JP2009249731A

JP2009249731A - 耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼

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Publication number: JP2009249731A
Application number: JP2008102730A
Authority: JP
Inventors: Tetsushi Senda; 徹志千田; Toshizo Tarui; 敏三樽井; Daisuke Hiragami; 大輔平上
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-04-10
Filing date: 2008-04-10
Publication date: 2009-10-29
Anticipated expiration: 2028-04-10
Also published as: JP5136174B2

Abstract

【課題】本発明は、耐候性及び耐遅れ破壊特性に優れた１４００ＭＰａ以上の強度を有する高強度ボルト用鋼の提供を課題とする。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｃｒ：２〜１０％、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｕ：０．１〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．５〜４．５％、Ｖ：０．０５〜１％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、を含有し、０．３Ｎｉ＋０．５Ｃｒ＋Ｍｎ−Ｍｏ＜３、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候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼に関するものである。

自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化あるいは土木・建築構造物の建設費削減のために、ボルト用鋼の高強度化が進められている。例えば、従来の高強度ボルトは、ＪＩＳＧ４０５３で規定されているＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０等の低合金鋼を使い、所定の形状に冷間成形後、焼入れ・焼戻し処理によって製造されている。しかし、引張強さが１２００ＭＰａを超えると、遅れ破壊が発生し易くなり、実用に耐えられないと言う問題があった。

このような問題に対して、例えば、特許文献１では、鋼中の不純物を低減して耐遅れ破壊特性を向上させる技術が提案されている。また、例えば、特許文献２では、粒界偏析の抑制と耐遅れ破壊特性の向上に有効な高い焼戻し温度の採用が可能な成分の鋼材が提案されている。さらに、特許文献３では、MoやW、Cr、V等の合金を適切に添加することによって、１５００ＭＰａ以上の高強度ボルト用鋼の提案がされている。しかし、上記鋼種は、一般的な環境にて使われることが前提で開発されており、塩分が飛来する厳しい環境での利用は検討されていない。

それに対して、例えば、塩分が飛来する厳しい環境での利用を検討した耐候性を有した機械構造用鋼が、特許文献４、５で提案されている。特許文献４では、Cr、Ni、Cu量を適切に制御し、不純物を低減することで、耐候性と耐遅れ破壊特性を向上させる技術が提供されている。また、特許文献５では、Ni、Mo量を適切に制御し、DI値を制限することによって、高強度の耐候性ボルト用鋼を提案している。

しかし、上記従来技術を用いて１４００ＭＰａ以上の高強度である耐候性、耐遅れ破壊特性に優れたボルトを製造すると、多量の塩分が飛来する環境においては、耐候性が不十分であることが明らかとなった。

特開昭５８−１１７８５６号公報特開平３−２４３７４５号公報特開２００１−３２０４４号公報特開２０００−６３９７８号公報特開２０００−１１９８１５号公報

本発明は、上記問題点を解決するためになされたものであり、耐候性及び耐遅れ破壊特性に優れた１４００ＭＰａ以上の強度を有する高強度ボルト用鋼の提供を課題とする。

本発明者らは、耐候性及び耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼について検討を行った結果、適切な合金元素を適切な量添加することによって、上記課題を克服できるとの知見を得た。特に、Ｃｒ及びＮｉを最適量添加することによって、腐食減量の低減及び孔食拡大の防止が図れることを見出した。また、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎが多く含まれる成分系を有する鋼材では、高温焼戻し脆化が原因と考えられる機械的性質の低下が生じるため、適切に添加することが重要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：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｃｒ：２〜１０％、
Ｎｉ：１〜６％、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｍｏ：０．５〜４．５％、
Ｖ：０．０５〜１％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
を含有し、
０．３Ｎｉ＋０．５Ｃｒ＋Ｍｎ−Ｍｏ＜３
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ことを特徴とする耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
（２）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）に記載の耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
（３）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。

本発明によれば、耐食性及び耐遅れ破壊特性が優れる１４００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度のボルト用鋼を提供することが可能となる。

本発明者らは、引張強さ１４００ＭＰａ以上の引張強さを有するボルトを対象に、耐候性及び耐遅れ破壊特性に優れる鋼材の化学成分を検討した。その結果、耐遅れ破壊特性向上に有効である高温焼戻しによる強度低下をＭｏやＶの析出強化で補い、また、耐候性の向上のために、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒを適切に添加することが有効であることを見出した。しかし、高強度かつ高耐候性を得るために合金添加量が増加し、一部のボルトにおいて、高温焼戻し脆性が原因と考えられる切欠き強度の低下が見られた。これに対し、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏの添加量の関係が０．３Ｎｉ＋０．５Ｃｒ＋Ｍｎ−Ｍｏ＜３の条件を満たすとき、高温焼戻し脆性を抑制できることを見出した。

次に、本発明の対象とする鋼の各々の成分について限定理由を述べる。

Ｃは、ボルトの強度を確保する上で必須の元素であるが、０．３％未満では所望の強度を確保することができず、一方、０．５％を超えると延性が低下するためその濃度範囲を０．３〜０．５％に限定した。

Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤として０．０１％以上の添加を必要とするが、０．５％を超えると冷間鍛造性が劣化する。したがって、Ｓｉの濃度範囲を０．０１〜０．５％に限定した。より良好な冷間鍛造性を得るためには０．３％以下が好ましい。

Ｍｎは、焼入れ性を確保し所望の強度を得るのに必要な元素であるが、０．２％未満では十分な焼入れ性が確保できず、３％を超えると冷間鍛造性が劣化するだけでなく、偏析を助長し、耐遅れ破壊特性も低下する。したがって、Ｍｎの濃度範囲を０．２〜３％の範囲に限定した。製造性の観点からは２％以下が好ましい。

Ｃｒは、耐食性の向上、特に腐食減量の低減に有効な元素であるが、２％未満では逆に腐食減量が増加するため、２％以上の添加が必要である。前述の効果を十分得るには、Ｃｒを３％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒは１０％を超えて添加しても効果が飽和するため、その濃度範囲を２〜１０％の範囲に限定した。

Ｎｉは、さび層に濃縮することで、環境中の塩化物イオンが地鉄界面への侵入を防ぐため、塩分が飛来する厳しい環境においても耐食性を著しく向上させる重要な元素であるが、１％未満ではその効果が得られず、６％を超えて添加してもコストに見合った効果を得ることができない。したがって、Ｎｉの濃度範囲を１〜６％の範囲に限定した。

Ｃｕは、生成するさびを緻密にすることによって耐食性を向上させるが、０．１％未満ではその効果が得られず、２％を超えて添加すると効果が飽和するだけではなく、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕの濃度範囲を０．１〜２％の範囲に限定した。

Ａｌは、製鋼時の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。Ａｌが０．００５％未満ではその効果が十分得られず、０．１％を超えて添加すると酸化物系介在物が生成し疵の原因となるため、その濃度範囲を０．００５％〜０．１％の範囲に限定した。

Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な元素であり、高温焼戻し時に微細な炭化物として析出し鋼材の強度を高めることができるため、耐遅れ破壊特性の向上にも有効である。また、腐食により生じた孔食中の局部的なｐＨの低下を抑制することによって、孔食の成長を妨げる効果がある。これらの効果を十分得るには、Ｍｏを０．５％以上添加する必要があり、また、４．５％を超えて添加するとコストに見合った効果が得られず、連続鋳造時に疵を発生し易くなる。したがって、Ｍｏの濃度範囲を０．５〜４．５％の範囲に限定した。

Ｖは、高温焼戻し時に微細な炭化物として析出し、鋼材の強度を高めることができるため、耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素である。Ｖが０．０５％未満ではその効果が十分得られず、１％を超えて添加すると冷間鍛造性が劣化するので、その濃度範囲を０．０５〜１％に限定した。

Ｐは、耐食性の向上に有効であるものの粒界強度を弱め、耐遅れ破壊特性を低下させるため、その濃度範囲を０．０２％以下に限定した。

Ｓは、ＭｎＳ等の介在物を生成し、単独でも偏析して耐遅れ破壊特性を低下させるため、その濃度範囲を０．０２％以下に限定した。

ＴｉとＮｂは、Ｖと同様に、耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素であるため、さらに添加することができる。ＴｉとＮｂが０．０１％未満では十分な効果が得られず、０．１％を超えて添加するとその効果が飽和するため、それらの濃度範囲をそれぞれ０．０１〜０．１％の範囲にすることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるため、さらに添加することができる。その濃度が０．０００５％未満では効果が十分得られず、０．０１％を超えるとその効果が飽和するため、その濃度範囲を０．０００５〜０．０１％にすることが好ましい。

本発明では、熱処理条件を規定していないが、冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼鈍処理を施しても良い。

ボルトに強度を付与するためには、焼入れ処理が必要である。焼入れ加熱温度はＡｃ₃点以上とし、通常は水冷又は油冷によって焼入れ処理が行われる。一方、加熱温度が高過ぎると結晶粒が粗大化し、靭性が劣化するため好ましくない。本発明の成分系では、焼入れ加熱温度を８００〜１０００℃にすることが好ましい。

また、耐遅れ破壊特性を向上させるためには、高温焼戻しが必須であり、焼戻し温度は５００〜７００℃が好ましい。焼戻し時間は所定の強度が得られるように調整する。

表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、丸棒形状に鍛造後、表２に示した条件で焼入れ、焼戻しを行った。

引張り試験は、径が６ｍｍのＪＩＳＺ２２０１の２号の丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。また、切欠き強度比は、応力集中係数α＝４の図１に示すような切欠き付き引張試験片を用いて引張り試験を実施して求めた。

限界拡散性水素量は、切欠き強度比を求めた時と同じ形状の試験片に、電界水素チャージによって拡散性水素量を含有させた後、水素が試料から大気中に放出しないようにめっきを施し、引張強さの９０％の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しない拡散性水素量の最大値を評価した。また、拡散性水素量は昇温水素分析法を用いて求めた。

耐食性は、腐食減量及び孔食深さで評価した。耐食性調査として、５％塩水を１日１回散布する塩水散布暴露試験を６ヶ月行い、その後、インヒビターを添加した硫酸で除錆処理を行った後に、腐食減量及び孔食深さを測定した。その結果を表２に示した。

表２の孔食深さの列において、○は孔食深さが０．１ｍｍ未満であり、△は０．１〜０．４ｍｍであり、×は０．４ｍｍを超えていたことを示す。

表２において、Ｎｏ．１〜１４は本発明例であり、引張強さが１４００ＭＰａ以上であり、切欠き強度比と限界拡散性水素量が高く、耐食性にも優れている。

一方、Ｎｏ．１５はＣ量が本発明の下限よりも少なく、Ｎｏ．１７はＭｎ量が本発明の下限よりも少ないため焼きが入らず、いずれも引張強さが１４００ＭＰａを下回っている。Ｎｏ．１６、１９はＣｒ量が本発明の下限よりも少ないため腐食減量が大きく、孔食もやや大きい。また、Ｎｏ．２０、２１はそれぞれＮｉとＣｒ、ＮｉとＣｕが本発明の下限よりも少ないため耐食性が低い。Ｎｏ．１８、２４、２５は、表１の式（１）の値が３を超えているため、高温焼戻し脆性による靭性低下に起因すると考えられる切欠き強度比の低下が見られ、その結果、限界拡散性水素量も低下している。Ｎｏ．２２、２３は、それぞれＭｏ、Ｖが本発明の下限よりも少ないため耐遅れ破壊特性が低い。

切欠き引張り試験及び限界拡散性水素量測定時の試験片形状を示す図。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜３％、
Ｃｒ：２〜１０％、
Ｎｉ：１〜６％、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｍｏ：０．５〜４．５％、
Ｖ：０．０５〜１％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
を含有し、
０．３Ｎｉ＋０．５Ｃｒ＋Ｍｎ−Ｍｏ＜３
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ことを特徴とする耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。