JP2003321743A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明は耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
およびその製造方法に関する。 【解決手段】焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ
未満の微細析出物が分散析出している焼戻しマルテンサ
イト単相組織を有し、質量％で、Ｃ≦０．３５％、Ｓｉ
≦０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．０３〜
０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、更にＮｂ≦
０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種また
は二種以上、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０
５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３％の一種または二種以上、０．５≦
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝≦５
を満足する残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるボル
ト。上記組成の鋼を１１００℃以上で加熱後、仕上げ圧
延温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において、
５５０〜７００℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却し棒鋼
となし、ボルトに成形後、焼入れし、その後、５５０〜
７００℃に１０分間以上保持する。
およびその製造方法に関する。 【解決手段】焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ
未満の微細析出物が分散析出している焼戻しマルテンサ
イト単相組織を有し、質量％で、Ｃ≦０．３５％、Ｓｉ
≦０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．０３〜
０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、更にＮｂ≦
０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種また
は二種以上、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０
５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０
００３〜０．００３％の一種または二種以上、０．５≦
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝≦５
を満足する残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなるボル
ト。上記組成の鋼を１１００℃以上で加熱後、仕上げ圧
延温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において、
５５０〜７００℃を０．５℃／ｓｅｃ超えで冷却し棒鋼
となし、ボルトに成形後、焼入れし、その後、５５０〜
７００℃に１０分間以上保持する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高強度ボルトおよび
その製造方法に関し、特にミクロ組織の調整により耐遅
れ破壊特性に優れたものに関する。
その製造方法に関し、特にミクロ組織の調整により耐遅
れ破壊特性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】高強度ボルトは引張強さが１３００ＭＰ
ａを超えると遅れ破壊が生じやすくなるため、ＪＩＳＢ
１１８６，ＪＩＳＢ１０５１によって上限強度をＦ１０
Ｔ級、１２Ｔ級に規定されている。
ａを超えると遅れ破壊が生じやすくなるため、ＪＩＳＢ
１１８６，ＪＩＳＢ１０５１によって上限強度をＦ１０
Ｔ級、１２Ｔ級に規定されている。
【０００３】Ｆ１０Ｔ級の鋼は低炭素ボロン鋼が、Ｆ１
２Ｔ級用鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０が主に
用いられている。
２Ｔ級用鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０が主に
用いられている。
【０００４】更に高強度で、遅れ破壊特性に優れる鋼と
して１８Ｎｉマルエージ鋼が知られているものの低合金
鋼と比較して極めて高価であり、高強度ボルト用鋼とし
て用いることはできない。
して１８Ｎｉマルエージ鋼が知られているものの低合金
鋼と比較して極めて高価であり、高強度ボルト用鋼とし
て用いることはできない。
【０００５】特公昭６０−１４０９６号公報、特開昭５
９−１８２９５０号公報、特開昭５９−１８２９５１号
公報にはマルエージ鋼より安価で、低合金鋼より遅れ破
壊特性に優れる鋼が記載されている。
９−１８２９５０号公報、特開昭５９−１８２９５１号
公報にはマルエージ鋼より安価で、低合金鋼より遅れ破
壊特性に優れる鋼が記載されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
に記載の鋼のＮｉ含有量も、マルエージ鋼に比較して少
ないとはいえ、ボルト用鋼として大量に使用できる程に
は低減されておらず、安価で耐遅れ割れ破壊特性に優れ
た鋼の開発が課題とされている。
に記載の鋼のＮｉ含有量も、マルエージ鋼に比較して少
ないとはいえ、ボルト用鋼として大量に使用できる程に
は低減されておらず、安価で耐遅れ割れ破壊特性に優れ
た鋼の開発が課題とされている。
【０００７】そこで本発明では、高価な元素を用いずに
１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ耐遅れ破壊特
性に優れたボルトおよびその製造条件を提供することを
目的とする。
１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ耐遅れ破壊特
性に優れたボルトおよびその製造条件を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するため耐遅れ破壊特性に及ぼす鋼の組織、組成
の影響について鋭意検討を行い、遅れ破壊の原因である
拡散性水素のトラップサイトとして微細析出物が有効
で、特に１０ｎｍ未満とした場合、優れた効果が得ら
れ、更に、そのような微細析出物としてＴｉ，Ｍｏ系炭
化物を含有するものが好ましく、また高強度化にも有効
であることを知見した。
を解決するため耐遅れ破壊特性に及ぼす鋼の組織、組成
の影響について鋭意検討を行い、遅れ破壊の原因である
拡散性水素のトラップサイトとして微細析出物が有効
で、特に１０ｎｍ未満とした場合、優れた効果が得ら
れ、更に、そのような微細析出物としてＴｉ，Ｍｏ系炭
化物を含有するものが好ましく、また高強度化にも有効
であることを知見した。
【０００９】本発明は以上の知見を基に更に検討を加え
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １．焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、焼戻しマル
テンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散
析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １．焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、焼戻しマル
テンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散
析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。
【００１０】２．質量％で、Ｃ≦０．３５％、Ｓｉ≦
０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０
５〜０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる１
記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜
０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０
５〜０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる１
記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１１】３．鋼組成として更に式（１）を満足する
ことを特徴とする２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ （１） 但し、各元素は含有量（質量％）とする。
ことを特徴とする２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ （１） 但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１２】４．微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であ
ることを特徴とする２または３記載の耐遅れ破壊特性に
優れた高強度ボルト。
ることを特徴とする２または３記載の耐遅れ破壊特性に
優れた高強度ボルト。
【００１３】５．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦
０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種また
は二種以上を含有する２記載の耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。
０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種また
は二種以上を含有する２記載の耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。
【００１４】６．鋼組成として更に式（２）を満足する
ことを特徴とする５記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３） ＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ （２） 但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないもの
は０とする。
ことを特徴とする５記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３） ＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ （２） 但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないもの
は０とする。
【００１５】７．微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ，Ｖ，
Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特
徴とする５または６に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ボルト。
Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特
徴とする５または６に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ボルト。
【００１６】８．鋼組成として更に質量％で、Ｃｕ：
０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００
３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする
１乃至７のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度ボルト。
０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００
３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする
１乃至７のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度ボルト。
【００１７】９．２、３、５，６、８のいずれか一つに
記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ温度
８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７００〜
５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却して
棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、５５
０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする耐
遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ温度
８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７００〜
５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却して
棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、５５
０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする耐
遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明に係るボルトのミクロ組
織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明
する。
織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明
する。
【００１９】１．ミクロ組織
本発明に係るボルトは、優れた耐遅れ破壊特性と１３０
０ＭＰａ以上の高強度が得られるよう、そのミクロ組織
を焼戻しマルテンサイト単相で且つ粒径１０ｎｍ未満の
微細析出物を含む組織に規定する。
０ＭＰａ以上の高強度が得られるよう、そのミクロ組織
を焼戻しマルテンサイト単相で且つ粒径１０ｎｍ未満の
微細析出物を含む組織に規定する。
【００２０】母相を焼戻しマルテンサイト単相組織とす
ることにより、強度及び靭性を向上させ、更に該組織中
に微細析出物を分散析出させることにより強度の向上と
ともに耐遅れ破壊特性を向上させる。
ることにより、強度及び靭性を向上させ、更に該組織中
に微細析出物を分散析出させることにより強度の向上と
ともに耐遅れ破壊特性を向上させる。
【００２１】本発明においてマルテンサイト単相組織と
は、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）で
マルテンサイト面積率９５％以上とし、好ましくは９８
％以上とする。
は、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）で
マルテンサイト面積率９５％以上とし、好ましくは９８
％以上とする。
【００２２】本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満
とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、拡散性水
素のトラップサイトとしての働きが不充分で強度および
耐遅れ破壊特性の向上が得られにくい。
とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、拡散性水
素のトラップサイトとしての働きが不充分で強度および
耐遅れ破壊特性の向上が得られにくい。
【００２３】微細析出物の粒径は小さいほど有効で、望
ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下で、そのよ
うな微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化
物、またそれらに更にＮｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以
上を含む炭化物が好ましい。
ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下で、そのよ
うな微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化
物、またそれらに更にＮｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以
上を含む炭化物が好ましい。
【００２４】これらの微細析出物の分布形態は特に規定
しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望
ましい。
しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望
ましい。
【００２５】また、本発明において、微細析出物の大き
さは、全析出物の９０％以上で満足すれば、焼戻し後目
的とする引張強さが得られる。但し、１０ｎｍ以上の大
きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響
をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
さは、全析出物の９０％以上で満足すれば、焼戻し後目
的とする引張強さが得られる。但し、１０ｎｍ以上の大
きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響
をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００２６】上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物
を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径
が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害す
るため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大き
さ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが
望ましい。
を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径
が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害す
るため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大き
さ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが
望ましい。
【００２７】なお、これらの微細析出物の観察、組成の
同定は、薄膜を用いた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）やＴ
ＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤ
Ｘ）により行うことができる。
同定は、薄膜を用いた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）やＴ
ＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤ
Ｘ）により行うことができる。
【００２８】微細析出物の全析出物に占める割合は、以
下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェ
ット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋ
Ｖで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測
可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御
し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正
焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェ
ット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋ
Ｖで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測
可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御
し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正
焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００２９】また、析出物粒子の計測を行った領域の試
料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散
乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価
する。
料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散
乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価
する。
【００３０】この方法により、粒子数の計測と試料厚さ
の計測を同じ領域について実行することができる。粒子
数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領
域4箇所について行い、１μｍ2たりに分布する析出物を
粒径ごとの個数として算出する。粒径は平均粒径とし
た。
の計測を同じ領域について実行することができる。粒子
数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領
域4箇所について行い、１μｍ2たりに分布する析出物を
粒径ごとの個数として算出する。粒径は平均粒径とし
た。
【００３１】この値と試料厚さから、析出物の１μｍ3
当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０
ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める
割合を算出する。
当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０
ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める
割合を算出する。
【００３２】２．成分組成
本発明に係るボルトは上述したミクロ組織で目的とする
性能が得られるが、以下の成分組成とすることが好まし
い。
性能が得られるが、以下の成分組成とすることが好まし
い。
【００３３】Ｃ
Ｃは強度確保のため添加する。０．３５％を超えて含有
すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．
３５％以下とする。
すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．
３５％以下とする。
【００３４】Ｓｉ
Ｓｉは強度上のため添加する。０．５０％を超えるとそ
の効果が飽和し、冷間加工時の変形抵抗が高く、加工性
が低下するため、０．５０％以下とする。
の効果が飽和し、冷間加工時の変形抵抗が高く、加工性
が低下するため、０．５０％以下とする。
【００３５】Ｍｎ
熱間延性、焼入れ性を向上させるため、０．１％以上添
加する。一方、２％を超えると耐遅れ破壊特性が低下す
るため０．１〜２％とする。
加する。一方、２％を超えると耐遅れ破壊特性が低下す
るため０．１〜２％とする。
【００３６】Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として作用する。またＮとＡｌＮを形成
し、Ｂの焼入れ性効果を向上させるため０．０１％以上
添加する。一方、０．１％を超えるとその効果が飽和す
るため、０．０１〜０．１％とする。
し、Ｂの焼入れ性効果を向上させるため０．０１％以上
添加する。一方、０．１％を超えるとその効果が飽和す
るため、０．０１〜０．１％とする。
【００３７】Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物や、ＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化
物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラッ
プサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また強度も向上させるため添加する。０．０３％未
満では析出物量が少なく所望の強度及び耐遅れ破壊特性
が得られないため０．０３％以上とし、一方、０．２０
％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度向上効果
を失うため０．０３〜０．２０％とする。
物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラッ
プサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また強度も向上させるため添加する。０．０３％未
満では析出物量が少なく所望の強度及び耐遅れ破壊特性
が得られないため０．０３％以上とし、一方、０．２０
％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度向上効果
を失うため０．０３〜０．２０％とする。
【００３８】Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物や、ＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化
物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラッ
プサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また、強度も向上させるため添加する。所望の引張
強度とし、耐遅れ破壊特性を向上させるため０．０５％
以上とし、一方、０．６％を超えて添加すると冷間鍛造
性が低下するため０．０５〜０．６％とする。
物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラッ
プサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上さ
せ、また、強度も向上させるため添加する。所望の引張
強度とし、耐遅れ破壊特性を向上させるため０．０５％
以上とし、一方、０．６％を超えて添加すると冷間鍛造
性が低下するため０．０５〜０．６％とする。
【００３９】Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出
する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が
得られやすい。
する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が
得られやすい。
【００４０】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもの
で、０．５以上、５以下とした場合、強度の向上ととも
に耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微
細析出物の形成が容易となり好ましい。
で、０．５以上、５以下とした場合、強度の向上ととも
に耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微
細析出物の形成が容易となり好ましい。
【００４１】微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中
のＴｉ，Ｍｏは原子比で２．０≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．２、
更に微細な場合は１．５≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．７であるこ
とが観察された。
のＴｉ，Ｍｏは原子比で２．０≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．２、
更に微細な場合は１．５≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．７であるこ
とが観察された。
【００４２】更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ，Ｖ，
Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４３】Ｎｂ
ＮｂはＴｉとともに微細析出物を形成して強度上昇に寄
与する。また組織を微細化し、また結晶粒の整粒により
延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化
し、延性が低下するため０．０８％以下とする。
与する。また組織を微細化し、また結晶粒の整粒により
延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化
し、延性が低下するため０．０８％以下とする。
【００４４】Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超え
ると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以
下とする。
ると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以
下とする。
【００４５】Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超える
と析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下と
する。
と析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下と
する。
【００４６】これらの元素の添加においては、Ｃ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗの原子比を規定することが炭化
物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ
／１８４）｝を０．５以上、５以下とした場合、強度の
向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎ
ｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗの原子比を規定することが炭化
物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ
／１８４）｝を０．５以上、５以下とした場合、強度の
向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎ
ｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。
【００４７】また、微細なＴｉ−Ｍｏ−（Ｎｂ，Ｖ，
Ｗ）系炭化物では、炭化物中の各元素は原子比で２．０
≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２、更に微
細な炭化物では１．５≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋
Ｗ）≧０．７であることが観察された。
Ｗ）系炭化物では、炭化物中の各元素は原子比で２．０
≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２、更に微
細な炭化物では１．５≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋
Ｗ）≧０．７であることが観察された。
【００４８】本発明では、更に強度を向上させる場合、
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂの一種または二種以上を添加する
ことができる。各元素の添加量はそのような効果が得ら
れるようＣｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜
１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００
３〜０．００５％とする。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂの一種または二種以上を添加する
ことができる。各元素の添加量はそのような効果が得ら
れるようＣｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜
１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００
３〜０．００５％とする。
【００４９】また、耐遅れ破壊特性を向上させるために
不可避的不純物をＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％
以下、Ｎ：０．０１％以下に規制することが望ましい。
不可避的不純物をＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％
以下、Ｎ：０．０１％以下に規制することが望ましい。
【００５０】尚、これらの元素の含有量や添加の有無に
より本発明の効果が損なわれることはない。
より本発明の効果が損なわれることはない。
【００５１】３．製造条件
図１は本発明に係るボルトの概略製造工程図でＳ１は棒
鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（ボルト）仕
上げ工程を示す。棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧
延し棒鋼とし品質検査後、出荷する。
鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（ボルト）仕
上げ工程を示す。棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧
延し棒鋼とし品質検査後、出荷する。
【００５２】製品（ボルト）仕上げ工程（Ｓ３）で、該
棒鋼を所定の寸法に切断し、冷間鍛造等の冷間加工を行
い、必要に応じて旋削等の切削加工で所望の形状とした
後、焼入れ焼戻しを施し、製品（ボルト）とする。以下
に望ましい製造工程について詳細に説明する。
棒鋼を所定の寸法に切断し、冷間鍛造等の冷間加工を行
い、必要に応じて旋削等の切削加工で所望の形状とした
後、焼入れ焼戻しを施し、製品（ボルト）とする。以下
に望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５３】圧延加熱温度
圧延加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、圧
延材（棒鋼）に微細析出物が析出し冷間加工性を損なわ
ないよう、熱間圧延時に溶解時から残存する炭化物を固
溶させる。
延材（棒鋼）に微細析出物が析出し冷間加工性を損なわ
ないよう、熱間圧延時に溶解時から残存する炭化物を固
溶させる。
【００５４】圧延加熱温度を１１００℃未満とした場
合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶し
ないため１１００℃以上とする。
合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶し
ないため１１００℃以上とする。
【００５５】圧延仕上げ温度
圧延仕上げ温度は８００℃未満では圧延荷重が高く真円
度が劣化するため８００℃以上とする。
度が劣化するため８００℃以上とする。
【００５６】冷却速度
冷間加工前に微細析出物が析出し、冷間加工性を損なわ
ないよう、圧延後の冷却速度を規定する。微細析出物の
析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得ら
れる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却す
る。
ないよう、圧延後の冷却速度を規定する。微細析出物の
析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得ら
れる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却す
る。
【００５７】焼入れ焼戻し
得られた棒鋼からボルトに成形後、所望する高強度や優
れた耐遅れ破壊特性を付与させるため、焼入れ焼戻し処
理を行う。焼戻しは微細析出物を析出させるように、焼
入れ後、加熱温度：５５０〜７００℃、保持温度１０分
以上で焼戻しを行う。５５０℃未満では、十分な量の析
出物が得られず、７００℃超えでは析出物が粗大化する
ため、５５０〜７００℃とする。
れた耐遅れ破壊特性を付与させるため、焼入れ焼戻し処
理を行う。焼戻しは微細析出物を析出させるように、焼
入れ後、加熱温度：５５０〜７００℃、保持温度１０分
以上で焼戻しを行う。５５０℃未満では、十分な量の析
出物が得られず、７００℃超えでは析出物が粗大化する
ため、５５０〜７００℃とする。
【００５８】本発明は請求項２、３、５、６、８のいず
れか一つに記載の組成を有する棒鋼を素材とし、上述し
た条件でボルトを製造した場合、特に強度、耐遅れ破壊
特性に優れたものが得られる。
れか一つに記載の組成を有する棒鋼を素材とし、上述し
た条件でボルトを製造した場合、特に強度、耐遅れ破壊
特性に優れたものが得られる。
【００５９】
【実施例】表１に示す種々の組成の鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｉ）
を用い、強度、耐遅れ破壊特性に及ぼす成分組成の影響
について調査した。表中Ｎｏ．Ａ，ＢはＴｉ−Ｍｏ系の
本発明例、Ｎｏ．ＣはさらにＣｒを添加した本発明例、
Ｎｏ．ＤはＴｉ−Ｍｏ系にＮｂ、Ｖ、Ｗを添加した本発
明例、Ｎｏ．Ｅ〜Ｉは比較例である。
を用い、強度、耐遅れ破壊特性に及ぼす成分組成の影響
について調査した。表中Ｎｏ．Ａ，ＢはＴｉ−Ｍｏ系の
本発明例、Ｎｏ．ＣはさらにＣｒを添加した本発明例、
Ｎｏ．ＤはＴｉ−Ｍｏ系にＮｂ、Ｖ、Ｗを添加した本発
明例、Ｎｏ．Ｅ〜Ｉは比較例である。
【００６０】供試鋼を高周波小型溶解炉にて溶製し、鋳
造断面１６０×１６０ｍｍ鋼塊に鋳造後、２２ｍｍ径の
棒鋼に熱間圧延した。その後、冷間鍛造でＭ２２のボル
トに成形し、焼入れ焼戻しを行った。
造断面１６０×１６０ｍｍ鋼塊に鋳造後、２２ｍｍ径の
棒鋼に熱間圧延した。その後、冷間鍛造でＭ２２のボル
トに成形し、焼入れ焼戻しを行った。
【００６１】その後、耐遅れ破壊特性試験、引張試験、
組織観察を行った。耐遅れ破壊試験は各供試鋼からボル
トを４０本採取し、鋼板（ＳＳ４００）にナット回転角
法で最大荷重まで締め付け、３．５％食塩水で乾湿繰り
返し試験を９ヶ月間実施し、破断状況を観察した。引張
試験はボルトから平行径１０ｍｍの引張試験片を用い、
引張強さを求めた。組織観察はボルト首下断面を光学顕
微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡
（ＴＥＭ）で観察し、その組成をエネルギー分散型Ｘ線
分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
組織観察を行った。耐遅れ破壊試験は各供試鋼からボル
トを４０本採取し、鋼板（ＳＳ４００）にナット回転角
法で最大荷重まで締め付け、３．５％食塩水で乾湿繰り
返し試験を９ヶ月間実施し、破断状況を観察した。引張
試験はボルトから平行径１０ｍｍの引張試験片を用い、
引張強さを求めた。組織観察はボルト首下断面を光学顕
微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡
（ＴＥＭ）で観察し、その組成をエネルギー分散型Ｘ線
分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
【００６２】表２に試験結果を示す。本発明例Ｎｏ．１
〜４は焼戻しマルテンサイト組織中に１０ｎｍ以下の微
細析出物が観察され、１３００ＭＰａ以上の高強度でか
つ優れた耐遅れ破壊特性（破断数０本）が得られた。
〜４は焼戻しマルテンサイト組織中に１０ｎｍ以下の微
細析出物が観察され、１３００ＭＰａ以上の高強度でか
つ優れた耐遅れ破壊特性（破断数０本）が得られた。
【００６３】一方、Ｎｏ．５は鋼組成は請求項５記載の
本発明範囲内であるが、ボルト成形−焼入れ後の焼戻し
温度が本発明範囲外で高く、析出物が１５０ｎｍと粗大
化し、強度、耐遅れ破壊特性に劣る。
本発明範囲内であるが、ボルト成形−焼入れ後の焼戻し
温度が本発明範囲外で高く、析出物が１５０ｎｍと粗大
化し、強度、耐遅れ破壊特性に劣る。
【００６４】Ｎｏ．６はＣ量が、Ｎｏ．７はＳｉ量が、
Ｎｏ．８はＭｎ量が、Ｎｏ．１０はＴｉ量が夫々本発明
範囲外であり、引張強さ、耐遅れ破壊特性のいずれまた
は両者が劣っている。Ｎｏ．９はＰ量が多く、耐遅れ破
壊特性に劣る。
Ｎｏ．８はＭｎ量が、Ｎｏ．１０はＴｉ量が夫々本発明
範囲外であり、引張強さ、耐遅れ破壊特性のいずれまた
は両者が劣っている。Ｎｏ．９はＰ量が多く、耐遅れ破
壊特性に劣る。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【発明の効果】本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れ
且つ高強度なボルトおよびその製造方法が得られ、産業
上極めて有用である。
且つ高強度なボルトおよびその製造方法が得られ、産業
上極めて有用である。
【図１】 本発明ボルトの製造工程の一例を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 白神 哲夫
東京都中央区新川２丁目12番８号 エヌケ
ーケー条鋼株式会社内
(72)発明者 冨田 邦和
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 船川 義正
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 塩崎 毅
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11
AA14 AA16 AA19 AA22 AA23
AA31 AA35 AA36 AA37 BA02
CA02 CA03 CC03 CC04 CD01
CD02 CF01 CF02
4K042 AA25 BA01 BA13 CA02 CA05
CA06 CA08 CA09 CA10 CA12
CA13 DA01 DA02 DC02 DC03
Claims (9)
- 【請求項１】 焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、
焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析
出物が分散析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特
性に優れた高強度ボルト。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ≦０．３５％、Ｓｉ≦０．
５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１
％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜
０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる請求項
１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - 【請求項３】 鋼組成として更に式（１）を満足するこ
とを特徴とする請求項２記載の耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ （１） 但し、各元素は含有量（質量％）とする。 - 【請求項４】 微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物である
ことを特徴とする請求項２または３記載の耐遅れ破壊特
性に優れた高強度ボルト - 【請求項５】 鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦
０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種また
は二種以上を含有する請求項２記載の耐遅れ破壊特性に
優れた高強度ボルト。 - 【請求項６】 鋼組成として更に式（２）を満足するこ
とを特徴とする請求項５記載の耐遅れ破壊特性に優れた
高強度ボルト。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３） ＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ （２） 但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないもの
は０とする。 - 【請求項７】 微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ，Ｖ，Ｗ
の内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴
とする請求項５または６に記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度ボルト。 - 【請求項８】 鋼組成として更に質量％で、Ｃｕ：０．
０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：
０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
項１乃至７のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優
れた高強度ボルト。 - 【請求項９】 請求項２、３、５，６、８のいずれか一
つに記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ
温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７０
０〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却
して棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、
５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とす
る耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125405A JP3754658B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125405A JP3754658B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003321743A true JP2003321743A (ja) | 2003-11-14 |
| JP3754658B2 JP3754658B2 (ja) | 2006-03-15 |
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|---|---|---|---|
| JP2002125405A Expired - Fee Related JP3754658B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3754658B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1686194A1 (en) | 2005-01-28 | 2006-08-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength bolt having excellent hydrogen embrittlement resistance |
| WO2006129827A1 (ja) | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| WO2008093897A1 (ja) | 2007-01-31 | 2008-08-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材並びにその製造方法 |
| WO2013145868A1 (ja) * | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| KR20180011427A (ko) | 2016-07-22 | 2018-02-01 | 주식회사 포스코 | 내지연파괴 특성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| CN115161546A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-10-11 | 江苏永钢集团有限公司 | 一种10.9级高强度紧固件用冷镦钢盘条及其生产方法 |
| CN116497283A (zh) * | 2023-05-09 | 2023-07-28 | 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 | 一种强耐受度锁紧螺母及其制备方法 |
-
2002
- 2002-04-26 JP JP2002125405A patent/JP3754658B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| EP1686194A1 (en) | 2005-01-28 | 2006-08-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength bolt having excellent hydrogen embrittlement resistance |
| WO2006129827A1 (ja) | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| US8728257B2 (en) | 2005-05-30 | 2014-05-20 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same |
| WO2008093897A1 (ja) | 2007-01-31 | 2008-08-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材並びにその製造方法 |
| US8357252B2 (en) | 2007-01-31 | 2013-01-22 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel having favorable delayed fracture resistance and method for manufacturing the same |
| WO2013145868A1 (ja) * | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| JP2013227647A (ja) * | 2012-03-26 | 2013-11-07 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| US9845519B2 (en) | 2012-03-26 | 2017-12-19 | Kobe Steel, Ltd. | Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance |
| KR20180011427A (ko) | 2016-07-22 | 2018-02-01 | 주식회사 포스코 | 내지연파괴 특성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| CN115161546A (zh) * | 2022-04-22 | 2022-10-11 | 江苏永钢集团有限公司 | 一种10.9级高强度紧固件用冷镦钢盘条及其生产方法 |
| CN116497283A (zh) * | 2023-05-09 | 2023-07-28 | 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 | 一种强耐受度锁紧螺母及其制备方法 |
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