起点として生じていることが判明した。従って、本
発明では１．９３≦ｆｎ１≦１０の規定を設けた。

【００４２】（Ｂ）鋼の組織 上記した化学組成を有する鋼であっても、160kgf/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、又は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、又は焼入れのまま（Ａｓ
Ｑ）などの組織でも後述の実施例に示すように、160kgf
/mm²以上の引張り強さと優れた耐遅れ破壊性を示す。

【００４３】但し、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。

【００４４】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。

【００４５】

【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。

【００４６】先ず、通常の方法によって、下記表１〜５
に示す成分組成の鋼（No.1〜46）を５０kg真空溶解炉に
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38〜46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。又、鋼47〜49は従来鋼
であり、47はJIS G 4105(1989)の SCM440 鋼、48は JIS
G 4103(1989) のSNCM616 鋼、47は特開昭５８−８４９
６０号公報に提案されている鋼である。

【００４７】鋼 1〜 4、8 〜15、19〜24、28〜32、36〜
39、43〜46は、１１００〜１２００℃で熱間鍛造及び熱
間圧延して厚さ１５ｍｍの板材とし、９５０℃に再加熱
して４５分保持して水焼入れした後、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160kgf
/mm²以上となるように調整して遅れ破壊性を調査した。
又、47〜49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47、48及び49についてそれぞれ８７
０、９００、９５０℃に再加熱して４５分保持した後、
水焼入れし、その後焼戻しを施した。更に、上記以外の
熱間圧延まま材（No.5、16、25、33、40）、焼入れまま
材（No.6、17、26、34、41）、熱間圧延後加速冷却を施
した鋼（No.7、18、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。

【００４８】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７に示すような形状、寸法の試
験片１を図８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７中において数字はｍ
ｍの単位の長さを示す。

【００４９】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。

【００５０】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。又、靱性の点
ではシャルピー試験のシェルフエネルギー値が高くなっ
ていることから、及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。

【００５１】すなわち、本発明によると160kgf/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又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。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【表５】

【００５７】

【表６】

【００５８】

【表７】

【００５９】

【表８】

【００６０】

【表９】

【００６１】

【表１０】

【００６２】

【発明の効果】以上説明したように、本発明による耐遅
れ破壊性に優れた機械構造用鋼は引張強さが160kgf/mm²
以上で、且つ耐遅れ破壊性に優れている。従って、定期
補修や取り替えを前提として、一定期間内での遅れ破壊
発生の恐れがないので、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
鋼として利用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】０．３重量％のＣｕを含む０．５重量％のＭｏ
添加鋼及びＭｏ非添加鋼（Ｍｏ含有量は不純物レベルで
ある０．００３重量％）において、Ｃｒ含有量が水素透
過量に及ぼす影響を示す図である。

【図２】Ｍｏ含有量が０．０１〜０．８重量％の各種低
合金鋼に０．３重量％のＣｕを複合添加した場合とＣｕ
無添加の場合の水素透過量及び腐食速度を比較して示す
図である。

【図３】Ａｌは含むがＺｒ、Ｔｉ及びＢを含まない引張
強さ160kgf/mm²以上の鋼におけるＡｌとＮの含有量が遅
れ破壊発生に及ぼす影響を示す図である。

【図４】ＡｌとＺｒは含むがＴｉとＢを含まない引張強
さ160kgf/mm²以上の鋼におけるＡｌ含有量及びＥＮ＝Ｎ
−（Ｚｒ／６．２５）の量が遅れ破壊発生に及ぼす影響
を示す図である。

【図５】ＡｌとＴｉ及びＢは含むがＺｒを含まない引張
強さ160kgf/mm²以上の鋼におけるＡｌ含有量及びＥＮ＝
Ｎ−（Ｔｉ／３．４３）−（Ｂ／０．７８）の量が遅れ
破壊発生に及ぼす影響を示す図である。

【図６】Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ及びＢをすべて含む引張強さ
160kgf/mm²以上の鋼におけるＡｌ含有量及びＥＮ＝Ｎ−
（Ｚｒ／６．２５）−（Ｔｉ／３．４３）−（Ｂ／０．
７８）の量が遅れ破壊発生に及ぼす影響を示す図であ
る。

【図７】実施例における定荷重試験で用いた試験片とノ
ッチの形状及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８】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 (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：
   ０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：
   ０．１〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０１０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．
   ５０％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５％未
   満、Ｎ：０．０１％以下、Ｚｒ：０〜０．１５％、Ｔ
   ｉ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｍｏ：
   ０．０１％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１
   ％以下、残部Ｆｅと不可避不純物の組成を有し、且つ、
   １．９３≦ｆｎ１≦１０を満たす耐遅れ破壊性に優れた
   機械構造用鋼。但し、ｆｎ１＝Ａｌ／｛Ｎ−（Ｚｒ／
   ６．２５）−（Ｔｉ／３．４３）−（Ｂ／０．７８）｝
2. 【請求項２】焼入れ焼戻し組織からなる請求項１に記載
   の耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼。