JP2007270293A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】剪断応力に対する耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに支圧接合部品用鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．０５〜３％、Ａｌ：０．０１〜１％を含有し、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％を満足し、かつ旧オーステナイト結晶の粒度番号が６以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。式（１）で定義される焼戻しパラメータＰを６０００〜１２０００として、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度支圧接合部品の製造方法。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２１．３−５．８Ｃ
−（Ｓｉ＋１．３Ａｌ）｝ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌは成分の含有量［質量％］である。
【選択図】図２

Description

本発明は、土木、建築、自動車、各種産業機械等の接合部に使用されるボルト、ピン等の接合部品及びその製造方法、並びに接合部品の素材である鋼材に関する。

従来の接合部品、例えば、ボルトによる接合部は、主として、ボルトに引張応力が負荷される摩擦接合や引張接合である。この場合、ボルトによる接合部の強化や、接合部のコンパクト化等のために、引張強さが１２００ＭＰａを超える高力ボルトを使用すると、遅れ破壊が発生する可能性が高くなる。

一方、鋼構造物の設計で、大地震に対する耐力を考慮してボルト本数を決定する場合には、引張応力及び剪断応力に対する接合部の耐力の強化が求められる。この課題に対して、本発明者らの一部は、支圧接合又は支圧接合と摩擦接合を組み合わせた接合部に、引張強さ１７００〜２６００ＭＰａの高強度接合部品を使用し、ボルト本数の低減、接合部のコンパクト化を図る方法を提案した（例えば、特許文献１、２、参照）。

これらの方法によれば、高強度接合部品に、常時、高張力を導入することなく、接合部の耐力を十分に確保することが可能であり、引張応力による高強度接合部品の遅れ破壊を防止することができる。また、接合形態を支圧接合とした場合、導入張力に起因する引張応力に対する遅れ破壊は排除できる。更に、接合部の耐久性を高めるためには、ボルトに高い剪断応力が作用した場合の剪断応力による遅れ破壊を考慮することが望ましい。

これまでに、引張方向に張力が導入された条件での遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば、特許文献３〜６には、合金元素や、熱処理時に析出する炭化物や、旧オーステナイト粒のアスペクト比に着目した、耐遅れ破壊特性向上技術が開示されている。しかし、剪断応力負荷条件における耐遅れ破壊特性を向上させる技術は明確にされていない。

特願２００５−１８４６９９号 特願２００５−２７１８５９号 特開平７−７０６９５号公報 特開平１１−２３６６１７号公報 特開２００１−３２０４４号公報 特開２００２−９７５５１号公報

本発明は、剪断応力負荷条件における耐遅れ破壊特性に優れた支圧接合部品及びその製造方法並びに支圧接合部品の素材である鋼材を提供するものである。

本発明者らは、（ｉ）剪断応力負荷条件における耐遅れ破壊特性の向上には、適正量のＳｉ及びＡｌを添加してＦｅ炭化物を微細化させることが有効であること、及び、（ｉｉ）靭性の確保には、旧オーステナイト粒の微細化、即ち、旧オーステナイトの粒度番号を大きくすることが有効であることを見出した。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは、以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．５〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．１〜１．５％を含有し、Ｓｉ：０．０５〜３％、Ａｌ：０．０１〜１％の双方を、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織が面積率９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなり、かつ、旧オーステナイトの結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１の粒度番号６以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（２） 前記焼戻しマルテンサイトが粒径５０ｎｍ以下のＦｅ炭化物を有することを特徴とする上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（３） 前記金属組織において、残留オーステナイトが７％以下であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（４） 前記高強度支圧接合部品において、剪断遅れ破壊限界拡散性水素量が０．４ｐｐｍ以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（５） 前記高強度支圧接合部品において、引張強さが１８００ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（６） 前記高強度支圧接合部品において、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ５ｍｍサブサイズ試験片を用いたシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが１０Ｊ以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（７） 前記高強度支圧接合部品において、初期水素含有量が０．４ｐｐｍ未満であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（８） 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限することを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（９） 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（８）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（１０） 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（９）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。

（１１） 上記（１）〜（７）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、質量％で、Ｃ：０．５〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．１〜１．５％を含有し、Ｓｉ：０．０５〜３％、Ａｌ：０．０１〜１％の双方を、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。

（１２） 上記（８）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限することを特徴とする上記（１１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。

（１３） 上記（９）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１１）又は（１２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。

（１４） 上記（１０）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１１）〜（１３）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。

（１５） 上記（１）〜（１０）の何れかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の製造方法であって、上記（１１）〜（１４）の何れかに記載の鋼を成形加工し、８５０〜１０００℃に加熱して焼入れ処理を行った後、加熱速度を１０℃／ｓ以上とし、焼戻温度Ｔ［℃］を２００〜４５０℃の範囲とし、焼戻時間ｔ［ｓ］を１〜７２００ｓの範囲とし、下記式（１）で定義される焼戻しパラメータＰを６０００〜１２０００として、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度支圧接合部品の製造方法。
Ｐ＝（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２１．３−５．８Ｃ
−（Ｓｉ＋１．３Ａｌ）｝ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌは成分の含有量［質量％］である。

本発明によれば、剪断応力に対する耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼を提供することができ、産業上の貢献が顕著である。

本発明は、支圧接合、更に必要に応じて、摩擦接合、引張接合の一方又は双方との組み合わせによって鋼構造物を構築する場合に使用される支圧接合部品及びその製造方法、並びに接合部品の素材である鋼材である。

摩擦接合とは、図３（ａ）に示すように、接合部品、例えば、ボルトで継手部材を締め付け、部材間に生じる摩擦力によって応力を伝達する接合法であり、支圧接合とは、図３（ｂ）に示すように、軸部の剪断、部材の支圧によって応力を伝達する接合法である。

摩擦接合と支圧接合は、接合部で伝達する応力がボルト軸と直角方向である点で外観上は似ているが、応力伝達形態が全く異なっており、力学的な原理において、両者は全く別の接合形式である。また、引張接合とは、例えば、図４に示すフランジ付き鋼管の接合部のように、接合部品、例えば、ボルトの軸方向の応力を伝達する接合方法であり、ボルトを締め付けて得られる部材間の圧縮力を利用して応力を伝達するものである。

本発明者らは、支圧接合部の接合部品に負荷される剪断応力下において遅れ破壊が発生しない限界拡散性水素量、即ち、剪断遅れ破壊限界拡散性水素量に及ぼす鋼の組織、析出物の影響を評価した。

まず、焼入れ処理及び焼戻し処理によって製造した種々の強度を有する鋼材から採取した試料に、電解水素チャージによって水素を吸蔵させ、カドミウムめっきを施すことによって、試験中の水素の放出を防止した。カドミウムめっき後に、図１に示す試験装置により、剪断遅れ破壊試験を行い、剪断引張強さの９０％の剪断応力を負荷し、図２に示すように、遅れ破壊が発生しなくなる剪断遅れ破壊限界拡散性水素量を求めた。

図１に示す冶具１、２を、試験片挿入穴４、５が一致するようにセットし、試験片挿入穴４、５に試験片３を貫通させる。その後、引張試験機によって冶具１、２に一定の引張応力を負荷し、試験片３に一定の剪断応力を負荷して破断時間を測定した。なお、剪断引張強さは、図１に示す冶具を用いて求めた、剪断応力の最大値である。

また、試験後、試験片からめっきを除去した後にガスクロマトグラフを用いた昇温分析にて各試験片の拡散性水素量を求めた。なお、めっき除去後から拡散性水素量の測定までは、ドライアイスによって試験片を冷却し、水素の放散を防止した。本発明において、拡散性水素量は、１００℃／ｈｒで昇温したときに、室温から３００℃までの間に放出する水素量とした。

図２に、拡散性水素量［ｐｐｍ］と遅れ破壊に至るまでの破断時間［分］の関係について解析した一例を示す。図中の右向きの矢印は、破断していないことを意味する。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。

６０００分で遅れ破壊しない水素量の上限を、剪断遅れ破壊限界拡散性水素量Ｈ_CSと定義し、この値によって、遅れ破壊特性を評価した。その結果、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）を０．０８〜３．５％とすることにより、焼戻し時におけるＦｅ炭化物が微細に分散し、剪断応力下における耐遅れ破壊特性が向上することがわかった。

本発明において、Ｆｅ炭化物とは、セメンタイトとイプシロン炭化物の総称である。

また、剪断応力下においては、曲げ応力に起因するき裂も発生する。したがって、支圧接合部材には遅れ破壊特性と共に曲げ応力下でのき裂の発生し難くさ、即ち、靭性も必要であり、旧オーステナイト粒の微細化が有効であるという知見を得た。

まず、本発明の対象とする鋼の成分組成の限定理由について述べる。

Ｃは、鋼材の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．５％未満では、所定の焼戻し温度範囲では所要の強度が得られず、一方、０．８％を超えると、靭性を劣化させ、残留オーステナイトが増加するため、０．５〜０．８％の範囲に制限した。

Ｍｎは、焼入れ性を向上させるのに有効な成分であるとともに、脱酸や脱硫についても効果がある。０．１％未満では、上記の効果が得られず、一方、２％を超えると、偏析を助長するため、０．１〜２％の範囲に制限した。

Ｃｒは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める元素であるが、０．１％未満では、その効果が得られず、一方、１．５％超を含有すると、未溶解炭化物が増加する傾向にあるので、０．１〜１．５％の範囲に限定した。

Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高め、セメンタイトの粗大化を防止するが、０．０５％未満では、その効果が得られず、一方、３％を超えて添加すると、靭性が劣化するので、０．０５〜３％の範囲に制限した。更に、優れた遅れ破壊特性を得る観点から、好ましい下限は、０．１％である。

Ａｌは、脱酸及び熱処理時においてＡｌＮを形成することにより、オーステナイト粒の粗大化を防止する効果がある。また、微細なＡｌＮは、微細なセメンタイトの粒内析出の核となるため、セメンタイトの微細分散に対して有効である。Ａｌ量が０．０１％未満では、これらの効果が不十分である。一方、１％超のＡｌを含有すると、Ａｌ₂Ｏ₃介在物による靭性の劣化が生じるため、０．０１〜１％の範囲に限定した。特に、Ａｌ₂Ｏ₃介在物を減らしたいときは、上限を０．５％以下とすることが好ましい。

本発明では、更に、Ｓｉの含有量とＡｌの含有量を特定の関係を満足することが必要であり、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）を０．０８〜３．５％の範囲に限定している。下限を０．０８％とするのは、焼戻し時におけるＦｅ炭化物の微細分散を達成するためであり、上限を３．５％とするのは、靭性確保のためである。更に、より微細なＦｅ炭化物を得る観点から、好適範囲は０．１〜３％である。

Ｐ及びＳは不純物であり、含有量を制限することが好ましい。

Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる効果があるので、０．０１５％以下に抑えることにより、より優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。

Ｓも、Ｐと同様の効果があるため、０．０１％以下に抑えることにより、より優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。

更に、Ｍｏ、Ｗ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な元素であり、かつ、焼戻し時に微細な炭化物として析出することによって鋼に強度を与えるため、０．０５％以上添加することが好ましい。一方、２％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．０５〜２％の範囲とすることが好ましい。

Ｗは、焼入れ性向上に有効な元素であり、かつ、焼戻し時に微細な炭化物として析出することによって鋼に強度を与えるため、０．０５％以上添加することが好ましい。一方、１％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．０５％〜１％の範囲とすることが好ましい。

Ｂは、微量の添加で焼入れ性向上に効果があり、効果を得るためには０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、０．００５％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．０００１〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。

更に、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｖは、旧オーステナイト粒を微細にし、かつ焼戻し時に微細な炭化物として析出することによって鋼に強度を与えるため、０．０５％以上添加することが好ましい。一方、１％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．０５〜１％の範囲とすることが好ましい。

Ｔｉも、旧オーステナイト粒の微細化に有効な元素であるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、０．０５％超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．００１〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。

Ｎｂは、Ｔｉと同様の効果があるため、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、０．０５％超えて添加しても、その効果は飽和するため、０．００１〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。

本発明において、不純物であるＮ及びＯの含有量は特に制限しないが、Ｎ及びＯは、それぞれ０．０１％超を含有すると、窒化物等及び酸化物等の介在物が生成しやすくなるため、それぞれ、０．０１％以下とすることが好ましい。

次に、本発明の対象とする接合部品の組織について述べる。

本発明における接合部品の組織として、十分な強度が有し、かつ、靭性及び耐遅れ破壊特性を備えるためには、面積率で９０％以上を焼戻しマルテンサイトとすることが必要である。焼戻しマルテンサイトの残部は、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライト、パーライトの１種若しくは２種以上又は全部からなる。

焼戻しマルテンサイトの面積率は、焼入れ後、焼戻す前の組織を光学顕微鏡により観察し、撮影した組織写真から求める。この理由は、焼戻し後の組織では、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの判別が難しいためである。また、焼入れ後に生成したマルテンサイトは、焼戻しによってそのまま焼戻しマルテンサイトとなるため、焼戻しマルテンサイトの量は、焼戻し前のマルテンサイトの量と同等である。

焼戻しマルテンサイトの面積率は、焼入れままの接合部品から組織観察用の試料を採取し、鏡面研磨後、ナイタールでエッチングし、光学顕微鏡によって任意の１０視野を５００倍で観察して写真を撮影し、その視野内を画像解析し、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライト、パーライトを除いた部分の面積率を焼戻しマルテンサイトの量として求める。

残留オーステナイト量は、光学顕微鏡組織写真から求めることもできるが、少量であるため、Ｘ線回折法によって測定することが好ましい。

残留オーステナイトは、耐遅れ破壊特性を低下させる加工誘起マルテンサイト生成の原因となるため、７％以下とすることが好ましい。

更に、曲げ応力に対する靭性向上の観点から旧オーステナイト粒の微細化が必要である。したがって、本発明では、旧オーステナイトの結晶粒度を、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の粒度番号６以上に限定した。

また、高強度接合部品において、十分な剪断応力に対する耐遅れ破壊特性を確保するため、Ｆｅ炭化物の粒径が５０ｎｍ以下であることが好ましい。Ｆｅ炭化物の粒径は、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭという。）によって任意の２０視野を１００００倍で観察して写真を撮影し、その視野内における最大の粒径とする。

なお、ＳＥＭ観察の際には、試料のエッチングを非水溶媒系電解液による定電位電解腐食法によって行う。Ｆｅ炭化物の平均粒径は小さいほど好ましいが、２５ｎｍよりも微細になるとＳＥＭによる判別は困難である。

次に、本発明の高強度支圧接合部品の特性について述べる。

剪断遅れ破壊限界拡散性水素量が０．４ｐｐｍ未満では、腐食などが原因で鋼材中に侵入する水素によって、遅れ破壊が発生する可能性が高いため、下限を０．４ｐｐｍとすることが好ましい。鋼の成分、組織を上記の範囲とすれば、剪断遅れ破壊限界拡散性水素量は０．４ｐｐｍ以上となる。

引張強度は１８００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、引張強度が１８００ＭＰａ以上の接合部品を使用すると、支圧接合する場合に必要なボルト本数を著しく減少させることができるという、本発明者らの試算結果に基づくものである。なお、現状の技術では、引張強度を２６００ＭＰａ超とすることは困難である。

ＪＩＳ Ｚ ２２４２のノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ５ｍｍサブサイズ試験片を用いたシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが１０Ｊ未満では、侵入した水素量が増加すると、曲げ応力によるき裂が発生する可能性が高いため、下限を１０Ｊとすることが好ましい。本発明の成分、組織を満足する鋼材であれば、吸収エネルギーが１０Ｊ以上となる。

使用前の高強度支圧接合部品の初期水素含有量が剪断遅れ破壊限界拡散性水素量を超えると、使用中に剪断応力による遅れ破壊を生じ易くなる。そのため、高強度支圧接合部品の初期水素含有量は０．４ｐｐｍ未満であることが好ましい。本発明において、初期水素含有量は、製造後、使用前の高強度支圧接合部品から試料を採取し、１００℃／ｈｒの昇温分析で室温から３００℃の間に放出した水素量とする。

本発明の高強度支圧接合部品の素材である鋼材は、質量％で、Ｃ：０．５〜０．８％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．１〜１．５％を含有し、Ｓｉ：０．０５〜３％、Ａｌ：０．０１〜１％の双方を、（Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼である。

鋼の成分組成は、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限することが好ましい。また、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．０５〜１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有しても良く、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上を含有してもよい。鋼材の成分組成を限定する理由は、上述の高強度支圧接合部品の成分を限定した理由と同様である。

これらの成分からなる鋼を、溶製後、鋳造又は鍛造により鋳片又は鋼片とし、再加熱して、熱間圧延する。支圧接合部品がボルト、ピン等である場合は、鋼材も線材であることが好ましいが、支圧接合部品の形状によっては熱延板でもよい。加熱温度は、１００〜１２５０℃とし、線材圧延の減面率、板圧延の圧下率は、５０％以上、好ましくは８０％以上、更に好ましくは９０％とすれば良い。

本発明の支圧接合部品の製造方法について説明する。

鋼材を、必要に応じて焼鈍し、熱間鍛造、冷間鍛造、引抜加工、転造、切削加工を適宜組み合わせて所定の形状、即ち軸力導入をしない支圧形高力ボルト、高力リベット、高力ピン、孔を明けない形式のセルフドリルビスや打込み鋲等の剪断抵抗体に成形加工した後、焼入れ処理、浸炭焼入れ処理又は高周波焼入れ処理を行い、焼戻し処理を施す。本発明においては、焼入れ処理及び焼戻し処理が重要である。

焼入れ処理における鋼の加熱温度は、焼入れ処理前の組織をオーステナイトとするため、８５０℃以上とすることが必要である。一方、加熱温度が１０００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、旧オーステナイトの結晶粒度が６未満となる。この温度範囲に加熱した鋼を焼入れ処理すると、面積率が９０％以上のマルテンサイト組織を得ることができる。焼入れ処理は、水焼入れ、油焼入れでよい。

その後の焼戻し処理が、本発明において最も重要であり、この条件を適正な範囲とすることで、微細なＦｅ炭化物を析出させ、鋼材に靭性や耐遅れ破壊特性に優れた特徴を付与することができる。

本発明の焼戻し処理は、高温かつ短時間とするために、高周波誘導加熱に代表される急速加熱機を用いる。この場合、焼戻し処理の加熱速度が１０℃／ｓ未満では、正確に焼戻しを制御できないため、１０℃／ｓ以上とする。加熱速度の上限は規定しないが、３００℃／ｓ超とすることは、現状の技術では困難である。

焼戻し温度が２００℃未満、焼戻し時間が１ｓ未満では、靭性が不十分になる。また、焼戻し温度が４５０℃超、焼戻し時間が７２００ｓ超になると強度が低下し、また、Ｆｅ炭化物が粗大になる。したがって、焼戻し温度は２００〜４５０℃の範囲内、焼戻し時間は１〜７２００ｓの範囲内とすることが必要である。

更に、焼戻温度Ｔ［℃］、焼戻時間ｔ［ｓ］、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ（各成分の含有量［質量％］）により、下記式（１）で定義される焼戻しパラメータＰを６０００〜１２０００とすることが必要である。

焼戻しパラメータＰが１２０００を超えると、必要とする強度が得らず、６０００未満であると焼戻しが不十分であり、Ｆｅ炭化物が十分に析出しないため、剪断応力負荷条件における耐遅れ破壊特性が低下する。なお、焼戻しパラメータＰが６０００より小さいと、支圧接合部品の初期水素含有量が０．４ｐｐｍ以上になることがある。

Ｐ＝（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２１．３−５．８Ｃ
−（Ｓｉ＋１．３Ａｌ）｝ ・・・（１）

表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、鋳造し、１０００〜１２５０℃に再加熱して、９９％の減面率で直径１６ｍｍの線材形状に熱間圧延した。表１において、空欄は各成分の含有量が検出限界未満であったことを意味し、下線は本発明の範囲外であるものに付した。ボルト形状に加工後、表２に示す加熱温度から焼入れし、一部のボルトからは組織観察用の試料を採取し、その他のボルトには、表２示す条件（温度、時間）で焼戻しを行った。

ボルトの軸部から径が６ｍｍのＪＩＳ Ｚ ２２０１の２号の丸棒引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のノッチ深さ２ｍｍであるＵノッチ５ｍｍサブサイズ試験片を用いて室温で行った。

剪断遅れ破壊限界拡散性水素量Ｈ_CSは、図１に示す試験機によって、水素チャージ及びカドミウムめっきを施した５φ×６ｍｍの試験片を用いて測定した。また、一部の試験片には水素チャージを行わずに、初期水素含有量を測定した。

焼戻しマルテンサイト量は焼入れ後、焼戻し前のボルトから試料を採取し、鏡面研磨、エッチングを行い、光学顕微鏡によって任意の１０視野を５００倍で観察して写真を撮影し、その組織写真から求めた。また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、旧オーステナイトの粒度番号を測定した。

Ｆｅ炭化物の粒径は、試料を非水溶媒系電解液による定電位電解腐食法によってエッチングし、ＳＥＭを用いて任意の２０視野について１００００倍の写真を撮影し、視野内における最大サイズのものを採用した。残留オーステナイト量はＸ線回折による定量分析より求めた。

Ｎｏ．１〜１４は、本発明例であり、表２に示すとおり、剪断応力の限界拡散性水素量Ｈ_CSは０．４ｐｐｍ以上であり、引張強さが１８００ＭＰａ以上と高強度であり、剪断応力に対する耐遅れ破壊特性も優れている。

一方、Ｎｏ．１５は、Ｃ量が本発明の下限よりも少なく、引張強さが１８００ＭＰａを下回っている。Ｎｏ．２１は、Ｍｎが、Ｎｏ．２３は、Ｃｒが、それぞれ本発明の下限よりも少なく、焼入れが不十分であり、又は、焼戻し軟化抵抗が不足しているため、引張強さが１８００ＭＰａに達していない。

また、Ｎｏ．２１は、Ａｌの添加量も本発明の下限未満であり、旧オーステナイトの結晶粒度が小さく、Ｆｅ炭化物が粗大化しているため、引張強さが低いにもかかわらず、剪断応力に対する耐遅れ破壊特性が劣っている。

また、Ｎｏ．１６〜２０は、Ｈ_CS０．４ｐｐｍ以上を達成できず、剪断応力に対する耐遅れ破壊特性が不十分であった例である。比較例のＮｏ．１６は、Ｃ量が、Ｎｏ．１９は、Ａｌ量が、Ｎｏ．２０は、Ｓｉが、それぞれ、本発明の上限を超えており、吸収エネルギーも低いことから、曲げ応力によるき裂の発生が原因でＨ_CSが低下している。

Ｎｏ．１７は、Ｓｉ量及びＳｉ＋１．３Ａｌが本発明の下限よりも低いために、Ｆｅ炭化物の粒径が５０ｎｍを超え、Ｈ_CSが低下している。

Ｎｏ．２２は、Ｍｎが、Ｎｏ．２４は、Ｃｒが、それぞれ、本発明の上限を超えており、偏析や未溶解炭化物の存在によって吸収エネルギーが低下し、曲げ応力によるき裂の発生により、Ｈ_CSが低下したと考えられる。

また、Ｎｏ．１８は、Ｓｉ＋１．３Ａｌが本発明の範囲よりも高く、更に、Ｐ値も６０００より低くなり、Ｈ_CSは著しく低下し、初期水素含有量も０．４ｐｐｍ以上である。

Ｎｏ．２６は、Ｐ値が６０００より低い例であり、Ｈ_CSが著しく低下し、初期水素含有量も０．４ｐｐｍ以上である。一方、Ｐ値が１２０００より高いＮｏ．２５は、引張強さが低下している。

剪断遅れ破壊試験装置を模式的に示す図である。 拡散性水素量［ｐｐｍ］と遅れ破壊に至るまでの破断時間［分］の関係の一例を示す図である。 接合態様を示す図である（ａ）は、摩擦接合の態様を示し、（ｂ）は、支圧接合の態様を示す図である。 引張接合の態様を示す図である。

符号の説明

１ 冶具
２ 冶具
３ 試験片
４ 冶具１試験片挿入穴
５ 冶具２試験片挿入穴

Claims (15)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．５〜０．８％、
   Ｍｎ：０．１〜２％、
   Ｃｒ：０．１〜１．５％
   を含有し、
   Ｓｉ：０．０５〜３％、
   Ａｌ：０．０１〜１％
   の双方を、
   （Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％
   を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織が面積率９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなり、かつ、旧オーステナイトの結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１の粒度番号６以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
2. 前記焼戻しマルテンサイトが粒径５０ｎｍ以下のＦｅ炭化物を有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
3. 前記金属組織において、残留オーステナイトが７％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
4. 前記高強度支圧接合部品において、剪断遅れ破壊限界拡散性水素量が０．４ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
5. 前記高強度支圧接合部品において、引張強さが１８００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
6. 前記高強度支圧接合部品において、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ５ｍｍサブサイズ試験片を用いたシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが１０Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
7. 前記高強度支圧接合部品において、初期水素含有量が０．４ｐｐｍ未満であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
8. 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、
   Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０１％以下
   に制限することを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
9. 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、
   Ｍｏ：０．０５〜２％、
   Ｗ ：０．０５〜１％、
   Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
10. 前記高強度支圧接合部品において、更に、質量％で、
    Ｖ ：０．０５〜１％、
    Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜９の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品。
11. 請求項１〜７の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、質量％で、
    Ｃ ：０．５〜０．８％、
    Ｍｎ：０．１〜２％、
    Ｃｒ：０．１〜１．５％
    を含有し、
    Ｓｉ：０．０５〜３％、
    Ａｌ：０．０１〜１％
    の双方を、
    （Ｓｉ＋１．３×Ａｌ）：０．０８〜３．５％
    を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。
12. 請求項８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、
    Ｐ：０．０１５％以下、
    Ｓ：０．０１％以下
    に制限することを特徴とする請求項１１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。
13. 請求項９に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、
    Ｍｏ：０．０５〜２％、
    Ｗ ：０．０５〜１％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００５％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１１又は１２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。
14. 請求項１０に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の素材であって、更に、質量％で、
    Ｖ ：０．０５〜１％、
    Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１１〜１３の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品用鋼。
15. 請求項１〜１０の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品の製造方法であって、請求項１１〜１４の何れか１項に記載の鋼を成形加工し、８５０〜１０００℃に加熱して焼入れ処理を行った後、加熱速度を１０℃／ｓ以上とし、焼戻温度Ｔ［℃］を２００〜４５０℃の範囲とし、焼戻時間ｔ［ｓ］を１〜７２００ｓの範囲とし、下記式（１）で定義される焼戻しパラメータＰを６０００〜１２０００として、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度支圧接合部品の製造方法。
    Ｐ＝（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２１．３−５．８Ｃ
    −（Ｓｉ＋１．３Ａｌ）｝ ・・・（１）
    ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌは成分の含有量［質量％］である。

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