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技術 機械構造用部品

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 千田徹志大村朋彦
出願日 2016年9月21日 (4年3ヶ月経過) 出願番号 2016-183730
公開日 2017年4月6日 (3年8ヶ月経過) 公開番号 2017-066521
状態 特許登録済
技術分野
  • -
主要キーワード 薄膜試験片 静的応力 三価クロメート処理 疲労破壊特性 環状切欠 MC型 粗形状 高温加工性
関連する未来課題
重要な関連分野

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図面 (3)

課題

使用中の環境からの水素侵入量を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品を提供する。

解決手段

化学組成が、質量%で、C:0.21〜0.34%、Mn:0.10〜1.0%、Mo:1.50〜4.0%、V:0.10〜0.35%、Al:0.01〜0.10%、N:0.001〜0.015%、Nb:0〜0.04%、Ti:0〜0.04%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.0060%、Ca:0〜0.005%、Mg:0〜0.005%、Zr:0〜0.005%、残部がFe及び不純物で、不純物としてのSi、P及びSが、Si≦0.15%、P≦0.015%及びS≦0.015%であり、さらに、0<(Mo/96)+(V/51)−(C/12)で、鋼中のMC型炭化物の平均サイズが1〜30nmであり、引張強さが1200MPa以上である、機械構造用部品。

概要

背景

自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化、あるいは土木建築構造物建設費削減のために、機械構造用部品高強度化が進められている。

例えば、ボルトは、JIS G 4053で規定されているSCM435、SCM440などの低合金鋼を用い、所定の形状に成形後、焼入れ焼戻し処理によって製造されている。このため、ボルトを簡単に高強度化するためには、焼戻し温度を低くすればよい。

しかしながら、引張強さが1200MPaを超えるような機械構造用部品では、水素脆化一種である遅れ破壊が問題となる。上記の「遅れ破壊」は、静的応力下に置かれた部品が、ある時間経過後に突然、脆性的に破壊する現象であり、微量の水素でも生じる。上記の部品が屋外、特に、海水融雪塩などの塩分が飛来する環境で使用される場合には、さび層下のpHが低下し、水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の危険性が高まる。

そこで、従来から、遅れ破壊などの水素脆化を考慮した鋼あるいは鋼部品が検討されている。例えば、特許文献1には、水素トラップサイトとなる(Mo、V)2Cを活用した耐水素疲労破壊特性に優れた鋼、特許文献2には、水素トラップと高強度化のために合金炭化物の最適化を図った耐遅れ破壊特性に優れた鋼、特許文献3には、鋼材化学成分に加えてミクロ組織を制御した耐遅れ破壊特性に優れたボルトが開示されている。

概要

使用中の環境からの水素侵入量を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品を提供する。化学組成が、質量%で、C:0.21〜0.34%、Mn:0.10〜1.0%、Mo:1.50〜4.0%、V:0.10〜0.35%、Al:0.01〜0.10%、N:0.001〜0.015%、Nb:0〜0.04%、Ti:0〜0.04%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.0060%、Ca:0〜0.005%、Mg:0〜0.005%、Zr:0〜0.005%、残部がFe及び不純物で、不純物としてのSi、P及びSが、Si≦0.15%、P≦0.015%及びS≦0.015%であり、さらに、0<(Mo/96)+(V/51)−(C/12)で、鋼中のMC型炭化物の平均サイズが1〜30nmであり、引張強さが1200MPa以上である、機械構造用部品。

目的

本発明は、化学組成を最適化することにより使用中の環境からの水素侵入量を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

化学組成が、質量%で、C:0.21〜0.34%、Mn:0.10〜1.0%、Mo:1.50〜4.0%、V:0.10〜0.35%、Al:0.01〜0.10%、N:0.001〜0.015%、Nb:0〜0.04%、Ti:0〜0.04%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.0060%、Ca:0〜0.005%、Mg:0〜0.005%、Zr:0〜0.005%、残部がFeおよび不純物で、不純物としてのSi、PおよびSが、Si:0.15%以下、P:0.015%以下およびS:0.015%以下であり、さらに、下記の[1]式で表されるFn1が0を超え、鋼中のMC型炭化物の平均サイズが1〜30nmであり、引張強さが1200MPa以上である、機械構造用部品。Fn1=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)・・・[1]但し、[1]式中のMo、VおよびCは、それぞれの元素の鋼中含有量(質量%)を意味する。

請求項2

質量%で、Nb:0.005〜0.04%およびTi:0.005〜0.04%から選択される1種以上を含有する、請求項1に記載の機械構造用部品。

請求項3

質量%で、Cr:0.1〜1.0%を含有する、請求項1または2に記載の機械構造用部品。

請求項4

質量%で、B:0.0003〜0.0060%を含有する、請求項1から3までのいずれかに記載の機械構造用部品。

請求項5

質量%で、Ca:0.0002〜0.005%、Mg:0.0002〜0.005%およびZr::0.0002〜0.005%から選択される1種以上を含有する、請求項1から4までのいずれかに記載の機械構造用部品。

請求項6

亜鉛めっき層によって全表面が被覆された請求項1から5までのいずれかに記載の機械構造用部品。

技術分野

0001

本発明は、機械構造用部品に関し、詳しくは、優れた耐遅れ破壊特性を備えた機械構造用部品に関する。

背景技術

0002

自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化、あるいは土木建築構造物建設費削減のために、機械構造用部品の高強度化が進められている。

0003

例えば、ボルトは、JIS G 4053で規定されているSCM435、SCM440などの低合金鋼を用い、所定の形状に成形後、焼入れ焼戻し処理によって製造されている。このため、ボルトを簡単に高強度化するためには、焼戻し温度を低くすればよい。

0004

しかしながら、引張強さが1200MPaを超えるような機械構造用部品では、水素脆化一種である遅れ破壊が問題となる。上記の「遅れ破壊」は、静的応力下に置かれた部品が、ある時間経過後に突然、脆性的に破壊する現象であり、微量の水素でも生じる。上記の部品が屋外、特に、海水融雪塩などの塩分が飛来する環境で使用される場合には、さび層下のpHが低下し、水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の危険性が高まる。

0005

そこで、従来から、遅れ破壊などの水素脆化を考慮した鋼あるいは鋼部品が検討されている。例えば、特許文献1には、水素トラップサイトとなる(Mo、V)2Cを活用した耐水素疲労破壊特性に優れた鋼、特許文献2には、水素トラップと高強度化のために合金炭化物の最適化を図った耐遅れ破壊特性に優れた鋼、特許文献3には、鋼材化学成分に加えてミクロ組織を制御した耐遅れ破壊特性に優れたボルトが開示されている。

0006

特開2002−327235号公報
特開2006−045670号公報
特開2007−031734号公報

先行技術

0007

明夫、徳広祐之輔、吉沢四郎、山川宏二、中尾和敏:防食技術、26(1977)、pp.503−508

発明が解決しようとする課題

0008

特許文献1で開示された鋼は、耐水素疲労破壊特性に優れ、特許文献2で開示された鋼は、耐遅れ破壊特性に優れている。さらに、特許文献3で開示されたボルトもまた、確かに耐遅れ破壊特性に優れている。しかしながら、上記の各特許文献では、特に、使用中の環境が大きく影響する腐食によって生じる水素(以下、「使用中の環境からの水素」という。)の侵入を抑制する手段についての検討が十分ではない。このため、特許文献1〜3で開示された技術は、使用中の環境からの水素侵入量の抑制という観点から、改善の余地がある。

0009

本発明は、化学組成を最適化することにより使用中の環境からの水素侵入量を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

0010

本発明者らは、前記の課題を解決するために、種々の化学組成を有する低合金鋼鋼材を焼入れ−焼戻し処理して、機械構造用部品の遅れ破壊の原因となる水素量、中でも、使用中の環境からの水素侵入量について詳細な調査を行った。その結果、後述の実施例に一例を示すように、使用中の環境からの水素侵入量の抑制には、固溶Moが存在することが特に重要であるという全く新たな知見を得た。

0011

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す機械構造用部品にある。

0012

(1)化学組成が、質量%で、
C:0.21〜0.34%、
Mn:0.10〜1.0%、
Mo:1.50〜4.0%、
V:0.10〜0.35%、
Al:0.01〜0.10%、
N:0.001〜0.015%、
Nb:0〜0.04%、
Ti:0〜0.04%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.0060%、
Ca:0〜0.005%、
Mg:0〜0.005%、
Zr:0〜0.005%、
残部がFeおよび不純物で、
不純物としてのSi、PおよびSが、Si:0.15%以下、P:0.015%以下およびS:0.015%以下であり、
さらに、下記の[1]式で表されるFn1が0を超え、
鋼中のMC型炭化物の平均サイズが1〜30nmであり、
引張強さが1200MPa以上である、
機械構造用部品。
Fn1=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)・・・[1]
但し、[1]式中のMo、VおよびCは、それぞれの元素の鋼中含有量(質量%)を意味する。

0013

(2)質量%で、Nb:0.005〜0.04%およびTi:0.005〜0.04%から選択される1種以上を含有する、上記(1)に記載の機械構造用部品。

0014

(3)質量%で、Cr:0.1〜1.0%を含有する、上記(1)または(2)に記載の機械構造用部品。

0015

(4)質量%で、B:0.0003〜0.0060%を含有する、上記(1)から(3)までのいずれかに記載の機械構造用部品。

0016

(5)質量%で、Ca:0.0002〜0.005%、Mg:0.0002〜0.005%およびZr::0.0002〜0.005%から選択される1種以上を含有する、上記(1)から(4)までのいずれかに記載の機械構造用部品。

0017

(6)亜鉛めっき層によって全表面が被覆された上記(1)から(5)までのいずれかに記載の機械構造用部品。

発明の効果

0018

本発明によれば、使用中の環境からの水素の侵入を抑制することで耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品の提供が可能になる。このため、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

図面の簡単な説明

0019

(実施例2)の試験結果を、横軸縦軸にそれぞれ、引張強さ(ただし、1200〜1600MPaの範囲で示した。)と破壊強度比をとって整理した図である。
(実施例3)の試験結果を、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さと破壊強度比をとって整理した図である。

0020

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。

0021

(A)化学組成について:
C:0.21〜0.34%
Cは、鋼の強度を向上させる元素であり、機械構造用部品の強度を高めるために、0.21%以上の量を含有させる必要がある。一方、Cの含有量が0.34%を超えると、冷間加工性が低下する。このため、Cの含有量は0.21〜0.34%とする。C含有量の好ましい下限は0.25%であり、また、好ましい上限は0.30%である。なお、Cの含有量は、前記のFn1〔=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)〕が0を超える必要がある。

0022

Mn:0.10〜1.0%
Mnは、鋼の脱酸に有効であり、さらに、鋼の強度および焼入れ性を向上させる有用な元素である。上記の効果を得るためには、Mnを0.10%以上含有させる必要がある。一方、Mnの含有量が1.0%を超えると、粒界偏析して粒界割れ型の遅れ破壊が発生したり、硬さの上昇によって部品形状に加工する際の冷間加工性が劣化したりする。したがって、Mnの含有量は0.10〜1.0%とする。Mn含有量の好ましい下限は0.20%であり、また、好ましい上限は0.70%である。

0023

Mo:1.50〜4.0%
Moは、本発明において重要な元素である。Moは、鋼の強度および焼入れ性を向上させ、しかも、600℃前後の高温焼戻しの際に微細炭化物を形成して析出強化により強度を上昇させることで、強度と耐遅れ破壊特性の向上を両立させる。さらに、Moは、固溶状態において、使用中の環境からの水素の侵入量を低減する効果を通じて、耐遅れ破壊特性を向上させる。これらの効果を得るためには、Moを1.50%以上含有させる必要がある。一方、Moを4.0%を超えて含有させてもそれらの効果が飽和することに加えて、熱間圧延などの高温加工性を損なう。したがって、Moの含有量は1.50〜4.0%とする。Mo含有量の好ましい下限は2.2%であり、また、好ましい上限は2.9%である。なお、Moの含有量は、前記のFn1〔=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)〕が0を超える必要がある。

0024

V:0.10〜0.35%
Vは、本発明において重要な元素である。適正量のVをMoと複合して含有させることで、Moの炭化物が、Mo2Cではなく、(Mo、V)Cの微細なMC型炭化物となる。このため、Vは、固溶Moの確保による使用中の環境からの水素侵入量の低減を通じた耐遅れ破壊特性の向上に有効である。しかも、微細な(Mo、V)Cは、600℃前後の高温焼戻しの際に、析出強化により強度を上昇させることで、強度と耐遅れ破壊特性の向上を両立させる。これらの効果を得るためには、Vを0.10%以上含有させる必要がある。一方、Vの含有量が過剰になると、焼入れ加熱時など900℃前後の温度で粗大な炭窒化物を形成するため、該炭窒化物をマトリックス中に固溶させるために焼入れ加熱温度を高くする必要が生じ、製造コストが嵩む。したがって、Vの含有量は0.10〜0.35%とする。V含有量の好ましい下限は0.17%であり、また、好ましい上限は0.29%である。なお、Vの含有量は、前記のFn1〔=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)〕が0を超える必要がある。

0025

Al:0.01〜0.10%
Alは、鋼の脱酸に必要な元素であるとともに、窒化物を形成して熱処理時のオーステナイト粒径を微細化する効果があるため、0.01%以上含有させる。一方、Alを0.10%を超えて含有させても上記の効果が飽和する。したがって、Alの含有量を0.01〜0.10%とする。Al含有量の好ましい上限は0.05%である。なお、本発明のAl含有量とはトータルAlでの含有量を指す。

0026

N:0.001〜0.015%
Nは、オーステナイト粒径の微細化に有効な窒化物や炭窒化物の形成のために、0.001%以上含有させる。一方、Nの含有量が0.015%を超えると、粗大な窒化物が生成することで延性が低下する。このため、Nの含有量は0.001〜0.015%とする。N含有量の好ましい下限は0.003%であり、また、好ましい上限は0.008%である。

0027

Nb:0〜0.04%
Nbは、微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。このため、必要に応じてNbを含有させてもよい。しかしながら、Nbの含有量が多くなって0.04%を超えると、粗大な炭窒化物を形成するため、必要な強度が得られなくなる。したがって、含有させる場合のNb含有量の上限を0.04%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Nb含有量の下限は、0.005%であることが好ましい。

0028

Ti:0〜0.04%
Tiは、微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。このため、必要に応じてTiを含有させてもよい。しかしながら、Tiの含有量が多くなって0.04%を超えると、粗大な炭窒化物を形成するため、必要な強度が得られなくなる。したがって、含有させる場合のTi含有量の上限を0.04%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ti含有量の下限は、0.005%であることが好ましい。

0029

上記のTiおよびNbを複合して含有させる場合の合計量は、0.05%以下であることが好ましい。

0030

Cr:0〜1.0%
Crは、焼入れ性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である。このため、必要に応じてCrを含有させてもよい。しかしながら、1.0%を超えてCrを含有させても上記の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のCr含有量の上限を1.0%とする。Cr含有量の上限は、0.6%であることが好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Cr含有量の下限は、0.1%であることが好ましい。

0031

B:0〜0.0060%
Bは、鋼の焼入れ性を顕著に向上させる有用な元素である。このため、必要に応じてBを含有させてもよい。しかしながら、Bの含有量が0.0060%を超えると、その効果が飽和する。したがって、含有させる場合のB含有量の上限を0.0060%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、B含有量の下限は、0.0003%であることが好ましい。

0032

Ca:0〜0.005%
Caは、硫化物形態制御に有効な元素である。すなわち、Caには、MnSの圧延方向への伸長化を防止する形態制御効果があって、加工性および靱性の劣化を抑制する。さらに、Caには、脱酸作用もある。このため、必要に応じてCaを含有させてもよい。しかしながら、Caを0.005%を超えて含有させると、粗大な介在物を生成し、かえって靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のCa含有量の上限を0.005%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ca含有量の下限は、0.0002%であることが好ましい。

0033

Mg:0〜0.005%
Mgは、Caと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。このため、必要に応じてMgを含有させてもよい。しかしながら、Mgを0.005%を超えて含有させてもその効果が飽和する。したがって、含有させる場合のMg含有量の上限を0.005%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Mg含有量の下限は、0.0002%であることが好ましい。

0034

Zr:0〜0.005%
Zrは、CaおよびMgと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。このため、必要に応じてZrを含有させてもよい。しかしながら、Zrを0.005%を超えて含有させてもその効果が飽和する。したがって、含有させる場合のZr含有量の上限を0.005%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Zr含有量の下限は、0.0002%であることが好ましい。

0035

上記のCa、MgおよびZrを複合して含有させる場合の合計量は、0.006%以下であることが好ましい。

0036

本発明の機械構造用部品は、上述の各元素と、残部がFeおよび不純物とからなり、不純物としてのSi、PおよびSが、Si:0.15%以下、P:0.015%以下およびS:0.015%以下で、さらに、前記の[1]式で表されるFn1が0を超える化学組成を有する。

0037

ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石スクラップなどの原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

0038

Si:0.15%以下
Siは、鋼の製造過程で不純物として混入する元素である。Si含有量が0.15%を超えると、硬さの上昇によって部品形状に加工する際の冷間加工性が劣化する。このため、Siの含有量を0.15%以下とする。Siの含有量は、好ましくは0.10%以下、より好ましくは0.07%以下であり、極力低いことが好ましい。

0039

P:0.015%以下
Pは、不純物として含有され、焼入れ−焼戻し後の機械構造用部品の結晶粒界脆化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Pの含有量を0.015%以下とする。Pの含有量は極力低いことが好ましい。

0040

S:0.015%以下
Sは、不純物であり、通常はMn硫化物として鋼中に存在し、中性および酸性水溶液中で溶解することにより水素侵入を促進し、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Sの含有量を0.015%以下とする。Sの含有量は極力低いことが好ましい。

0041

Fn1:0を超える
本発明の機械構造用部品は、下記[1]式で表されるFn1が0を超えるものである。
Fn1=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)・・・[1]
但し、[1]式中のMo、VおよびCは、それぞれの元素の鋼中含有量(質量%)を意味する。

0042

Fn1は、本発明の機械構造用部品が、固溶Moを確保できて、使用中の環境からの水素侵入量が低減されて良好な耐遅れ破壊特性を得るための指標である。既に述べたように、MoとVを複合して含有させることで、600℃前後の高温焼戻しによって、(Mo、V)Cの微細なMC型炭化物が形成される。このMC型炭化物は、耐遅れ破壊特性の向上に有効な高温焼戻しを行った際の強度確保に有効である。一方で、該MC型炭化物であっても、使用中の環境からの水素侵入量を抑制するのに有効な固溶Moを消費するので、固溶Moが確保できなければ耐遅れ破壊特性の低下を招くことになる。しかし、Fn1が0を超える場合には、該MC型炭化物が形成されても固溶Moが確保されるため、使用中の環境からの水素侵入量が低減して良好な耐遅れ破壊特性が得られる。Fn1の好ましい下限は0.01である。なお、Fn1の上限は、Mo、VおよびCの含有量がそれぞれ、4.0%、0.35%および0.21%である場合の0.031に近い値であってもよいが、0.020であることが好ましい。

0043

(B)MC型炭化物について:
上記(A)項で述べた化学組成を有する本発明の機械構造用部品は、鋼中のMC型炭化物の平均サイズが1〜30nmである。なお、MC型炭化物は円板形状であるため、MC型炭化物の平均サイズとは、倍率40万倍程度のTEM像で観察した炭化物の長径を測定し、観察対象の炭化物の個数で平均して求めた値を指す。なお、長径が1nm以上のMC型炭化物を観察対象とした。

0044

MC型炭化物の平均サイズが1nmを下回ると、析出強化量不足するために耐遅れ破壊特性が低下する。一方、MC型炭化物の平均サイズが30nmを上回ると、かえって析出強化量が低下するとともにマトリックス中のCを消費するため、機械構造用部品に求められる強度が得られなくなる。

0045

本発明の機械構造用部品における上記のMC型炭化物とは、MC型のMoおよびVの複合炭化物を指し、本発明の機械構造用部品がその化学組成に任意元素としてのNbおよび/またはTiを含有する場合には、MC型のNbおよび/またはTiを含有する炭化物をも含む。

0046

(C)機械構造用部品の引張強さについて:
本発明の機械構造用部品は、引張強さが1200MPa以上である。引張強さが1200MPa以上であれば、近年において高強度化が進められている分野の機械構造用部品として、例えば、自動車、各種産業機械、土木・建築構造物などの用途に、好適に用いることができる。

0047

(D)機械構造用部品の防錆のためのめっきについて:
本発明の機械構造用部品は亜鉛めっきによって全表面を防錆処理することができる。引張強さが1200MPa以上である部品は、通常、亜鉛めっきによって防錆処理すると、部品に傷が入って鉄地が露出した際は、鉄地がカソードとなって水素発生イトとなる。したがって、従来の高強度機械構造用の鋼部品は亜鉛めっきによって耐遅れ破壊特性が低下する。しかし、引張強さが1200MPa以上である本発明の機械構造用部品は耐遅れ破壊特性に優れており、亜鉛めっきによって防錆処理して鉄地が露出した際も、耐遅れ破壊特性が低下することがない。亜鉛めっき層の厚さは2〜50μm程度であればよい。

0048

本発明の機械構造用部品は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。

0049

(A)項で述べた化学組成を有する鋼を溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出熱間鍛造などの熱間加工によって、鋼板丸棒など所要粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に熱間鍛造、切削加工などを施して、所定の機械構造用部品形状に成形する。なお、冷間鍛造などの冷間加工工程が必要な部品については、冷間加工性を向上させるために、熱間加工後の鋼材に焼鈍または球状化焼鈍処理を施してもよい。また、寸法精度が必要とされるボルトなどの場合には、冷間鍛造の前に伸線を行ってもよい。

0050

所定の部品形状に成形した後、強度を付与するため、鋼のAc3点以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。なお、焼入れのための加熱温度(以下、「焼入れ加熱温度」という。)が低すぎると、Mo、V、NbおよびTiの炭窒化物のマトリックス中への固溶が不十分となり、MC型炭化物の平均サイズが30nmを超えるため、機械構造用部品に求められる強度を得ることができない。一方、操業面からは熱処理炉炉体および付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、あまり高い温度に加熱するのは好ましくない。このため、焼入れ加熱温度は870〜950℃とするのが好ましい。

0051

耐遅れ破壊特性を向上させるためには、上記の焼入れ処理を行った後に焼戻しを行う必要がある。焼戻しの温度は、500〜650℃が好適である。焼戻し温度が500℃未満では、MC型炭化物の平均サイズが1nmを下回って、十分な耐遅れ破壊特性が得られないことがある。一方、650℃以上で焼戻しする場合は、MC型炭化物がオストワルド成長してその平均サイズが30nmを超えて、強度が低下してしまうことがある。

0052

また、防錆のための全表面を被覆する亜鉛めっき処理は、電気めっきや溶融亜鉛めっき等の一般的な方法で行えば良い。例えば、塩化アンモン浴を用いてバレルめっき法にて行い、三価クロメート処理を施す方法で実施し、めっき層の厚さを2〜50μm程度とすればよい。

0053

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

0054

(実施例1)
表1に示す化学組成を有する鋼A〜Eを溶製し、鋳型鋳込んで得たインゴットを1250℃に加熱した後、熱間鍛造により直径70mmの丸棒とした。

0055

表1中の鋼Aおよび鋼Bは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼C〜Eは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

0056

0057

上記のようにして得た直径70mmの丸棒から、直径70mmで長さ20mmの円板切り出し、焼入れ−焼戻しの熱処理を行った。なお、焼入れ加熱温度は900℃、焼戻し温度は500〜600℃とした。

0058

焼入れ−焼戻し後、上記の直径70mmで長さ20mmの円板に機械加工およびエメリー紙による研磨を行って、直径70mmで厚さ0.5mmの円板に仕上げ、片側の面に厚さ約0.5μmのNiめっきを施した。

0059

次いで、非特許文献1に準拠したダブルセル型の陰極チャージ水素透過試験装置を用いた方法で、各鋼種水素透過係数を求めた。上記のようにして求めた水素透過係数を表1に併せて示す。

0060

表1から、前記のFn1〔=(Mo/96)+(V/51)−(C/12)〕が0を超えて(正の値となって)固溶Moが確保される鋼Aおよび鋼Bの水素透過係数は、Fn1が負となる鋼C〜Eの水素透過係数よりも小さい、すなわち侵入水素量が小さいことが明らかである。

0061

(実施例2)
表2に示す化学組成を有する鋼1〜33を溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを1250℃に加熱した後、熱間鍛造により直径20mmの丸棒とした。

0062

0063

表2中の鋼1〜26および鋼33は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼27〜32は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

0064

上記の直径20mmの丸棒は、900〜960℃で焼ならし処理を行った後、切削加工して直径14mmの丸棒に仕上げた。

0065

次いで、直径14mmに仕上げた丸棒に、表3に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行った。なお、焼入れ加熱の保持時間は60分とし、また、焼戻しの際の保持時間は90分とした。

0066

0067

各鋼について、上記の焼入れ−焼戻し処理した丸棒を用いて、以下に示す各種の調査を行った。

0068

〈1〉引張特性
JIS Z 2241に準拠して、上記の焼入れ−焼戻し処理した直径が14mmの各丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が6mmの14A号の丸棒引張試験片採取し、室温の大気中で引張試験して、引張強さを求めた。

0069

〈2〉MC型炭化物の平均サイズ:
上記〈1〉の調査で1200MPa以上の引張強さが得られた試験番号について、焼入れ−焼戻し処理後の直径14mmの丸棒のD/4の位置(「D」は丸棒の直径を表す。)を含むように薄膜試験片を作製し、TEMを用いて合計100000nm2の視野について倍率40万倍で撮影した写真を用いて、前述したように測定して、MC型炭化物の平均サイズを求めた。また、MC型炭化物の確認には、TEM−EDSを用いた。

0070

〈3〉耐遅れ破壊特性:
上記〈1〉の調査で1200MPa以上の引張強さが得られた試験番号について、焼入れ−焼戻し処理後の直径14mmの丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が7mmで、中央部に1.4mm深さの環状切欠きを付与した試験片を採取した。切欠きは60゜のV型で、切欠き底の曲率半径は0.175mmとした。この試験片を用いて、室温にて、質量%濃度で、0.005%HCl+3%NaClの水溶液に24時間浸漬した後、その浸漬状態で、0.006mm/分の低速で引張試験を実施し、上記水溶液中での破断応力(T1)を求めた。同様に、室温の大気中にて、上記0.006mm/分の速度で引張試験を実施し、大気中での破断応力(T2)を求めた。上記の、水溶液中での破断応力(T1)と大気中での破断応力(T2)から、破壊強度比であるT1/T2を算出して、耐遅れ破壊特性を評価した。なお、破壊強度比が1に近いほど耐遅れ破壊特性が良好と判断される。

0071

表3に、上記の各調査結果を併せて示す。さらに、図1に、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さ(ただし、1200〜1600MPaの範囲で示した。)と破壊強度比をとって、各鋼の耐遅れ破壊特性を比較して示す。

0072

表3および図1から、本発明で規定する化学組成とMC型炭化物の平均サイズの条件を満たす本発明例の試験番号1〜26は、いずれも1200MPaを超える引張強さが得られ、しかも、同一引張強さレベルの比較例の試験番号28〜33に比べて、耐遅れ破壊特性に優れていることが明らかである。

0073

比較例の試験番号27〜33の場合は、1200MPa以上という引張強さが得られていないか、同一引張強さレベルの本発明例の試験番号1〜26に比べて、耐遅れ破壊特性に劣っている。以下、試験番号27以降の比較例について個々に説明する。

0074

試験番号27は、用いた鋼27のC含有量が0.15%と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、引張強さが1200MPaに満たなかった。

0075

試験番号28は、用いた鋼28のFn1が−0.0069であり、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0076

試験番号29は、用いた鋼29のMo含有量が1.13%と少なく、Fn1も−0.0101であって、いずれも本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0077

試験番号30は、用いた鋼30の不純物中のPとSの含有量がそれぞれ、0.046%および0.036%と多く、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0078

試験番号31は、用いた鋼31のV含有量が0.05%と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0079

試験番号32は、用いた鋼32のMn含有量が1.44%と多く、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0080

試験番号33は、用いた鋼33の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、観察対象である長径が1nm以上のMC型炭化物が認められなかった。このため、MC型炭化物の平均サイズは1nm未満であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0081

(実施例3)
表4に示す化学組成を有する鋼34〜45を溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを1250℃に加熱した後、熱間鍛造により直径20mmの丸棒とした。

0082

0083

表4中の鋼34〜41および鋼45は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼42〜44は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

0084

上記の直径20mmの丸棒は、900〜960℃で焼ならし処理を行った後、切削加工して直径14mmの丸棒に仕上げた。

0085

次いで、直径14mmに仕上げた丸棒に、表5に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行った。なお、焼入れ加熱の保持時間は60分とし、また、焼戻しの際の保持時間は90分とした。

0086

0087

各鋼について、上記の焼入れ−焼戻し処理した丸棒を用いて、前記(実施例2)と同じ方法によって、「引張特性」および「MC型炭化物の平均サイズ」を調査し、また、下記の〈4〉に示す方法で「耐遅れ破壊特性」の調査を行った。

0088

〈4〉耐遅れ破壊特性:
焼入れ−焼戻し処理後の直径14mmの丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が7mmの試験片を採取した。その試験片に10μmの厚さの亜鉛めっきを付与した。亜鉛めっきは、塩化アンモン浴を用いてバレルめっき法にて行い、三価クロメート処理を施した。その後、試験片の中央部に1.4mm深さの環状切欠きを付与した。切欠きは60゜のV型で、切欠き底の曲率半径は0.175mmとした。この試験片を用いて、室温にて、質量%濃度で、5%NaClの水溶液に24時間浸漬した後、その浸漬状態で、0.006mm/分の低速で引張試験を実施し、上記水溶液中での破断応力(T3)を求めた。同様に、室温の大気中にて、上記0.006mm/分の速度で引張試験を実施し、大気中での破断応力(T2)を求めた。上記の、水溶液中での破断応力(T3)と大気中での破断応力(T2)から、破壊強度比であるT3/T2を算出して、耐遅れ破壊特性を評価した。破壊強度比が1に近いほど耐遅れ破壊特性が良好と判断される。なお、めっきに傷が入った時に露出する鉄地部がカソードになって、そこから水素が侵入する現象を模擬するために、上述のように切欠き底はめっきのない露出状態で調査を行った。

0089

表5に、上記の各調査結果を併せて示す。さらに、図2に、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さと破壊強度比をとって、各鋼の耐遅れ破壊特性を比較して示す。

0090

表5および図2から、本発明で規定する化学組成とMC型炭化物の平均サイズの条件を満たす本発明例の試験番号34〜41は、いずれも1200MPaを超える引張強さが得られ、しかも、同一引張強さレベルの比較例の試験番号42〜45に比べて、耐遅れ破壊特性に優れていることが明らかである。

0091

比較例の試験番号42〜45の場合は、同一引張強さレベルの本発明例の試験番号34〜41に比べて、耐遅れ破壊特性に劣っている。以下、試験番号42以降の比較例について個々に説明する。

0092

試験番号42は、用いた鋼42のMo含有量が1.14%と少なく、Fn1も−0.0097であって、いずれも本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0093

試験番号43は、用いた鋼43のMn含有量が1.44%と高く、Fn1も−0.0014であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0094

試験番号44は、用いた鋼44のFn1が−0.0032であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

実施例

0095

試験番号45は、用いた鋼45の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、観察対象である長径が1nm以上のMC型炭化物が認められなかった。このため、MC型炭化物の平均サイズは1nm未満であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。

0096

本発明によれば、使用中の環境からの水素の侵入を抑制することで耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品の提供が可能になる。このため、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

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