JP2003027186A - 高強度ボルト用鋼とボルトの製造方法 - Google Patents

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し、沿岸地域のような
過酷な環境で使用でき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：０．３５〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜
１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３
％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：
０．１％以下、さらに必要によりＴｉ：０．００５〜
０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％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、ＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足しているこ
とを特徴とする高強度ボルト用鋼とその製造方法。 ０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す

Description

【発明の詳細な説明】

【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
ルト用鋼およびボルトの製造方法に係わり、このボルト
用鋼は自動車、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。

【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。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。

【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。

【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。

【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。

【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
うな過酷な環境で使用できる高強度ボルト用鋼とボルト
の製造方法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、化学組成の
耐遅れ破壊性に及ぼす影響について種々実験、検討した
結果、下記の知見を得るに至った。

【００１０】ａ）高強度鋼では、粒界の遅れ破壊感受性
が増加するので、粒界偏析元素のＰ、Ｓおよび偏析助長
元素のＭｎを低減する必要がある。

【００１１】ｂ）粒界割れ回避の観点から細粒組織が望
ましく、Ｎｂを含有させると共に、焼入れ温度を適正に
制御する必要がある。

【００１２】ｃ）遅れ破壊の起点となると考えられてい
る粒界に選択的に析出する粗大炭化物のＭ_３Ｃ型炭化物
（セメンタイト）の成長は、Ａｌの影響を大きく受け
る。Ａｌ含有量を増加させることによりセメンタイトの
成長を遅らせることができ、耐遅れ破壊性を改善するこ
とができる。

【００１３】ｄ）鋼の焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を
向上させて耐遅れ破壊性を改善するには、Ｃ、Ｃｒ、Ｍ
ｏおよびＶの増量が有効である。特にＭｏ、Ｖは焼戻し
時に微細炭化物を生成し、強力な二次析出強化作用を有
する。ただし、Ｃ、ＭｏおよびＶを過剰に含有させると
微細炭化物による水素トラップ量が増し、かえって耐遅
れ破壊性を低下させてしまう。従って耐遅れ破壊性を確
保するには、Ｃ、ＭｏおよびＶを極めて狭い範囲に制御
しなくてはならない。また、Ｃ、ＭｏおよびＶを焼入れ
時に十分に固溶させ、後の焼戻し時の強化に有効に活用
するためには、焼入れ温度を適正に調整する必要がる。

【００１４】本発明は上記の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。

【００１５】（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５
％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：
１〜１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜
０．３％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａ
ｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物か
らなり、かつＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足し
ている高強度ボルト用鋼。

【００１６】０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す （２）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：
０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜１．５
％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未
満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：０．１
％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５
％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％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Ｍｏと
Ｖの含有量が下記の関係式を満足している高強度ボルト
用鋼。

【００１７】０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す （３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有す
る線材を、冷間成形加工によりボルトに成形し、次いで
９００〜９３０℃の温度範囲で焼入れし、その後焼戻す
高強度ボルトの製造方法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、高強度ボルト用鋼の化学組
成およびボルトの製造条件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。

【００１９】化学組成： Ｃ：０．３５〜０．４５％ 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。十分な焼入れ性を得るためには０．
３５％以上含有させる必要がある。一方、０．４５％を
超えると過剰の微細炭化物が形成され、水素トラップ量
が増すため耐遅れ破壊性がかえって低下するので、Ｃ含
有量の上限は０．４５％とした。好ましくは０．３８〜
０．４２％である。

【００２０】Ｓｉ：０．３％未満 Ｓｉは脱酸、焼入れ性および強度の向上に有効である。
これらの効果を得るには、０．０５％以上含有させるの
が好ましい。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ので、Ｓｉ含有
量の上限は０．３％とした。

【００２１】Ｍｎ：０．６％以下 Ｍｎは粒界に偏析し、またはＳ等の他の不純物元素の粒
界偏析を助長するので耐遅れ破壊性を低下させる。０．
４％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕著となるため、
上限を０．４％とした。ただし、その含有量は極力少な
い方がよく、望ましくは０．２％未満である。

【００２２】Ｃｒ：１〜１．５％ Ｃｒは焼入れ性の向上および焼戻し後の強化に有効な元
素である。１％未満では前記効果を十分に得ることがで
きない。一方、１．５％を超えて含有させてもその効果
が飽和するため、上限を１．５％とした。

【００２３】 Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満 ０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ＭｏおよびＶは、焼戻し時に微細炭化物を形成し、焼戻
し軟化抵抗の確保に有効な元素である。この効果を得る
には、Ｍｏは０．７％以上、Ｖは０．１５％以上の量で
含有させる必要がある。一方、Ｍｏを１％を超えた量、
Ｖを０．３％以上の量を含有させると過剰な微細炭化物
による水素トラップ量が増し、耐遅れ破壊性がかえって
低下するので、ＭｏおよびＶ含有量の上限はそれぞれ１
％、０．３％未満とした。ＭｏおよびＶは前記範囲内で
含有させる必要があるが、さらに、両元素の含有量は、
０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８の関係式を満足し
ていなければ上記効果がえられない Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂは,微細な炭窒化物を形成し組織を細粒化して耐遅
れ破壊性を向上させる作用を有する。この効果を得るた
めには０．００５％以上含有させる必要がある。一方、
０．０５％を超えて含有させても上記の効果が飽和する
ため、その上限を０．０５％とした。好ましくは０．０
１〜０．０４％である。

【００２４】sol.Ａｌ：０．１％以下 Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。これらの効果を十
分得るには０．０３％以上とするのが好ましい。しか
し、０．１％を超えると上記の効果が飽和するので、Ａ
ｌ含有量の上限は０．１％とした。好ましくは、０．０
５超え〜０．０７％である。

【００２５】Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：
０．００５〜０．０５％ Ｔｉ、Ｚｒは、必要により含有させる元素で、含有させ
ればＮｂと同様に微細な炭窒化物を形成し組織を細粒化
する作用を有する。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、これらの元
素を０．０５％を超えて含有させても前記効果は飽和す
るため、その上限をそれぞれ０．０５％とした。

【００２６】製造方法：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℃以上とする必
要がある。一方、細粒組織を得るためには、焼入れ温度
の上限は９３０℃とする必要がある。焼入れ後の冷却方
法は水冷または油冷とすればよい。

【００２７】

【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
に成形加工し、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。

【００２８】表１に示す化学組成を有する鋼を１８０ｋ
ｇ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。

【００２９】

【表１】

【００３０】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、強度
を種々調整した。

【００３１】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。

【００３２】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。

【００３３】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おこなった。

【００３４】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。

【００３５】表２に遅れ破壊試験結果を示す。

【００３６】

【表２】

【００３７】図３は、表２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、比較例のＪ〜Ｎ鋼であり、これらは９
２０℃で焼入れた鋼である。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。

【００３８】図３から明らかなように、本発明例のＡ〜
Ｆ鋼は焼入れ温度が９００℃以上９３０℃以下であり、
化学組成が本発明で規定する範囲になっているため、引
張強度１３５０ＭＰａ以上の高強度でも十分な耐遅れ破
壊性を有する。すなわち、本発明例では全て図３中の線
より上の位置にある。一方、比較例の場合、焼入れ温度
が本発明で規定する範囲内の９２０℃であっても、化学
組成が本発明で規定する範囲外であるため耐遅れ破壊性
は不十分であった。

【００３９】

【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。

【図面の簡単な説明】

【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。

【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。

【図３】引張強度と遅れ破壊強度比の相関を示す図であ
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 Ｆターム(参考） 4K042 AA25 BA14 CA06 CA08 CA09 CA12 CA13 DA01 DA02 DC02

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓ
   ｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜
   １．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３
   ％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：
   ０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からな
   り、かつＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足してい
   ることを特徴とする高強度ボルト用鋼。 ０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す
2. 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓ
   ｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜
   １．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３
   ％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：
   ０．１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．
   ０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％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Ｍ
   ｏとＶの含有量が下記の関係式を満足していることを特
   徴とする高強度ボルト用鋼。 ０．８≦Ｍｏ^２＋１０×Ｖ^２≦１．８ ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す
3. 【請求項３】請求項１または２に記載の化学組成を有す
   る線材を、成形加工によりボルトに成形し、次いで９０
   ０〜９３０℃の温度範囲で焼入れし、その後焼戻すこと
   を特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造
   方法。