JP2003027185A - 高強度ボルト用鋼 - Google Patents
高強度ボルト用鋼Info
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- JP2003027185A JP2003027185A JP2001209248A JP2001209248A JP2003027185A JP 2003027185 A JP2003027185 A JP 2003027185A JP 2001209248 A JP2001209248 A JP 2001209248A JP 2001209248 A JP2001209248 A JP 2001209248A JP 2003027185 A JP2003027185 A JP 2003027185A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】引張り強さが１３５０ＭＰａ以上の高強度鋼で
あっても十分な耐遅れ破壊性を有する高強度ボルト用鋼
とボルトの製造方法の提供。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らに必要によりＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種以
上、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種およびＢを含有し、残
部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式と
（２）式（ただし、２式は、ＢとＴｉ、Ｚｒを含む場
合）を満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１ ・・・（１） Ｔｉ＋Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素） ・・・・（２）
あっても十分な耐遅れ破壊性を有する高強度ボルト用鋼
とボルトの製造方法の提供。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らに必要によりＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種以
上、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種およびＢを含有し、残
部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式と
（２）式（ただし、２式は、ＢとＴｉ、Ｚｒを含む場
合）を満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１ ・・・（１） Ｔｉ＋Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素） ・・・・（２）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、１３５０ＭＰａ
以上の引張強度を有する耐遅れ破壊性に優れた高強度ボ
ルト用鋼に係わり、自動車、産業機械、建築構造物等に
使用されるボルトに好適である。
以上の引張強度を有する耐遅れ破壊性に優れた高強度ボ
ルト用鋼に係わり、自動車、産業機械、建築構造物等に
使用されるボルトに好適である。
【０００２】
【従来の技術】自動車や産業機械の軽量化、建築構造物
の大型化に伴い、高い締め付け力に耐える高強度ボルト
の開発の要望が高まっている。
の大型化に伴い、高い締め付け力に耐える高強度ボルト
の開発の要望が高まっている。
【０００３】従来、一般に使用されている高強度低合金
鋼には、例えばＪＩＳＧ４１０５（１９８９）に規定さ
れている引張強度１０００ＭＰａ級のＳＣＭ４４０等が
ある。しかし、引張強度が１２００ＭＰａを超えるとボ
ルトの破壊が発生し易くなることはよく知られている。
この破壊は、遅れ破壊と呼ばれており、静荷重下に置か
れた鋼が、一定時間経過後に脆性破断する現象であり、
腐食により鋼中に侵入した水素による水素脆化の一種と
されている。この遅れ破壊が、高強度ボルトの開発の最
大の障害となっている。
鋼には、例えばＪＩＳＧ４１０５（１９８９）に規定さ
れている引張強度１０００ＭＰａ級のＳＣＭ４４０等が
ある。しかし、引張強度が１２００ＭＰａを超えるとボ
ルトの破壊が発生し易くなることはよく知られている。
この破壊は、遅れ破壊と呼ばれており、静荷重下に置か
れた鋼が、一定時間経過後に脆性破断する現象であり、
腐食により鋼中に侵入した水素による水素脆化の一種と
されている。この遅れ破壊が、高強度ボルトの開発の最
大の障害となっている。
【０００４】引張強度が１２００ＭＰａ以上の高強度鋼
の耐遅れ破壊性の改善は、これまでに種々検討されてき
た。
の耐遅れ破壊性の改善は、これまでに種々検討されてき
た。
【０００５】例えば、特許第２６７０９３７号公報、特
開平７−１２６７９９号公報、特開平８−２７８７３５
号公報、特開平８−２２５８４５号公報および特開平８
−１２０４０８号各公報等には、Ｃｒ、ＭｏおよびＶを
含有させて焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を向上させた高強
度ボルト用鋼が開示されている。
開平７−１２６７９９号公報、特開平８−２７８７３５
号公報、特開平８−２２５８４５号公報および特開平８
−１２０４０８号各公報等には、Ｃｒ、ＭｏおよびＶを
含有させて焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を向上させた高強
度ボルト用鋼が開示されている。
【０００６】また、特開平５−１７１３５６号公報、特
開平８−２９５９７９号公報および特開平９−１１１３
９９号公報には、微量のＢ添加により粒界を清浄化して
粒界の結合力を高めて耐遅れ破壊性を改善した高強度ボ
ルト用鋼が開示されている。
開平８−２９５９７９号公報および特開平９−１１１３
９９号公報には、微量のＢ添加により粒界を清浄化して
粒界の結合力を高めて耐遅れ破壊性を改善した高強度ボ
ルト用鋼が開示されている。
【０００７】しかし、これら公報に示されている高強度
ボルト用鋼は、耐遅れ破壊性がある程度改善されている
が、十分とは言い難く、沿岸地域などの過酷な環境での
使用には適していなかった。
ボルト用鋼は、耐遅れ破壊性がある程度改善されている
が、十分とは言い難く、沿岸地域などの過酷な環境での
使用には適していなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、引張り強さが１３５０ＭＰａ以上の高強度
鋼であっても十分な耐遅れ破壊性を有し、沿岸地域のよ
うな過酷な環境で問題なく使用できる高強度ボルト用鋼
を提供することにある。
する課題は、引張り強さが１３５０ＭＰａ以上の高強度
鋼であっても十分な耐遅れ破壊性を有し、沿岸地域のよ
うな過酷な環境で問題なく使用できる高強度ボルト用鋼
を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者は、耐遅れ破壊
性に影響を及ぼす粒界に析出するＦｅ主体の粗大炭化
物、Ｍ２３Ｃ６ および Ｍ３Ｃ（セメンタイト）に着
目し、種々実験、検討した結果、下記の知見を得るに至
った。ここで、ＭはＦｅの他に、ＣｒやＭｏ等の炭化物
生成元素等である。
性に影響を及ぼす粒界に析出するＦｅ主体の粗大炭化
物、Ｍ２３Ｃ６ および Ｍ３Ｃ（セメンタイト）に着
目し、種々実験、検討した結果、下記の知見を得るに至
った。ここで、ＭはＦｅの他に、ＣｒやＭｏ等の炭化物
生成元素等である。
【００１０】ａ）耐遅れ破壊性に有害な粒界に析出する
粗大炭化物Ｍ２３Ｃ６中のＭは主としてＣｒ、Ｍｏであ
り、Ｍ２３Ｃ６は特に粒界に選択的に析出して粗大化し
やすい。
粗大炭化物Ｍ２３Ｃ６中のＭは主としてＣｒ、Ｍｏであ
り、Ｍ２３Ｃ６は特に粒界に選択的に析出して粗大化し
やすい。
【００１１】ｂ）鋼中のＣｒおよびＭｏは、Ｍ３Ｃ（セ
メンタイト）中にも多量に濃化している。Ｃｒ、Ｍｏの
鋼中の拡散はＦｅよりも遅いため、Ｃｒ、Ｍｏが濃化す
ることによりＭ３Ｃの成長を遅らせその球状化を阻害し
ている。また、濃化したＣｒとＭｏはＭ３Ｃ自身を硬化
させる作用があり、耐遅れ破壊性を劣化させている。
メンタイト）中にも多量に濃化している。Ｃｒ、Ｍｏの
鋼中の拡散はＦｅよりも遅いため、Ｃｒ、Ｍｏが濃化す
ることによりＭ３Ｃの成長を遅らせその球状化を阻害し
ている。また、濃化したＣｒとＭｏはＭ３Ｃ自身を硬化
させる作用があり、耐遅れ破壊性を劣化させている。
【００１２】ｃ）鋼中のＣｒおよびＭｏの含有量を低減
すれば、Ｍ２３Ｃ６ の生成を抑制することができ、遅
れ破壊性が改善される。
すれば、Ｍ２３Ｃ６ の生成を抑制することができ、遅
れ破壊性が改善される。
【００１３】ｄ）また、鋼中のＣｒおよびＭｏの含有量
を低減することにより、Ｍ３Ｃの球状化が促進されるの
で、遅れ破壊性が改善される。 ｅ）ただし、ＣｒおよびＭｏ含有量の低減は、下記
（１）式を満足する範囲内とする必要がある。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ｆ）ＣｒおよびＭｏを低減すれば、焼入れ性と焼戻し軟
化抵抗が低下するので、多量のＶを含有させれば耐遅れ
破壊性を低下させず焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を補完す
ることができる。 ｇ）さらに、従来鋼のようにＣｒやＭｏを多く含有する
鋼では、Ｂを含有させれば粗大炭化物Ｍ２３（Ｃ、Ｂ）
６の生成を促進し、耐遅れ破壊性をかえって低下させ望
ましくないが、ＣｒおよびＭｏを上記（１）式を満足す
るように低減した鋼においては、微量のＢを含有させる
ことは、一層の焼入れ性を確保することができ、かつ耐
遅れ破壊性を向上させるのに効果的である。
を低減することにより、Ｍ３Ｃの球状化が促進されるの
で、遅れ破壊性が改善される。 ｅ）ただし、ＣｒおよびＭｏ含有量の低減は、下記
（１）式を満足する範囲内とする必要がある。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ｆ）ＣｒおよびＭｏを低減すれば、焼入れ性と焼戻し軟
化抵抗が低下するので、多量のＶを含有させれば耐遅れ
破壊性を低下させず焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を補完す
ることができる。 ｇ）さらに、従来鋼のようにＣｒやＭｏを多く含有する
鋼では、Ｂを含有させれば粗大炭化物Ｍ２３（Ｃ、Ｂ）
６の生成を促進し、耐遅れ破壊性をかえって低下させ望
ましくないが、ＣｒおよびＭｏを上記（１）式を満足す
るように低減した鋼においては、微量のＢを含有させる
ことは、一層の焼入れ性を確保することができ、かつ耐
遅れ破壊性を向上させるのに効果的である。
【００１４】ｇ）さらに、Ｃｕ、Ｎｉを含有させること
により、腐食に伴う水素侵入を抑制することができ、一
層耐遅れ破壊性の改善ができる。
により、腐食に伴う水素侵入を抑制することができ、一
層耐遅れ破壊性の改善ができる。
【００１５】本発明は上記知見に基づきなされたもの
で、その要旨は以下の通りである。
で、その要旨は以下の通りである。
【００１６】１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を
満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を
満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００１７】２）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、か
つ下記（１）式を満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、か
つ下記（１）式を満足している高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００１８】３）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％の１種
または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からな
り、かつ下記（１）式を満足している高強度ボルト用
鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％の１種
または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からな
り、かつ下記（１）式を満足している高強度ボルト用
鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００１９】４）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上およびＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１
％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物
からなり、かつ下記（１）式を満足している高強度ボル
ト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１ ・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上およびＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１
％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物
からなり、かつ下記（１）式を満足している高強度ボル
ト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１ ・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００２０】５）Ｆｅの一部に替えて、質量％でＢを
０．０００３〜０．００５％含有し、下記の（２）式を
満足している上記２）または４）に記載の高強度ボルト
用鋼。
０．０００３〜０．００５％含有し、下記の（２）式を
満足している上記２）または４）に記載の高強度ボルト
用鋼。
【００２１】
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素） ・・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００２２】
【発明の実施の形態】次に、高強度ボルト用鋼の化学組
成を規定した理由について詳細に説明する。なお、以下
の％表示は全て質量％を示す。
成を規定した理由について詳細に説明する。なお、以下
の％表示は全て質量％を示す。
【００２３】Ｃ：０．３５〜０．５％
Ｃは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を向上さ
せる作用を有する。その量が０．３５％未満では十分な
焼入れ性が得られない。一方、０．５％を超えると冷間
鍛造性が著しく低下し、ボルト成形に支障をきたす。し
たがって、Ｃ含有量の上限は０．５％とした。好ましく
は０．３８〜０．４２％である。
せる作用を有する。その量が０．３５％未満では十分な
焼入れ性が得られない。一方、０．５％を超えると冷間
鍛造性が著しく低下し、ボルト成形に支障をきたす。し
たがって、Ｃ含有量の上限は０．５％とした。好ましく
は０．３８〜０．４２％である。
【００２４】Ｓｉ：０．０５〜０．３％
Ｓｉは脱酸剤として有効で、また焼入れ性および強度の
向上にも有効な元素である。これらの効果を得るために
は、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、０．
３％を超えると冷間鍛造性が著しく低下し、ボルト成形
に支障をきたす。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．
３％とした。
向上にも有効な元素である。これらの効果を得るために
は、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、０．
３％を超えると冷間鍛造性が著しく低下し、ボルト成形
に支障をきたす。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．
３％とした。
【００２５】Ｍｎ：０．４％以下
Ｍｎは不純物で、粒界に偏析し、またＳ等の他の不純物
元素の粒界偏析を助長することにより耐遅れ破壊性を低
下させる。そのため、その含有量は極力少ない方が望ま
しい。特に０．４％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕
著となるため、Ｍｎ含有量の上限は０．４％とした。
元素の粒界偏析を助長することにより耐遅れ破壊性を低
下させる。そのため、その含有量は極力少ない方が望ま
しい。特に０．４％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕
著となるため、Ｍｎ含有量の上限は０．４％とした。
【００２６】Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
不純物のＰ、Ｓは粒界偏析元素であり、耐遅れ破壊性を
著しく低下させる。このためそれらの含有量は極力少な
い方が望ましい。ＰもＳも含有量が０．０３％を超える
と耐遅れ破壊性の低下が顕著となることから、それらの
上限を０．０３％とした。好ましくは、Ｐ：０．０１５
％以下、Ｓ：０．０１５％以下である。
著しく低下させる。このためそれらの含有量は極力少な
い方が望ましい。ＰもＳも含有量が０．０３％を超える
と耐遅れ破壊性の低下が顕著となることから、それらの
上限を０．０３％とした。好ましくは、Ｐ：０．０１５
％以下、Ｓ：０．０１５％以下である。
【００２７】Ｃｒ：０．１５〜０．５５％およびＭｏ：
０．２〜０．８％ ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１： 従来の知見では、ＣｒおよびＭｏは高強度ボルト用鋼に
おいては、焼入れ性の向上および焼戻し温度の高温化に
よる耐遅れ破壊性改善の観点から多量に含有させるのが
望ましいとされてきたが、Ｖ、もしくはＶおよびＢの両
方を含有する鋼においては耐遅れ破壊性に対してはむし
ろ有害な元素である。特にＣｒの含有量が０．５５％を
超えると、またＭｏは０．８％を超えると、それらの影
響が大きくなるため、ＣｒおよびＭｏの上限はそれぞれ
０．５５％、０．８％とした。一方、Ｂおよび／または
Ｖを含有させても焼入れ性の確保には最低限のＣｒとＭ
ｏ量が必要であるため、ＣｒおよびＭｏの下限値はそれ
ぞれ０．１５％、０．２％とした。好ましくはＣｒは
０．２〜０．５％、Ｍｏは０．３〜０．７％である。
０．２〜０．８％ ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１： 従来の知見では、ＣｒおよびＭｏは高強度ボルト用鋼に
おいては、焼入れ性の向上および焼戻し温度の高温化に
よる耐遅れ破壊性改善の観点から多量に含有させるのが
望ましいとされてきたが、Ｖ、もしくはＶおよびＢの両
方を含有する鋼においては耐遅れ破壊性に対してはむし
ろ有害な元素である。特にＣｒの含有量が０．５５％を
超えると、またＭｏは０．８％を超えると、それらの影
響が大きくなるため、ＣｒおよびＭｏの上限はそれぞれ
０．５５％、０．８％とした。一方、Ｂおよび／または
Ｖを含有させても焼入れ性の確保には最低限のＣｒとＭ
ｏ量が必要であるため、ＣｒおよびＭｏの下限値はそれ
ぞれ０．１５％、０．２％とした。好ましくはＣｒは
０．２〜０．５％、Ｍｏは０．３〜０．７％である。
【００２８】しかし、ＣｒとＭｏは双方の含有量の合計
が耐遅れ破壊性に影響を及ぼすので各元素単独の含有量
のみの調整では効果がなく、０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍ
ｏ４≦１なる式を満足するように調整しなければならな
い。この式で０．２％未満の場合は焼入れ性が確保でき
なくなり、また１を超えると耐遅れ破壊性が劣化する。
が耐遅れ破壊性に影響を及ぼすので各元素単独の含有量
のみの調整では効果がなく、０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍ
ｏ４≦１なる式を満足するように調整しなければならな
い。この式で０．２％未満の場合は焼入れ性が確保でき
なくなり、また１を超えると耐遅れ破壊性が劣化する。
【００２９】この関係式は、実験を重ねた結果導かれた
もので、極めて重要な式である。従来から実用化されて
いる高強度ボルト用鋼においては、この式を満足する鋼
は見当たらない。 Ｖ：０．２〜０．５％ Ｖは本発明では重要な元素であり、焼入れ性を高めるこ
とにより、かつ焼戻し時に微細な炭化物を形成し二次析
出効果により焼戻し軟化抵抗を高めることにより、Ｃｒ
およびＭｏ含有量の低減が可能となる。ＣｒおよびＭｏ
を前記式を満足する範囲で低減した場合において、これ
らの効果を得るためには、０．２％以上の含有量が必要
となる。一方、０．５％を超えて含有させても上記の高
強度化の効果が飽和することから、その上限を０．５％
とした。好ましくは０．２〜０．３５％である。
もので、極めて重要な式である。従来から実用化されて
いる高強度ボルト用鋼においては、この式を満足する鋼
は見当たらない。 Ｖ：０．２〜０．５％ Ｖは本発明では重要な元素であり、焼入れ性を高めるこ
とにより、かつ焼戻し時に微細な炭化物を形成し二次析
出効果により焼戻し軟化抵抗を高めることにより、Ｃｒ
およびＭｏ含有量の低減が可能となる。ＣｒおよびＭｏ
を前記式を満足する範囲で低減した場合において、これ
らの効果を得るためには、０．２％以上の含有量が必要
となる。一方、０．５％を超えて含有させても上記の高
強度化の効果が飽和することから、その上限を０．５％
とした。好ましくは０．２〜０．３５％である。
【００３０】sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るた
めには０．０１％以上含有させる必要がある。一方、
０．０５％を超えると上記の効果が飽和するため、その
含有量の上限は０．０５％とした。
めには０．０１％以上含有させる必要がある。一方、
０．０５％を超えると上記の効果が飽和するため、その
含有量の上限は０．０５％とした。
【００３１】Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．
００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種
または２種以上、およびＴｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ
（窒素） Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは必要により含有させる元素で、
これらの１種または２種以上を含有させると炭化物を生
成して組織を微細化し、耐遅れ破壊性の向上に有効であ
る。この効果を得るには、それぞれ０．００５％以上含
有させる必要がある。一方、いずれも０．１％を超える
とその効果が飽和するため、その上限を各０．１％とし
た。Ｎｂの好ましい範囲は０．０１〜０．０４％であ
る。
００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種
または２種以上、およびＴｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ
（窒素） Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは必要により含有させる元素で、
これらの１種または２種以上を含有させると炭化物を生
成して組織を微細化し、耐遅れ破壊性の向上に有効であ
る。この効果を得るには、それぞれ０．００５％以上含
有させる必要がある。一方、いずれも０．１％を超える
とその効果が飽和するため、その上限を各０．１％とし
た。Ｎｂの好ましい範囲は０．０１〜０．０４％であ
る。
【００３２】また、Ｂを含有させた鋼の場合は、Ｔｉ、
Ｚｒは鋼中の不純物元素であるＮ（窒素）をＴｉＮ、Ｚ
ｒＮとして固定する作用があり、ＢＮの生成を抑制しＢ
による焼入れ性の向上効果を十分に発揮させることがで
きる。この観点から、Ｂと複合で含有させる場合のＴｉ
およびＮｂは、Ｎを固定するのに十分な量、すなわちＴ
ｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎを満足する量で含有させる必
要がある。
Ｚｒは鋼中の不純物元素であるＮ（窒素）をＴｉＮ、Ｚ
ｒＮとして固定する作用があり、ＢＮの生成を抑制しＢ
による焼入れ性の向上効果を十分に発揮させることがで
きる。この観点から、Ｂと複合で含有させる場合のＴｉ
およびＮｂは、Ｎを固定するのに十分な量、すなわちＴ
ｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎを満足する量で含有させる必
要がある。
【００３３】Ｃｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１
％ Ｃｕ、Ｎｉは必要により含有させる元素で、一方または
双方を含有させれば鋼表面の酸化皮膜中に濃化し、腐食
による水素侵入を防止して耐遅れ破壊性を向上させるこ
とができる。この効果を得るためには、Ｃｕは０．１％
以上、Ｎｉは０．０５％以上含有させる必要がある。一
方、両元素とも１％を超えて含有させても上記の効果は
飽和するため、上限はそれぞれ１％とした。
％ Ｃｕ、Ｎｉは必要により含有させる元素で、一方または
双方を含有させれば鋼表面の酸化皮膜中に濃化し、腐食
による水素侵入を防止して耐遅れ破壊性を向上させるこ
とができる。この効果を得るためには、Ｃｕは０．１％
以上、Ｎｉは０．０５％以上含有させる必要がある。一
方、両元素とも１％を超えて含有させても上記の効果は
飽和するため、上限はそれぞれ１％とした。
【００３４】Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、必要により含有させる元素で、０．０００３％以
上の量で含有させると耐遅れ破壊性を低下させずに焼入
れ性を向上させることができる。特にＴｉやＺｒと複合
で含有させた場合に効果が顕著となる。 一方、０．０
０５％を超えて含有させると、粗大炭化物のＭ
２３（Ｃ、Ｂ）６が生成し、耐遅れ破壊性を低下させる
のでその上限を０．００５％とした。次に、本発明の高
強度ボルト用鋼の製造方法について説明する。
上の量で含有させると耐遅れ破壊性を低下させずに焼入
れ性を向上させることができる。特にＴｉやＺｒと複合
で含有させた場合に効果が顕著となる。 一方、０．０
０５％を超えて含有させると、粗大炭化物のＭ
２３（Ｃ、Ｂ）６が生成し、耐遅れ破壊性を低下させる
のでその上限を０．００５％とした。次に、本発明の高
強度ボルト用鋼の製造方法について説明する。
【００３５】本発明の高強度ボルト用鋼は、通常の方法
により溶製し、造塊（ＣＣ鋳片を含む）、熱間加工して
得られる。ボルトを製造する方法も通常の方法でよく、
鋼塊やＣＣスラブを分塊圧延して得られた丸ビレットや
角ビレットを連続圧延機等で熱間圧延し、焼鈍、伸線工
程を経て線材とした後、転造によりボルトに成形すれば
よい。ボルトに成形後、均一なマルテンサイト組織を得
るため焼入れ焼戻しの熱処理が必要である。焼入れ性お
よび焼戻し軟化抵抗を高めるＭｏ、Ｖを十分に固溶させ
るため、焼入れ温度は９００℃以上とするのがよい。冷
却方法は水冷または油冷とすればよい。また、Ｖによる
焼戻し軟化抵抗向上効果を十分に得るため、５００℃以
上の焼戻しが望ましい。
により溶製し、造塊（ＣＣ鋳片を含む）、熱間加工して
得られる。ボルトを製造する方法も通常の方法でよく、
鋼塊やＣＣスラブを分塊圧延して得られた丸ビレットや
角ビレットを連続圧延機等で熱間圧延し、焼鈍、伸線工
程を経て線材とした後、転造によりボルトに成形すれば
よい。ボルトに成形後、均一なマルテンサイト組織を得
るため焼入れ焼戻しの熱処理が必要である。焼入れ性お
よび焼戻し軟化抵抗を高めるＭｏ、Ｖを十分に固溶させ
るため、焼入れ温度は９００℃以上とするのがよい。冷
却方法は水冷または油冷とすればよい。また、Ｖによる
焼戻し軟化抵抗向上効果を十分に得るため、５００℃以
上の焼戻しが望ましい。
【００３６】
【実施例】ボルトの実生産工程では、上記のように熱間
圧延後に成形加工してボルトにした後で焼入れ、焼戻し
の熱処理を施す。したがって、特性の評価は熱間圧延後
成形加工し、焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼でおこな
う必要がある。しかし、熱間圧延後に成形加工を施すこ
となく焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性は、成形
加工後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性とほぼ
同じであるので、本実施例では、以下に示すように熱間
圧延後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼板により特性
を評価した。
圧延後に成形加工してボルトにした後で焼入れ、焼戻し
の熱処理を施す。したがって、特性の評価は熱間圧延後
成形加工し、焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼でおこな
う必要がある。しかし、熱間圧延後に成形加工を施すこ
となく焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性は、成形
加工後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性とほぼ
同じであるので、本実施例では、以下に示すように熱間
圧延後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼板により特性
を評価した。
【００３７】表１および表２に示す化学組成の鋼を１８
０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した。その後１２５０℃に加
熱し、分塊圧延および熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板
とした。
０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した。その後１２５０℃に加
熱し、分塊圧延および熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板
とした。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】各鋼板を、８９０〜９４０℃に加熱して４
５分保持後に攪拌油冷して焼入れした後、３００〜７０
０℃で６０分保持後に油冷して焼戻し処理を施した。こ
のように焼入れ、焼戻しの温度を変化させ種々の強度を
備えた鋼板とした。
５分保持後に攪拌油冷して焼入れした後、３００〜７０
０℃で６０分保持後に油冷して焼戻し処理を施した。こ
のように焼入れ、焼戻しの温度を変化させ種々の強度を
備えた鋼板とした。
【００４１】これらの鋼板から、耐遅れ破壊性を評価す
るため切欠付丸棒引張試験片を、その平行部が鋼板の圧
延方向となるようにして採取した。
るため切欠付丸棒引張試験片を、その平行部が鋼板の圧
延方向となるようにして採取した。
【００４２】図２は、耐遅れ破壊性の評価に使用した切
欠付丸棒引張試験片を示す図で、図２（ａ）は側面図、
図２（ｂ）はノッチ（切り欠き）部の拡大図である。
欠付丸棒引張試験片を示す図で、図２（ａ）は側面図、
図２（ｂ）はノッチ（切り欠き）部の拡大図である。
【００４３】耐遅れ破壊性の評価試験は、鉄と鋼Ｖｏ
ｌ．８２，Ｎｏ．４（１９９６），ｐ２９７に記載され
ている方法に従って評価した。
ｌ．８２，Ｎｏ．４（１９９６），ｐ２９７に記載され
ている方法に従って評価した。
【００４４】図１は試験状態を示す図である。図１に示
すように引張り試験機のチャック２により引張り試験片
１を固定し、試験槽３内には３％食塩水溶液を満たし、
対極４に銀塩化銀電極を用いて−１．２（Ｖ）の定電位
に保ち、試験片に水素チャージをおこなった。なお、試
験槽内の食塩水溶液は、ヒータ５により室温（２５℃）
になるように調整した。このようにして、ＳＳＲＴ（Sl
ow Strain Rate Testing）法により１０の−６乗／秒の
速度で歪みを付与し、破断荷重を求めた。その破断荷重
を、大気中で同様のＳＳＲＴ試験を実施して求めた破断
荷重で除した値を遅れ破壊強度比とし、耐遅れ破壊性を
評価した。
すように引張り試験機のチャック２により引張り試験片
１を固定し、試験槽３内には３％食塩水溶液を満たし、
対極４に銀塩化銀電極を用いて−１．２（Ｖ）の定電位
に保ち、試験片に水素チャージをおこなった。なお、試
験槽内の食塩水溶液は、ヒータ５により室温（２５℃）
になるように調整した。このようにして、ＳＳＲＴ（Sl
ow Strain Rate Testing）法により１０の−６乗／秒の
速度で歪みを付与し、破断荷重を求めた。その破断荷重
を、大気中で同様のＳＳＲＴ試験を実施して求めた破断
荷重で除した値を遅れ破壊強度比とし、耐遅れ破壊性を
評価した。
【００４５】表３に遅れ破壊試験結果を示す。
【００４６】
【表３】
【００４７】図３は、表３の試験結果の一部を、縦軸を
耐遅れ破壊強度比、横軸を引張強度として整理した図で
ある。白抜きの各記号は本発明例のＡ〜Ｆ鋼、黒で塗り
つぶした記号は、従来鋼であるＱ〜Ｕ鋼である。図中の
右下がりの線は、−（引張強度／１５００）＋１．４を
示し、遅れ破壊強度比がこの線より上にある場合、優れ
た耐遅れ破壊性を有することを示す。表３中のＢ値はＢ
＝−（引張強度／１５００）＋１．４を示す。
耐遅れ破壊強度比、横軸を引張強度として整理した図で
ある。白抜きの各記号は本発明例のＡ〜Ｆ鋼、黒で塗り
つぶした記号は、従来鋼であるＱ〜Ｕ鋼である。図中の
右下がりの線は、−（引張強度／１５００）＋１．４を
示し、遅れ破壊強度比がこの線より上にある場合、優れ
た耐遅れ破壊性を有することを示す。表３中のＢ値はＢ
＝−（引張強度／１５００）＋１．４を示す。
【００４８】表３および図３から明らかなように、本発
明例では全て引張強度１３５０ＭＰａ以上の高強度であ
りながら、遅れ破壊強度比はＢ値より高く十分な耐遅れ
破壊性を有することが分かる。一方、合金元素が本発明
範囲外の比較例では、遅れ破壊強度比がＢ値よりも低く
なっている。
明例では全て引張強度１３５０ＭＰａ以上の高強度であ
りながら、遅れ破壊強度比はＢ値より高く十分な耐遅れ
破壊性を有することが分かる。一方、合金元素が本発明
範囲外の比較例では、遅れ破壊強度比がＢ値よりも低く
なっている。
【００４９】
【発明の効果】本発明によれば、引張強度が１３５０Ｍ
Ｐａ以上と高強度でありながら、十分な耐遅れ破壊性を
有する高強度鋼を得ることができ、沿岸地域のような環
境で用いて優れた効果を奏する。
Ｐａ以上と高強度でありながら、十分な耐遅れ破壊性を
有する高強度鋼を得ることができ、沿岸地域のような環
境で用いて優れた効果を奏する。
【図１】ＳＳＲＴ法による耐遅れ破壊性の試験方法を説
明するための図である。
明するための図である。
【図２】耐遅れ破壊性試験用の切欠付丸棒引張試験片の
側面図である。
側面図である。
【図３】引張強度と遅れ破壊強度比の相関を示す図であ
る。
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 櫛田 隆弘
大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号
住友金属工業株式会社内
(72)発明者 中里 福和
福岡県北九州市小倉北区許斐町１番地 株
式会社住友金属小倉内
(72)発明者 原 勝臣
愛知県半田市日東町１番地 住金精圧品工
業株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を
満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す - 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ
下記（１）式を満足していることを特徴とする高強度ボ
ルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す - 【請求項３】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％の１種
または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からな
り、かつ下記（１）式を満足していることを特徴とする
高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す - 【請求項４】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５
〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜
０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含み、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２
種以上およびＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１
％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物
からなり、かつ下記（１）式を満足していることを特徴
とする高強度ボルト用鋼。 ０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１ ・・・（１） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す - 【請求項５】Ｆｅの一部に替えて、質量％でＢを０．０
００３〜０．００５％含有し、下記の（２）式を満足し
ていることを特徴とする請求項２または４に記載の高強
度ボルト用鋼。 Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素） ・・・・・（２） ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001209248A JP3905332B2 (ja) | 2001-07-10 | 2001-07-10 | 高強度ボルト用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001209248A JP3905332B2 (ja) | 2001-07-10 | 2001-07-10 | 高強度ボルト用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003027185A true JP2003027185A (ja) | 2003-01-29 |
| JP3905332B2 JP3905332B2 (ja) | 2007-04-18 |
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ID=19044928
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001209248A Expired - Fee Related JP3905332B2 (ja) | 2001-07-10 | 2001-07-10 | 高強度ボルト用鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3905332B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005094360A2 (en) * | 2004-03-29 | 2005-10-13 | Gerdau Ameristeel Us, Inc | High strength steel |
| US20100135745A1 (en) * | 2007-04-12 | 2010-06-03 | Bernard Resiak | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| JP2014001442A (ja) * | 2012-06-21 | 2014-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 耐候性ボルト用鋼材 |
-
2001
- 2001-07-10 JP JP2001209248A patent/JP3905332B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005094360A2 (en) * | 2004-03-29 | 2005-10-13 | Gerdau Ameristeel Us, Inc | High strength steel |
| WO2005094360A3 (en) * | 2004-03-29 | 2008-06-26 | Gerdau Ameristeel Us Inc | High strength steel |
| US20100135745A1 (en) * | 2007-04-12 | 2010-06-03 | Bernard Resiak | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| JP2010523825A (ja) * | 2007-04-12 | 2010-07-15 | アルセロールミタル・ガンドランジユ | 高い特性を有する機械部品の冷間形成用の良好な水素耐性を備えたマイクロ合金化鋼 |
| US9194018B2 (en) * | 2007-04-12 | 2015-11-24 | Arcelormittal Gandrange S.A. | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| JP2014001442A (ja) * | 2012-06-21 | 2014-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 耐候性ボルト用鋼材 |
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|---|---|
| JP3905332B2 (ja) | 2007-04-18 |
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