JP2015014031A - ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明の高強度ボルト用鋼は、C:0.3〜0.50%、Si:1.0〜2.5%、Mn:1.5%以下(0%を含まない)、P:0.015%以下(0%を含まない)、S:0.015%以下(0%を含まない)、Cr:0.15〜1.5%、Mo:0.11〜2.0%、Al:0.01〜0.10%、およびN:0.015%以下(0%を含まない)を満たし、Cu:0.1〜0.5%およびNi:0.10〜1.0%を、[Ni]/[Cu]≧0.5を満たすように含有するとともに、Ti:0.05〜0.2%およびV:0.20%以下(0%を含む)を、[Ti]+[V]:0.085〜0.30%を満たすように含有し、残部が鉄および不可避的不純物である。
【選択図】なし
Description
G値:(L/L0)×100≦60 …(1)
(式(1)において、
L:オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ50nm以上の炭化物の合計長さ、
L0:オーステナイト結晶粒界の長さを示す。)
T(℃)=68.2Ln[Si]+480 …(2)
(式(2)において、Lnは自然対数を示し、[Si]は鋼中Si量(質量%)を示す。)
Cは、鋼の引張強度を確保するために添加する必要がある。特に引張強度1500MPa以上を確保するために、C量は0.3%以上と定めた。C量は、好ましくは0.35%以上であり、より好ましくは0.39%以上である。一方、C量が過剰になると、靱性の低下を招くと共に、旧オーステナイト粒界に炭化物が生成して粒界強度が低下し易くなるため、耐遅れ破壊性が劣化する。そこでC量を0.50%以下と定めた。C量は、好ましくは0.48%以下であり、より好ましくは0.45%以下である。
Siは、溶製時の脱酸剤として作用するとともに、鋼を強化する固溶元素として必要な元素である。また本発明においてSiは、オーステナイト結晶粒界に析出する炭化物を抑制して結晶粒界の強度を高くするとともに、遷移炭化物を安定化させることができる。このような作用を発揮させるため、Si量は1.0%以上と定めた。Si量は好ましくは1.2%以上であり、より好ましくは1.5%以上である。一方、Si量が過剰になると、鋼材のボルト圧造性が低下するとともに、焼入れ時における粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を低下させる。そこで、Si量は2.5%以下と定めた。Si量は、好ましくは2.3%以下であり、より好ましくは2.0%以下である。
Mnは、MnSを生成し、ボルト圧造性や耐遅れ破壊性を悪化させるため、ボルト圧造性や耐遅れ破壊性の観点からは少なければ少ないほど望ましい。一方、Mnは焼入れ性向上元素であり、高強度化を達成する上で重要な元素である。しかし、Mn量が過剰になると、MnSの偏析を助長して耐遅れ破壊性が低下する。そこで、Mn量を1.5%以下と定めた。Mn量は、好ましくは1.0%以下であり、より好ましくは0.5%以下である。尚、上記のような作用を有効に発揮させるため、Mn量は0.1%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.15%以上である。
Pは、粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。そこで、P量は0.015%以下と定めた。P量は好ましくは0.010%以下であり、より好ましくは0.008%以下である。P量は少なければ少ないほど好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため、0%とすることは難しく、0.001%程度の残存は許容される。
Sは、硫化物(MnS)を形成し、鋼中に微細分散する。S量が過剰になると粗大なMnS等が形成して応力集中箇所となり、ボルト圧造性と耐遅れ破壊性が低下する。そこでS量は、0.015%以下と定めた。S量は、好ましくは0.010%以下であり、より好ましくは0.005%以下である。Sは、Pと同様に少なければ少ないほど好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため、0%とすることは難しく、0.001%程度の残存は許容される。
Crは、球状化焼鈍時に球状炭化物形成の核となり、軟化を促進させることができるため、ボルトの圧造性を向上する上で重要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Cr量は0.15%以上と定めた。Cr量は、好ましくは0.5%以上であり、より好ましくは0.8%以上である.一方、Cr量が過剰になると粗大な炭窒化物が形成され、靱性が劣化する。そこで、Cr量を1.5%以下と定めた。Cr量は、好ましくは1.3%以下であり、より好ましくは1.2%以下である。
Moは、球状化焼鈍時や焼入れ前の加熱時にCの拡散を抑制し、脱炭深さを低減する(球状化焼鈍後の脱炭深さが0.05mm以下)ことに有効に作用する。また、Siの酸化を抑制することができ、粒界酸化を低減できる(ボルト表面の粒界酸化深さが10μm未満)。更に、焼入れ性向上効果により表層硬さの過度な低下を抑制することで、遅れ破壊の起点となりうる軟質組織が生成しにくい効果をもつ。これらの効果を得るために、Mo量は0.11%以上とする。好ましくは0.15%以上、より好ましくは0.20%以上である。一方、Mo量が過剰になるとコスト増となるため、2.0%以下と定めた。Mo量は好ましくは1.5%以下であり、より好ましくは1.2%以下である。
Alは、鋼中のNと結合してAlNを生成し、結晶粒成長を抑制する効果を有し、結晶粒の微細化によって耐遅れ破壊性を向上させることができる。そこで、Al量は0.01%以上とする。好ましくは0.015%以上である。一方、Al量が過剰になるとAl2O3などの酸化物系介在物を生成し、応力集中源となって耐遅れ破壊性を低下させる。そこで、Al量は0.10%以下と定めた。Al量は、好ましくは0.07%以下であり、より好ましくは0.05%以下である.
Nは、窒化物を形成して結晶粒を微細化し、ひいては耐遅れ破壊性を向上させる元素である。しかしながら、N量が過剰になると、鋼中に固溶するN量が増大し、ボルト圧造性および耐遅れ破壊性を低下させる。従って、N量は0.015%以下と定めた。N量は、好ましくは0.007%以下であり、より好ましくは0.006%以下である。尚、上記のような作用を有効に発揮させるため、N量は0.001%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.002%以上であり、更に好ましくは0.004%以上である。
Cuは、耐食性の向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Cu量は0.1%以上と定めた。Cu量は、好ましくは0.15%以上であり、より好ましくは0.20%以上である。一方、Cu量が過剰になると、前記効果が飽和するとともに、靱性が低下して冷間圧造性(ボルト圧造性)の低下や耐遅れ破壊性の低下を招く。また、ボルト加工時の鋼材硬さが増加して金型寿命の低下ももたらす。そこでCu量は0.5%以下と定めた。Cu量は、好ましくは0.4%以下であり、より好ましくは0.3%以下である。
TiおよびVはいずれも、微細な炭化物を生成し、結晶粒を微細化することで靱性を向
上させる効果を有する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ti量は0.05%以上と定めた。Ti量は、好ましくは0.060%以上であり、より好ましくは0.065%以上である。またV量は、好ましくは0.10%以上であり、より好ましくは0.14%以上である。一方、TiおよびVはいずれも、過剰に含まれると粗大な炭窒化物を形成し、ボルトの製造時に必要なボルト圧造性が劣化する。また、TiおよびVはいずれも、過剰に含まれると水素トラップサイトが増加して鋼中の水素量が増加し、温度変化や応力変動等によりトラップサイトから水素が開放された際、水素脆化を起こしやすくなる。よって本発明では、TiおよびVの上限をそれぞれ0.2%以下、0.20%以下と定めた。Ti量は、好ましくは0.15%以下であり、より好ましくは0.10%以下である。またV量は、好ましくは0.18%以下であり、より好ましくは0.17%以下である。
ることが困難となる。ビレットの再加熱温度は、好ましくは1100℃以上とすることが良く、より好ましくは1150℃以上である。尚、製造コストの観点から上限温度は1300℃程度である。
T(℃)=68.2Ln[Si]+480 …(2)
(式(2)において、Lnは自然対数を示し、[Si]は鋼中Si量(質量%)を示す。)
焼戻しでの炭化物の析出温度は、鋼中Si量によって変化し、(68.2Ln[Si]+480)℃で表される。この温度より高くなると、結晶粒界に炭化物が析出し、粒界強度の低下により耐遅れ破壊性が劣化する。よって焼戻しは、(68.2Ln[Si]+480)℃以下(T℃以下)の温度で行なう。好ましくは(T−20)℃以下、即ち(68.2Ln[Si]+460)℃以下であり、より好ましくは(T−40)℃以下、即ち(68.2Ln[Si]+440)℃以下である。一方、焼戻し温度を低くしすぎると、降伏比が低下し、ボルトを高い軸力で締結することが困難となる。そのため400℃以上で焼戻し処理を行なう。焼戻し温度は、好ましくは420℃以上、より好ましくは425℃以上である。
加熱後の保持時間:5分以上(より好ましくは10分以上)、30分以下(より好ましくは20分以下)
炉内雰囲気:大気
冷却条件:油冷または水冷
(焼戻し条件)
加熱後の保持時間:10分以上(より好ましくは20分以上)、90分以下(より好ましくは45分以下)
炉内雰囲気:大気
冷却条件:油冷または水冷
(L/L0)×100≦60 …(1)
(式(1)において、
L:オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ50nm以上の炭化物の合計長さ、
L0:オーステナイト結晶粒界の長さを示す。)
鋼線を横断面で切断後、表層を光学顕微鏡で観察し(倍率:400倍)、脱炭量の大きい箇所を調査した。その後、光学顕微鏡で観察した箇所のC量をEPMAライン分析で測定し、脱炭深さを測定した。そして、脱炭深さが0.05mm以下の場合を、良好と評価した。
ボルトの軸部を横断面で切断後、表層を光学顕微鏡で観察し(倍率:1000倍)、最も粒界酸化の大きい箇所の深さ(粒界酸化深さ)を測定した。そして、粒界酸化深さが10μm未満である場合を、良好と評価した。
ボルトの軸部を横断面(ボルト軸に対して垂直な断面。以下同じ)で切断後、D/4位置(Dは軸部の直径)の任意の0.039mm2の領域を光学顕微鏡で観察し(倍率:400倍)、JIS G0551に従って結晶粒度番号を測定した。測定は4視野について行ない、これらの平均値をオーステナイト結晶粒度番号(γ結晶粒度番号)とした。
ボルトの引張強度TSは、JIS B1051に従って引張試験を行ない求めた。また、降伏比は0.2%耐力σ0.2を引張強度で除する(σ0.2/TS)ことで求めた。そして、上記引張強度TSが1500MPa以上で且つ上記降伏比(σ0.2/TS)が0.90以上の場合を機械的特性が良好と評価し、上記引張強度TSと上記降伏比(σ0.2/TS)の少なくとも一つが上記基準に満たない場合を機械的特性が不良と評価した。
ボルト圧造できたものを対象に、オーステナイト結晶粒界に析出した炭化物の観察を下記の通り行なった。即ち、上記ボルトの軸部を横断面で切断後、集束イオンビーム加工装置(FIB:Focused Ion Beam Process、日立製作所製:FB-2000A)により薄膜試験片を作製した。次いで、透過型電子顕微鏡(日立製作所製、JEMS−2100F)を用いて1試料につき3枚ずつ、倍率15万倍でオーステナイト結晶粒界を撮影し、画像解析で、結晶粒界に析出した炭化物の長さと厚さ(厚さは、オーステナイト結晶粒界に対して垂直方向の長さ)を算出した。そして、オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ50nm以上の炭化物の長さ(L)をオーステナイト結晶粒界の長さ(L0)で除し、百分率で表すことにより、オーステナイト粒界上の炭化物の占有率(G値)を求めた。3枚の写真についてそれぞれG値を求め、その平均値を表3および表4に記載した。
耐遅れ破壊性の評価は、上記ボルトの微速度引張試験によって求めた。36%塩酸に15min浸漬することによりボルトに水素を吸蔵させた後、微速度引張試験を実施し、破断時のクロスヘッド変位を測定した。水素吸蔵させた場合の破断時のクロスヘッド変位を、水素吸蔵させなかった場合の破断時のクロスヘッド変位で除した値を「破断伸び比」として整理した。尚、微速度引張試験のクロスヘッド速度は0.01mm/minで実施した。そして、上記「破断伸び比」が、0.70以上の場合を、耐遅れ破壊性に優れていると評価した。
焼入れ温度が高くなることによって、γ結晶粒度番号が小さくなっている(結晶粒径が大きくなっている)が、耐遅れ破壊性は良好である。
Claims (7)
- C :0.3〜0.50%(「質量%」の意味。以下同じ)、
Si:1.0〜2.5%、
Mn:1.5%以下(0%を含まない)、
P :0.015%以下(0%を含まない)、
S :0.015%以下(0%を含まない)、
Cr:0.15〜1.5%、
Mo:0.11〜2.0%、
Al:0.01〜0.10%、および
N :0.015%以下(0%を含まない)を満たし、
Cu:0.1〜0.5%およびNi:0.10〜1.0%を、
[Ni]/[Cu]≧0.5(前記[Ni]は鋼中Ni量(質量%)を示し、前記[Cu]は鋼中Cu量(質量%)を示す)を満たすように含有するとともに、
Ti:0.05〜0.2%およびV:0.20%以下(0%を含む)を、
[Ti]+[V]:0.085〜0.30%(前記[Ti]は鋼中Ti量(質量%)を示し、前記[V]は鋼中V量(質量%)を示す)を満たすように含有し、
残部が鉄および不可避的不純物であることを特徴とするボルト用鋼。 - 鋼中の析出炭化物が球状化されており、且つ表面の脱炭深さが0.05mm以下である請求項1に記載のボルト用鋼。
- 請求項1に記載の化学成分を有する鋼を用い、加熱温度を1050℃以上、仕上げ圧延温度1000℃以下で熱間圧延することを特徴とするボルト用鋼の製造方法。
- 請求項1または2に記載のボルト用鋼から得られたボルトであり、
ボルト軸部のオーステナイト結晶粒度番号が9.0以上であり、
ボルト軸部のオーステナイト結晶粒界に析出した炭化物の割合を示すG値(%)が、下記式(1)を満たすことを特徴とするボルト。
G値:(L/L0)×100≦60 …(1)
(式(1)において、
L:オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ50nm以上の炭化物の合計長さ、
L0:オーステナイト結晶粒界の長さを示す。) - 表面の粒界酸化深さが10μm未満である請求項4に記載のボルト。
- 請求項1または2に記載のボルト用鋼をボルト形状に成形加工し、900〜980℃で5〜30分加熱後、焼入れすることを特徴とするボルトの製造方法。
- 焼入れ後に、焼戻しを、400℃以上であって下記式(2)に示すT℃以下の温度で行なう請求項6に記載の製造方法。
T(℃)=68.2Ln[Si]+480 …(2)
(式(2)において、Lnは自然対数を示し、[Si]は鋼中Si量(質量%)を示す。)
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