(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．００％、
Ｎｉ：１．５〜７．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３９％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
を含有し、
Ｃｒ：０．５０％以下
に制限し、さらに
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１５％以下、
Ｏ  ：０．００５０％以下、
Ｎ  ：０．０１００％以下
に各々制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ｖ  ：０．０１〜０．４０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５０％
を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｇ  ：０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は橋梁、建築等の鋼構造物において、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオンの多い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトやＰＣ鋼棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般に８００ＭＰａ以上の引張強さを有する機械構造用合金鋼は、例えば、０．３０％Ｃ−１％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・ＳＣＲ４３０鋼や、０．３０％Ｃ−１％Ｃｒ−０．２％Ｍｏの組成を有するＪＩＳ・ＳＣＭ４３０鋼や、さらに０．１５％Ｃ−２．２５％Ｎｉ−０．３５％Ｃｒの組成を有するＪＩＳ・ＳＮＣ４１５鋼、０．３％Ｃ−１．８Ｎｉ−０．８％Ｃｒ−０．２％Ｍｏの組成を有するＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３１鋼等の熱延材、または焼鈍材に必要に応じて冷間鍛造を行った後、焼入れ、焼もどし処理を施すことによって製造されている。
【０００３】
また、使用環境により必要にして十分な耐食性を有するということで、前記の機械構造用合金鋼にＣｕ等を含有させた種々の耐候性高強度ボルト用鋼が鉄鋼各社により開発され、実用化されている（例えば、特開昭５１−５６０４５号公報、特開平９−５３１４４号公報、特開平９−５３１５２号公報参照）。これらは大気暴露によって鋼表面に形成される錆皮膜が高い防食機能を有する安定錆となることが特徴である。
【０００４】
上記従来技術における耐候性ボルト用鋼は、大気腐食環境においては優れた耐食性を示すが、海岸地帯など塩素イオンの多い環境では上述の安定錆は形成され難い。さらに、使用中の遅れ破壊が問題となる引張強さ１０００ＭＰａを越えるものは、上記のような厳しい腐食環境では遅れ破壊を起こす危険性が特に増大するため、実際の使用には供し得ないものであった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された方法では、通常の大気腐食環境では使用することができるが、海岸地帯など塩素イオンの多い環境では十分な耐食性を得ることができず、なおかつ引張強さ１０００ＭＰａを超える高強度ボルトに適用した場合、遅れ破壊を起こす危険性が飛躍的に増大するため、実際の使用に供することができない。
【０００６】
本発明は以上の如き問題点を解決するためになされたもので、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオンの多い腐食環境で耐食性の要求される高強度ボルトやＰＣ鋼棒等の部材に使用される高耐候性機械構造用鋼を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、耐候性高強度ボルト用鋼が飛来海塩粒子の多い大気環境で、耐食性に優れた保護さび膜を形成しにくいことに着目し、従来の耐侯性高強度ボルト用鋼の成分系を基にして、研究を重ねてきた。その結果、飛来海塩粒子の少ない内陸部では鋼材の耐侯性向上に有効であるＣｒは、海浜地区や融雪塩を散布する地区などの高飛来海塩粒子環境では、耐候性に対して顕著な悪影響があることを見いだした。さらにＮｉは、海浜地区での安定さび形成能を向上させ、地鉄界面への塩化物イオンの侵入を抑制することが判明した。
【０００８】
一方、高飛来海塩粒子環境における引張強さ１０００ＭＰａを超える鋼材の遅れ破壊促進機構に関して鋭意検討した結果、以下のことがわかった。
塩素イオンの多い環境での遅れ破壊の促進機構は次のように考えられる。まず、地鉄界面への塩化物イオンの侵入は、地鉄とさび層内の界面で溶出した鉄イオンの加水分解反応を加速し、界面のｐＨを急速に低下させる作用がある。ｐＨの低下に伴い、腐食反応における水素発生反応速度が増大するため、遅れ破壊の原因となる鋼中の拡散性水素量が増大し、遅れ破壊を起こしやすくなる。そこで発明者らはＣｒ含有量を極力低減し、かつＮｉを微量のＣｕと共に添加すると、塩素イオンの侵入を抑制するさび層を形成し、地鉄界面でのｐＨ低下を抑制して耐遅れ破壊性を向上させることができることを見いだした。
【０００９】
本発明はかかる知見に基づくものであり、以下の構成を要旨とする。
すなわち本発明は、質量％で、
Ｃ  ：０．１５〜０．４５％、    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、    Ｃｕ：０．０５〜２．００％、
Ｎｉ：１．５〜７．０％、        Ｍｏ：０．０５〜０．３９％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
を含有し、
Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含む）
に制限し、さらに
Ｐ  ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ  ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｏ  ：０．００５０％以下（０％を含む）、
Ｎ  ：０．０１００％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
【００１０】
また、本発明の他の特徴は、上記鋼成分に加えて、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、  Ｖ  ：０．０１〜０．４０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
また、本発明の他の特徴は、上記鋼成分に加えて、質量％で、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５０％
を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
【００１１】
また、本発明の他の特徴は、上記鋼成分に加えて、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｇ  ：０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％
のうちの１種または２種を含有する、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示す機械構造用鋼である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃ：Ｃは強度確保のため添加するが、０．１５％未満では所望の強度を確保することができず、一方、０．４５％を超えると鋼材の靭性が劣化するので、０．３０％を上限とした。
【００１３】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために０．０１％以上を必要とするが、０．５０％を超えると耐食性が劣化するのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．５０％を上限とし、０．０１〜０．５０％の範囲にした。
【００１４】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、焼入れ性向上のため０．１％以上添加するが、１．５％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化するので、１．５％を上限とした。
【００１５】
Ｃｕ：Ｃｕは０．０５％以上添加すると、大気環境における鋼材表面の溶解活性点を微細分散させ、鋼材の均一溶解を促進し、かつ生成する錆コロイド粒子を級密にするメカニズムにより、錆層の防食性能を向上させるが、その効果は２．０％を超えると飽和するので、０．０５〜２．０％の範囲とした。
【００１６】
Ｎｉ：Ｎｉは錆層に濃縮することで、環境中のＣｌイオンの地鉄界面への浸入を抑制するメカニズムにより鋼の耐食性を向上させる上で有効な元素であり、かつ、上述のＣｕの添加効果を助長する効果のある元素である。確実な効果を得るためには、１．５％以上の添加が望ましい。一方、７．０％を超えるとコストアップの原因となり、効果も飽和するので、７．０％を上限とした。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸元素として用いられている０．００５〜０．０８０％の範囲とした。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒは０．５％を超えて含まれると海浜耐候性を阻害すると共に、地鉄界面のｐＨ低下を加速して耐遅れ破壊特性も阻害するため、０．５０％以下とした。好ましくは０．１０％以下である。下限は少なければ少ないほどよく、０％としてもよい。
【００１９】
Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上添加すると、焼入れ性の向上と同時に、使用中に発生した孔食中のｐＨの低下を抑制するメカニズムにより、孔食の成長を抑制する効果がある。また、焼もどし軟化抵抗及び焼もどし二次硬化によって焼もどし温度を高くすることができ、耐遅れ破壊特性が向上できるが、過剰の添加は効果が飽和するので、０．０５〜０．３９％の範囲とした。
【００２０】
Ｔｉ：Ｔｉは結晶粒を微細化し、さらに焼もどし時に炭化物として析出することによって鋼材の強度を向上させる効果を持つため、０．００５％以上添加するが、０．１００％を超える添加は鋼材を脆化させるので、０．１％を上限とした。
【００２１】
Ｖ：ＶはＴｉと同様に、結晶粒を微細化し、焼もどし軟化抵抗及び焼もどし二次硬化によって焼もどし温度を高くすることができ、耐遅れ破壊特性が向上できる。また、焼もどし時に析出するＶの炭窒化物は結晶粒内における水素のトラップサイトとして働き、耐遅れ破壊特性が顕著に向上できるので、０．０１％以上添加するが、過剰の添加は効果が飽和するのみならず冷間鍛造性も劣化するので、０．４０％を上限とした。
【００２２】
Ｎｂ：ＮｂはＴｉ，Ｖと同様に、結晶粒を微細化し、耐遅れ破壊特性を著しく向上せしめる。その効果を確保するためには、０．００５％以上添加するが、０．１％を超えて添加するとその効果が飽和するので、その範囲を０．００５〜０．１００％とした。
【００２３】
Ｂ：Ｂは０．０００３％以上添加すると焼入れ性を一段と向上させ、さらに、鋼表面の保護皮膜のカソード還元溶解速度を抑制するというメカニズムにより、鋼表面の保護皮膜の保護機能を向上させる。これらの効果は、０．００５０％までで十分なので、その範囲を０．０００３〜０．００５０％とした。
【００２４】
Ｃａ：Ｃａは０．０００５％以上添加すると、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下を抑制し、鉄の溶解速度を抑制するというメカニズムにより、耐食性を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性を向上させるが、その効果は０．０１０％までで十分なので、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
【００２５】
Ｍｇ：ＭｇはＣａと同様に、０．０００５％以上添加すると、鋼表面での鋼材の溶解に伴うｐＨ低下を抑制し、鉄の溶解速度を抑制するというメカニズムにより、耐食性を向上させ、さらに、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性を向上させるが、その効果は０．０１０％までで十分なので、その範囲を０．０００５〜０．０１０％とした。
【００２６】
ＲＥＭ：ＲＥＭは０．００１０％以上添加すると、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性を向上させるが、その効果は０．００５０％までで十分なので、その範囲を０．００１０〜０．００５０％とした。
【００２７】
Ｐ：Ｐは粒界偏析し、粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１５％を上限としたが、低いほど好ましく、下限は０％であってもよい。
【００２８】
Ｓ：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を促進するため、０．０１５％以下に限定したが、低いほど好ましく、下限は０％であってもよい。
【００２９】
Ｏ：Ｏは溶鋼中に不可避的に混入し、低温靭性を劣化させる。量が多いとＣａと結合してＭｎＳの形態制御に有効なＣａ量を減少させると共に、粗大な酸化物系介在物を生成するようになるため、低温靭性から好ましくない。このため上限を０．００５％とし、下限は低いほどよく、０％であってもよい。
【００３０】
Ｎ：ＮはＯと同様に、溶鋼中に不可避的に混入し、低温靭性を劣化させる。低温靭性の確保から０．０１００％以下に限定したが、低いほど好ましく、０％であってもよい。
【００３１】
本発明は熱処理条件を規定していないが、ボルト等のように途中に冷間鍛造工程が入るものについては、冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼鈍、または球状化焼鈍処理を施してもよい。
【００３２】
鋼に強度を付与するために焼入れ処理を行うが、通常は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っている。他方、加熱温度が高すぎると結晶粒の粗大化を招き、靭性及び遅れ破壊特性の劣化を招くため、あまり高い温度に加熱するのは好ましくない。本発明の成分範囲では、焼入れ加熱温度を８００〜９５０℃とするのが好適である。
【００３３】
焼入れままの鋼は降伏点が低く、機械構造用鋼として使用する場合、使用中に応力緩和の増大が生じ、さらに焼入れのままでは靭性、延性、遅れ破壊特性などが良好でないという問題がある。従って、鋼に所定の強度及び靭性を付与するためには、焼入れ後に焼もどしを行う必要がある。一般に鋼の焼もどしは、Ａｃ1 点以下の温度で行うが、一般には１５０〜６００℃の温度範囲で行われる。しかし、３００〜４００℃の範囲では低温焼もどし脆化を生じやすく、耐遅れ破壊特性を劣化させる傾向があるので、この範囲での焼きもどしは避けることが好ましい。また、成分的にも所要の強度を得るための焼もどし温度がこの範囲にならないよう配慮することが好ましい。
【００３４】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１６２mm角の圧延素材とした。続いて圧延素材を線材形状に熱間圧延した。
【００３５】
次に、これらの材料の遅れ破壊特性を調査するため、実際にボルトを製作した。圧延材に必要により焼鈍を、または球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によってＭ２２のボルト形状に成形した。その後８８０℃×３０分の条件で加熱し、油槽中に焼入れ、表２の条件で焼もどしを行った。
【００３６】
上記の工程で製作したボルト１０本を、降伏点相当の軸力で治具に締め付け、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１の５％塩水噴霧試験環境に１０００時間暴露し、破断の有無を調査した。１０００時間のうちに１本でも破断したものは、高海塩粒子環境での遅れ破壊特性に劣ると判断した。
【００３７】
耐食性試験は、海岸地帯などの特に塩素イオンの多い腐食環境を再現するため、５％塩水を１日１回散布する促進耐食性試験（塩水散布暴露試験）を１年間実施し、腐食減量及び目視観察による層状剥離さびの生成有無の判定で海浜耐候性の評価を行った。
【００３８】
これらの各種試験結果を表２に示す。
これらの表から明らかなように、本発明で規定する条件を全て満たすものは、比較例に比べて高海塩粒子環境で優れた耐食性及び耐遅れ破壊特性を示している。
【００３９】
【表１】
0004074385.tif 000002
【００４０】
【表２】
0004074385.tif 000003
【００４１】
【発明の効果】
本発明の機械構造用鋼を用いれば、従来、腐食及び遅れ破壊の問題から、鋼構造物を使用することができなかった海岸地帯や融雪塩を散布する地域等、塩素イオンの多い腐食環境においても、橋梁、建築等に適用することが可能な、高い耐食性を持ち、かつ耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上の高強度ボルトやＰＣ鋼棒等の部材を提供することが可能となる。