JP2022095157A - ボルト用鋼およびボルト - Google Patents
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Abstract
【課題】調質後に、引張強度が１６００ＭＰａ以上であっても十分な耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼を提供する。【解決手段】成分組成が、Ｃ：０．３５～０．５０質量％、Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％、Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％、Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｃｕ：０．１１～０．５０質量％、Ｎｉ：０．１１～１．０質量％、Ｃｒ：０．１～２．４質量％、Ｔｉ：０．０５～０．１９質量％、Ａｌ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、Ｎ：０質量％超０．０１５質量％以下、および残部：鉄および不可避不純物からなり、調質後の引張強度が１６００ＭＰａ以上であるボルト用鋼。【選択図】なし
Description
本開示はボルト用鋼およびボルトに関する。
遅れ破壊は、鉄鋼材料に応力が付与されてから所定時間を経過した後に発生する破壊である。遅れ破壊は、水素脆化現象が関与して発生することが共通認識となっているが、遅れ破壊の防止手段はいまだ確立されておらず、種々の方法が試行錯誤的に提案されている。
例えば、特許文献１～４には、調質（焼入れおよび焼戻し）後に所定値以上の引張強度であっても、優れた耐遅れ破壊特性を有するボルト用鋼等が開示されている。
特許文献１には、ＳｉおよびＣｕを適量添加することで水素侵入を抑制し、更には合金化合物による水素トラップ効果を活用することで、引張強度が１４００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼が得られることが開示されている。しかし、本発明者らの検討の結果、水素侵入の抑制と水素トラップ効果だけでは、高応力負荷等の厳しい使用条件で耐遅れ破壊性を満足することが出来ないことがわかった。
特許文献２には、Ｍｏを適量添加することで脱炭および粒界酸化を起きにくくし、引張強度が１５００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼が得られることが開示されている。しかし、本発明者らの検討の結果、脱炭および粒界酸化を起きにくくするだけでは、高応力集中係数および酸への長時間浸漬等、厳しい使用環境、使用条件で耐遅れ破壊特性を満足することが出来ないことがわかった。
特許文献３には、Ｃを低減することで冷間鍛造性を向上させるとともに、Ｍｎを適量添加することで焼入れ性を補完し、引張強度が１１００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼が得られることが開示されている。しかし、本発明者らの検討の結果、冷間鍛造性を優先してＣを低減すると引張強度が低下してしまうことがわかった。また、焼入れ性を補完するためにＭｎを過剰に添加すると粒界へのＭｎＳおよびＰの偏析を助長し、特に高強度側の耐遅れ破壊特性が低下してしまうことがわかった。
特許文献４には、ＣおよびＶを適量添加して高温で焼戻しを実施することで、引張強度が１４００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼が得られることが開示されている。しかし、本発明者らの検討の結果、引張強度を担保するためにＣを過剰に添加すると、焼割れ等が発生して製造性が低下することがわかった。
さらに、特許文献１～４に開示されるような従来技術に共通する問題点として、調質（焼入れおよび焼戻し）後において引張強度が高く（特に引張強度が１６００ＭＰａ以上に）なると耐遅れ破壊特性を十分に高くできないおそれがあることがわかった。
本発明はこのような状況に鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、調質後に、引張強度が１６００ＭＰａ以上であっても十分な耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼およびそのボルト用鋼を加工して得られるボルトを提供することである。
本発明の態様１は、
成分組成が、
Ｃ ：０．３５～０．５０質量％、
Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％、
Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％、
Ｐ ：０質量％超０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｃｕ：０．１１～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１１～１．０質量％、
Ｃｒ：０．１～２．４質量％、
Ｔｉ：０．０５～０．１９質量％、
Ａｌ：０質量％超０．１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００３～０．０１質量％、
Ｎ ：０質量％超０．０１５質量％以下、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
調質後の引張強度が１６００ＭＰａ以上であるボルト用鋼である。
成分組成が、
Ｃ ：０．３５～０．５０質量％、
Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％、
Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％、
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Ｎ ：０質量％超０．０１５質量％以下、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
調質後の引張強度が１６００ＭＰａ以上であるボルト用鋼である。
本発明の態様２は、Ｍｏ：０質量％超０．７質量％以下を更に含有する態様１に記載のボルト用鋼である。
本発明の態様３は、Ｖ：０質量％超０．２０質量％以下を更に含有する態様１または２に記載のボルト用鋼である。
本発明の態様４は、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．０６～０．３０質量％である態様３に記載のボルト用鋼である。
本発明の態様５は、態様１～４のいずれか１つに記載の成分組成を有するボルトである。
本発明の実施形態によれば、調質後に、引張強度が１６００ＭＰａ以上であっても十分な耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼およびそのボルト用鋼を加工して得られるボルトを提供することが可能である。
本発明者らは、調質（焼入れおよび焼戻し）後に、引張強度が１６００ＭＰａ以上であっても十分な耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、引張強度が１６００ＭＰａ以上の高強度鋼において、Ｍｎ含有量が過剰であると耐遅れ破壊特性が大きく低下することを新たに見出し、Ｍｎ含有量を低く抑えるとともに、Ｃｕ、Ｎｉ、ＴｉおよびＢを同時に必須成分として含み、さらにそれらの含有量を適切に調整することにより、調質後に、１６００ＭＰａ以上の引張強度を達成できると共に、十分な耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼を実現できることを見出した。
以下に、本発明の実施形態が規定する各要件の詳細を示す。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼は、成分組成が、Ｃ：０．３５～０．５０質量％、Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％、Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％、Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下、Ｃｕ：０．１１～０．５０質量％、Ｎｉ：０．１１～１．０質量％、Ｃｒ：０．１～２．４質量％、Ｔｉ：０．０５～０．１９質量％、Ａｌ：０質量％超０．１０質量％以下、Ｂ：０．０００３～０．０１質量％、Ｎ：０質量％超０．０１５質量％以下であり、さらに、残部が鉄および不可避不純物であることが好ましい。
以下、各元素について詳述する。
以下、各元素について詳述する。
（Ｃ：０．３５～０．５０質量％）
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために添加される。高強度（特に、引張強度１６００ＭＰａ以上）を確保するため、Ｃ含有量は０．３５質量％以上とし、好ましくは０．３７質量％以上であり、より好ましくは０．３８質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰になると、靱性の低下を招くとともに、オーステナイト結晶粒界に炭化物が生成し易くなり、粒界強度の低下が生じて、耐水素脆化特性が低下する。更には、ボルトの製造時に必要な冷間加工性（冷間鍛造性、特にはボルト圧造性）の低下も生じる。また、腐食環境ではＣ含有量が過剰になると耐食性が悪化する。そのため、Ｃ含有量は０．５０質量％以下とし、好ましくは０．４８質量％以下であり、より好ましくは０．４５質量％以下である。
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために添加される。高強度（特に、引張強度１６００ＭＰａ以上）を確保するため、Ｃ含有量は０．３５質量％以上とし、好ましくは０．３７質量％以上であり、より好ましくは０．３８質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰になると、靱性の低下を招くとともに、オーステナイト結晶粒界に炭化物が生成し易くなり、粒界強度の低下が生じて、耐水素脆化特性が低下する。更には、ボルトの製造時に必要な冷間加工性（冷間鍛造性、特にはボルト圧造性）の低下も生じる。また、腐食環境ではＣ含有量が過剰になると耐食性が悪化する。そのため、Ｃ含有量は０．５０質量％以下とし、好ましくは０．４８質量％以下であり、より好ましくは０．４５質量％以下である。
（Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％）
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該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、鋼中の水素拡散係数を低下させる元素としても重要である。このような作用を発揮させるため、Ｓｉ含有量は１．５２質量％以上とし、好ましくは１．５５質量％以上であり、より好ましくは１．６０質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋼材の冷間加工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水素脆化特性が低下する。そこで、Ｓｉ含有量は２．５０質量％以下とし、好ましくは２．３０質量％以下であり、より好ましくは２．００質量％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該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、鋼中の水素拡散係数を低下させる元素としても重要である。このような作用を発揮させるため、Ｓｉ含有量は１．５２質量％以上とし、好ましくは１．５５質量％以上であり、より好ましくは１．６０質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、鋼材の冷間加工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水素脆化特性が低下する。そこで、Ｓｉ含有量は２．５０質量％以下とし、好ましくは２．３０質量％以下であり、より好ましくは２．００質量％以下である。
（Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％）
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。また、ＭｎはＳと化合物を形成しやすいため、一定以上添加することにより、結晶粒界に析出して粒界強度の低下を招くＦｅＳの生成を抑制する効果も有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．１３質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界へのＭｎＳ及び／又はＰの偏析を助長して粒界強度が低下し、耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％質量以下とし、好ましくは０．３５質量％以下であり、より好ましくは０．３０質量％以下であり、更に好ましくは０．２０質量％未満である。Ｍｎ含有量を０．２０質量％未満とすることにより、特に後述するＴｉ含有量が０．０６０質量％以上であって且つＶを含む場合に、Ｐ含有量およびＳ含有量が比較的多くても（具体的には０．００５質量％超であっても）、より高強度（例えば焼入れおよび焼戻し後の引張強度が１９００ＭＰａ以上）且つ優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼を提供することが可能となる。
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。また、ＭｎはＳと化合物を形成しやすいため、一定以上添加することにより、結晶粒界に析出して粒界強度の低下を招くＦｅＳの生成を抑制する効果も有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は０．１０質量％以上とし、好ましくは０．１３質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界へのＭｎＳ及び／又はＰの偏析を助長して粒界強度が低下し、耐水素脆化特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．４０％質量以下とし、好ましくは０．３５質量％以下であり、より好ましくは０．３０質量％以下であり、更に好ましくは０．２０質量％未満である。Ｍｎ含有量を０．２０質量％未満とすることにより、特に後述するＴｉ含有量が０．０６０質量％以上であって且つＶを含む場合に、Ｐ含有量およびＳ含有量が比較的多くても（具体的には０．００５質量％超であっても）、より高強度（例えば焼入れおよび焼戻し後の引張強度が１９００ＭＰａ以上）且つ優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト用鋼を提供することが可能となる。
（Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下）
Ｐは、粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐水素脆化特性を低下させる。そこで、Ｐ含有量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．０１０質量％以下であり、より好ましくは０．００８質量％以下であり、更に好ましくは０．００５質量％以下である。Ｐ含有量は、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質量％超としてもよく、さらに０．００１質量％程度の残存は許容される。
Ｐは、粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐水素脆化特性を低下させる。そこで、Ｐ含有量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．０１０質量％以下であり、より好ましくは０．００８質量％以下であり、更に好ましくは０．００５質量％以下である。Ｐ含有量は、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質量％超としてもよく、さらに０．００１質量％程度の残存は許容される。
（Ｓ：０質量％超０．０１０質量％以下）
Ｓは、硫化物（ＭｎＳ）を形成する元素である。Ｓ含有量が過剰になると、粗大なＭｎＳが形成され、この粗大なＭｎＳが応力集中箇所となって耐水素脆化特性の低下を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０１０質量％以下とし、好ましくは０．００７質量％以下であり、より好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ含有量は、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質量％超としてもよく、さらに０．００１質量％程度の残存は許容される。
Ｓは、硫化物（ＭｎＳ）を形成する元素である。Ｓ含有量が過剰になると、粗大なＭｎＳが形成され、この粗大なＭｎＳが応力集中箇所となって耐水素脆化特性の低下を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０１０質量％以下とし、好ましくは０．００７質量％以下であり、より好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ含有量は、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質量％超としてもよく、さらに０．００１質量％程度の残存は許容される。
（Ｃｕ：０．１１～０．５０質量％）
Ｃｕは、遷移炭化物の析出が起きる低温焼戻し後の強度を確保するのに有効な元素である。また、腐食環境での鋼の耐食性を向上することもできる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ含有量は０．１１質量％以上とし、好ましくは０．１５質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、上記効果が飽和するとともに、熱間延性が低下して鋼の生産性が低下する。また、冷間加工性の低下及び／又は靱性の低下を招く。更に、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含有量は０．５０質量％以下とし、好ましくは０．４０質量％以下であり、より好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｃｕは、遷移炭化物の析出が起きる低温焼戻し後の強度を確保するのに有効な元素である。また、腐食環境での鋼の耐食性を向上することもできる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ含有量は０．１１質量％以上とし、好ましくは０．１５質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、上記効果が飽和するとともに、熱間延性が低下して鋼の生産性が低下する。また、冷間加工性の低下及び／又は靱性の低下を招く。更に、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含有量は０．５０質量％以下とし、好ましくは０．４０質量％以下であり、より好ましくは０．３０質量％以下である。
（Ｎｉ：０．１１～１．０質量％）
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、遷移炭化物の析出が起きる低温焼戻し後の強度を確保するのに有効な元素である。また、靱性を高める作用があり、Ｃｕ含有量増加に伴う熱間延性の低下を補う作用を有する。更に、腐食環境での鋼の耐食性を向上することもできる。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ含有量は０．１１質量％以上とし、好ましくは０．３０質量％以上であり、より好ましくは０．３５質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、上記効果が飽和するとともに、製造コストの増加を招くため、Ｎｉ含有量は１．０質量％以下とし、好ましくは０．６質量％以下であり、より好ましくは０．４５質量％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、遷移炭化物の析出が起きる低温焼戻し後の強度を確保するのに有効な元素である。また、靱性を高める作用があり、Ｃｕ含有量増加に伴う熱間延性の低下を補う作用を有する。更に、腐食環境での鋼の耐食性を向上することもできる。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ含有量は０．１１質量％以上とし、好ましくは０．３０質量％以上であり、より好ましくは０．３５質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、上記効果が飽和するとともに、製造コストの増加を招くため、Ｎｉ含有量は１．０質量％以下とし、好ましくは０．６質量％以下であり、より好ましくは０．４５質量％以下である。
（Ｃｒ：０．１～２．４質量％）
Ｃｒは、腐食環境での鋼の耐食性向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．１質量％以上とし、好ましくは０．５質量％以上であり、より好ましくは０．８質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成して靱性が低下し、その結果、耐水素脆化特性が低下する。そこで、Ｃｒ含有量は２．４質量％以下とし、好ましくは１．５質量％以下であり、より好ましくは１．３質量％以下、更に好ましくは１．２質量％以下である。
Ｃｒは、腐食環境での鋼の耐食性向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．１質量％以上とし、好ましくは０．５質量％以上であり、より好ましくは０．８質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成して靱性が低下し、その結果、耐水素脆化特性が低下する。そこで、Ｃｒ含有量は２．４質量％以下とし、好ましくは１．５質量％以下であり、より好ましくは１．３質量％以下、更に好ましくは１．２質量％以下である。
（Ｔｉ：０．０５～０．１９質量％）
Ｔｉは、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。また、ＴｉＮを形成することでＢＮの形成を抑制し、後述するようなＢの効果を発現させる元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ含有量は０．０５質量％以上とし、好ましくは０．０６０質量％以上であり、より好ましくは０．０６５質量％以上である。一方、Ｔｉは、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冷間鍛造性（特にはボルト圧造性）が低下する。また、Ｔｉは、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ってトラップサイトから水素が解放された際に、水素脆化を起こしやすくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．１９質量％以下とし、好ましくは０．１５質量％以下であり、より好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｔｉは、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。また、ＴｉＮを形成することでＢＮの形成を抑制し、後述するようなＢの効果を発現させる元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ含有量は０．０５質量％以上とし、好ましくは０．０６０質量％以上であり、より好ましくは０．０６５質量％以上である。一方、Ｔｉは、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冷間鍛造性（特にはボルト圧造性）が低下する。また、Ｔｉは、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ってトラップサイトから水素が解放された際に、水素脆化を起こしやすくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．１９質量％以下とし、好ましくは０．１５質量％以下であり、より好ましくは０．１０質量％以下である。
（Ａｌ：０質量％超０．１０質量％以下）
Ａｌは、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸剤として機能するとともに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを生成することによって、結晶粒成長を抑制し、結果として、結晶粒の微細化により耐水素脆化特性を向上させることのできる元素である。そのため、Ａｌ含有量は０質量％超とし、好ましくは０．０１０質量％以上であり、より好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、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水素脆化特性を低下させる。また、粗大なＡｌＮが生成して、結晶粒の微細化が図れず、靱性が低下することによっても耐水素脆化特性が低下する。そこで、Ａｌ含有量は０．１０質量％以下とし、好ましくは０．０７質量％以下であり、より好ましくは０．０５質量％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸剤として機能するとともに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを生成することによって、結晶粒成長を抑制し、結果として、結晶粒の微細化により耐水素脆化特性を向上させることのできる元素である。そのため、Ａｌ含有量は０質量％超とし、好ましくは０．０１０質量％以上であり、より好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、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水素脆化特性を低下させる。また、粗大なＡｌＮが生成して、結晶粒の微細化が図れず、靱性が低下することによっても耐水素脆化特性が低下する。そこで、Ａｌ含有量は０．１０質量％以下とし、好ましくは０．０７質量％以下であり、より好ましくは０．０５質量％以下である。
（Ｂ：０．０００３～０．０１質量％）
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、旧オーステナイト結晶粒界上に分散することでＰおよびＳ等の粒界偏析元素の濃化を抑制し、結晶粒界を清浄化することで耐遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｂ含有量は０．０００３質量％以上とし、好ましくは０．０００８質量％以上であり、より好ましくは０．００１質量％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大な化合物を生成して耐遅れ破壊特性が低下するため、Ｂ含有量は０．０１質量％以下とし、好ましくは０．００５質量％以下であり、より好ましくは０．００３質量％以下である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、旧オーステナイト結晶粒界上に分散することでＰおよびＳ等の粒界偏析元素の濃化を抑制し、結晶粒界を清浄化することで耐遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を発揮させるため、Ｂ含有量は０．０００３質量％以上とし、好ましくは０．０００８質量％以上であり、より好ましくは０．００１質量％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大な化合物を生成して耐遅れ破壊特性が低下するため、Ｂ含有量は０．０１質量％以下とし、好ましくは０．００５質量％以下であり、より好ましくは０．００３質量％以下である。
（Ｎ：０質量％超０．０１５質量％以下）
Ｎは、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂと窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるために有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｎ含有量は０質量％超とし、好ましくは、０．００２質量％以上であり、より好ましくは０．００３５質量％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰になると、化合物を形成せずに固溶状態にあるＮ量が増加し、冷間鍛造性が低下するため、Ｎ含有量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．０１０質量％以下であり、より好ましくは０．００８質量％以下である。
Ｎは、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂと窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるために有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｎ含有量は０質量％超とし、好ましくは、０．００２質量％以上であり、より好ましくは０．００３５質量％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰になると、化合物を形成せずに固溶状態にあるＮ量が増加し、冷間鍛造性が低下するため、Ｎ含有量は０．０１５質量％以下とし、好ましくは０．０１０質量％以下であり、より好ましくは０．００８質量％以下である。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼は、上記の成分組成を含み、本発明の１つの実施形態では、残部は鉄および不可避不純物であることが好ましい。不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。なお、例えば、Ｐ、Ｓのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
さらに、本発明の実施形態に係る厚鋼板は、必要に応じて以下の任意元素の１つ以上を選択的に含有してよく、含有される成分に応じて鋼の特性が更に改善される。
（Ｍｏ：０質量％超０．７質量％以下）
Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するのに有効な元素である。また、粒界酸化抑制効果を有しているため、本発明のようにＳｉの添加量が多い鋼材には有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、更に好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、製造コストの増加を招くため、Ｍｏ含有量は０．７質量％以下とし、好ましくは０．５質量％以下であり、より好ましくは０．４質量％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するのに有効な元素である。また、粒界酸化抑制効果を有しているため、本発明のようにＳｉの添加量が多い鋼材には有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ含有量は０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、更に好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、製造コストの増加を招くため、Ｍｏ含有量は０．７質量％以下とし、好ましくは０．５質量％以下であり、より好ましくは０．４質量％以下である。
（Ｖ：０質量％超０．２０質量％以下）
Ｖは、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、Ｖ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上であり、更に好ましくは０．１４質量％以上である。一方、Ｖは、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冷間鍛造性（特にはボルト圧造性）が低下する。また、Ｖは、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、温度変化及び／又は応力変動等によってトラップサイトから水素が解放された際に、水素脆化を起こしやすくなる。そのため、Ｖ含有量は０．２０質量％以下とし、好ましくは０．１８質量％以下であり、より好ましくは０．１７質量％以下である。
Ｖは、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、Ｖ含有量は、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以上であり、更に好ましくは０．１４質量％以上である。一方、Ｖは、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冷間鍛造性（特にはボルト圧造性）が低下する。また、Ｖは、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、温度変化及び／又は応力変動等によってトラップサイトから水素が解放された際に、水素脆化を起こしやすくなる。そのため、Ｖ含有量は０．２０質量％以下とし、好ましくは０．１８質量％以下であり、より好ましくは０．１７質量％以下である。
（ＴｉおよびＶの合計含有量が０．０６～０．３０質量％）
更に、ＴｉとＶの結晶粒微細化の効果を有効に発揮させるため、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．０６質量％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上であり、更に好ましくは０．２質量％以上である。一方、ＴｉとＶによる水素トラップサイトの効果を低減するため、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．３０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２６質量％以下であり、更に好ましくは０．２４質量％以下である。
更に、ＴｉとＶの結晶粒微細化の効果を有効に発揮させるため、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．０６質量％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上であり、更に好ましくは０．２質量％以上である。一方、ＴｉとＶによる水素トラップサイトの効果を低減するため、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．３０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２６質量％以下であり、更に好ましくは０．２４質量％以下である。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼は上記のような化学成分組成を有していればよい。本発明の実施形態に係るボルト用鋼の金属組織は、本発明の目的を達成する上で特に制限されない。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼の製造方法は本発明の目的を達成する上で特に制限されず、本発明の実施形態に係るボルト用鋼は公知の方法で製造することができる。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼は、成分組成を上記のように調整するとともに、公知の方法で調質（焼入れおよび焼戻し）処理を行って金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、引張強度を１６００ＭＰａ以上にすることができる。なお、当技術分野において、調質の条件（焼入れ焼戻しの温度及び時間、冷却条件等）を適宜調整することにより、引張強度を所定範囲に調整することは当業者にとって周知の方法である。本発明の実施形態においても当該周知の方法を用いることができる。
焼入れおよび焼戻し処理の好ましい条件について、以下に説明する。
焼入れおよび焼戻し処理の好ましい条件について、以下に説明する。
安定的にオーステナイト化処理するために、焼入れ時の加熱温度（以下、この温度を「焼入れ温度」と呼ぶことがある）を８５０℃以上とすることが好ましく、より好ましくは８７０℃以上であり、更に好ましくは８８０℃以上である。一方で、焼入れ温度を９５０℃以下にすることにより、Ｔｉの炭・窒化物の溶解が抑制され、ピンニング効果によって結晶粒の粗大化が抑制され、耐遅れ破壊特性の低下を抑制できるため好ましい。焼入れ温度は、より好ましくは９３０℃以下であり、更に好ましくは９２０℃以下である。焼入れの時間は特に制限されないが、例えば所定温度±５℃の温度域での保持時間を５分以上１時間以下とすることができる。なお、加熱炉内の材料温度は、材料に熱電対を設置することで測定可能である。冷却についても特に制限されないが、例えば水冷または油冷等により行うことができる。
焼戻し処理をすることにより、靭性及び延性を向上させることができる。少なくとも３００℃以上の温度で焼戻し処理することが好ましい。焼戻し温度の上限は得に制限されないが、例えば７００℃以下、強度確保のため好ましくは６５０℃以下とすることができる。焼戻しの時間は特に制限されないが、例えば所定温度±５℃の温度域での保持時間を１５分以上２時間以下とすることができる。なお、加熱炉内の材料温度は、材料に熱電対を設置することで測定可能である。冷却についても特に制限されないが、例えば水冷または油冷等により行うことができる。
本発明の実施形態に係るボルト用鋼は、焼入れおよび焼戻し後の引張強度が１６００ＭＰａ以上であり、好ましくは１７５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１９００ＭＰａ以上である。これにより高強度のボルトが得られる。
本発明の実施形態に係るボルトは、上記成分組成を有し、本発明の実施形態に係るボルト用鋼をボルト形状に加工することによって得られる。加工のタイミングとしては、特に制限されないが、高強度化する前に（すなわち焼入れを行う前に）加工することが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明の実施形態をより具体的に説明する。本発明の実施形態は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の実施形態の技術的範囲に包含される。
表１に示す成分組成の鋼種Ａ～Ｋを、真空溶解法に従って溶製した後、１２００℃で１時間加熱後に熱間鍛造および放冷を行ってφ１２ｍｍの棒材を得た。当該棒材を切断して得たサンプルを、表２に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行った。なお、表２には記載していないが、焼入れの加熱時間は３０分とし、焼入れの炉内雰囲気は大気とし、焼入れの冷却条件は油冷とし、焼戻し時間は１時間とし、焼戻しの冷却条件は水冷とした。
焼入れおよび焼戻し後のサンプルから、切削加工によって各種試験片を採取し、以下の評価を行った。
［（１）引張強度評価］
引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に従って引張試験を行って求めた。判定としては、１９００ＭＰａ以上を最も優れている（ＡＡ）とし、１７５０ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満を優れている（Ａ）とし、１６００ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満を十分である（Ｂ）とし、１６００ＭＰａ未満を不十分（Ｃ）であるとした。
引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に従って引張試験を行って求めた。判定としては、１９００ＭＰａ以上を最も優れている（ＡＡ）とし、１７５０ＭＰａ以上１９００ＭＰａ未満を優れている（Ａ）とし、１６００ＭＰａ以上１７５０ＭＰａ未満を十分である（Ｂ）とし、１６００ＭＰａ未満を不十分（Ｃ）であるとした。
［（２）耐食性評価］
耐食性は、図１に示す切欠き試験片を１５％ＨＣｌ水溶液に浸漬した際の、浸漬前後の腐食減量（質量％）によって評価した。
腐食減量＝［（酸浸漬前の質量－酸浸漬後の質量）／酸浸漬前の質量］×１００
判定としては、０．０１５質量％以下を最も優れている（ＡＡ）とし、０．０１５質量％超０．０１８質量％以下を優れている（Ａ）とし、０．０１８質量％超０．０２１質量％以下を十分である（Ｂ）とし、０．０２１質量％超を不十分（Ｃ）であるとした。
耐食性は、図１に示す切欠き試験片を１５％ＨＣｌ水溶液に浸漬した際の、浸漬前後の腐食減量（質量％）によって評価した。
腐食減量＝［（酸浸漬前の質量－酸浸漬後の質量）／酸浸漬前の質量］×１００
判定としては、０．０１５質量％以下を最も優れている（ＡＡ）とし、０．０１５質量％超０．０１８質量％以下を優れている（Ａ）とし、０．０１８質量％超０．０２１質量％以下を十分である（Ｂ）とし、０．０２１質量％超を不十分（Ｃ）であるとした。
［（３）耐遅れ破壊特性評価］
図１に示す切欠き試験片を引張試験に供し、引張強度（以下、この引張強度を「切欠き引張強度」と称し、上記（１）の引張強度と区別する）を求めた。次に、図１に示す切欠き試験片を１５％ＨＣｌ水溶液に３０分浸漬し、大気中で冶具に締付けた後、１００時間経過後でも破断しない負荷応力（以下、この負荷応力を「１００時間遅れ破壊強度」と称する）を求めた。そして切欠き引張強度と１００時間遅れ破壊強度との比（以下、この強度比を「遅れ破壊強度比」と称する）を求めた。判定としては、０．８５以上を最も優れている（ＡＡ）とし、０．７５以上０．８５未満を優れている（Ａ）とし、０．７０以上０．７５未満を十分である（Ｂ）とし、０．７０未満を不十分（Ｃ）であるとした。
図１に示す切欠き試験片を引張試験に供し、引張強度（以下、この引張強度を「切欠き引張強度」と称し、上記（１）の引張強度と区別する）を求めた。次に、図１に示す切欠き試験片を１５％ＨＣｌ水溶液に３０分浸漬し、大気中で冶具に締付けた後、１００時間経過後でも破断しない負荷応力（以下、この負荷応力を「１００時間遅れ破壊強度」と称する）を求めた。そして切欠き引張強度と１００時間遅れ破壊強度との比（以下、この強度比を「遅れ破壊強度比」と称する）を求めた。判定としては、０．８５以上を最も優れている（ＡＡ）とし、０．７５以上０．８５未満を優れている（Ａ）とし、０．７０以上０．７５未満を十分である（Ｂ）とし、０．７０未満を不十分（Ｃ）であるとした。
さらに、上記（１）で求めた引張強度と、遅れ破壊強度比との積（以下、この積を「遅れ破壊強度」と称する）を求めた。判定としては、１６５０ＭＰａ以上を最も優れている（ＡＡ）とし、１５５０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ未満を優れている（Ａ）とし、１５００ＭＰａ以上１５５０ＭＰａ未満を十分である（Ｂ）とし、１５００ＭＰａ未満を不十分（Ｃ）であるとした。
結果を表３に示す。なお表３の「引張強度」は、上記（１）で求めた引張強度であり、「切欠き引張強度」ではない。また表３の「総合判定」には、「引張強度」、「遅れ破壊強度比」および「遅れ破壊強度」の「判定」のうち、最も低い判定を記載した。また、試験Ｎｏ．１４においては、引張強度が１６００ＭＰａ未満と不十分であったため、耐食性評価および耐遅れ破壊特性評価は行わなかった。
結果を表３に示す。なお表３の「引張強度」は、上記（１）で求めた引張強度であり、「切欠き引張強度」ではない。また表３の「総合判定」には、「引張強度」、「遅れ破壊強度比」および「遅れ破壊強度」の「判定」のうち、最も低い判定を記載した。また、試験Ｎｏ．１４においては、引張強度が１６００ＭＰａ未満と不十分であったため、耐食性評価および耐遅れ破壊特性評価は行わなかった。
表３の結果より、次のように考察できる。表３の試験Ｎｏ．１～６は、いずれも本発明の実施形態で規定する成分組成を満足する鋼種を用いており、総合判定がＢ以上であり、調質後に、引張強度が１６００ＭＰａ以上であっても十分な耐遅れ破壊特性（遅れ破壊強度比０．７０以上および遅れ破壊強度１５００ＭＰａ以上）を示した。特に、試験Ｎｏ．２および３は、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．２０質量％未満、Ｔｉ：０．０６０～０．１９０質量％且つＶ：０質量％超０．２０質量％以下である鋼種Ｂを用いたため、Ｐ含有量およびＳ含有量が０．００５質量％超であるにもかかわらず、総合判定においてＡＡであった。試験Ｎｏ．４は、鋼種Ｂに対してＭｎ含有量が多い鋼種Ｃを用いたが、Ｐ含有量およびＳ含有量が０．００５質量％以下であったため、総合判定においてＡＡであった。
一方、表３の試験Ｎｏ．７～１４は、いずれも本発明の実施形態で規定する成分組成を満たしていない鋼種を用いており、総合判定がＣであり、引張強度、遅れ破壊強度比および遅れ破壊強度のいずれか１つ以上が不十分であった。
一方、表３の試験Ｎｏ．７～１４は、いずれも本発明の実施形態で規定する成分組成を満たしていない鋼種を用いており、総合判定がＣであり、引張強度、遅れ破壊強度比および遅れ破壊強度のいずれか１つ以上が不十分であった。
試験Ｎｏ．７～９は、Ｂを含有しない鋼種ＥまたはＦを用いた例であり、遅れ破壊強度比および遅れ破壊強度が不十分であった。これは、Ｂを含有しなかったことにより、粒界強度を向上させることができなかったためと考えられる。
試験Ｎｏ．１０は、Ｍｎ含有量が過剰である鋼種Ｇを用いた例であり、遅れ破壊強度比および遅れ破壊強度が不十分であった。これは、Ｍｎ含有量が過剰であったことにより、粒界へのＭｎＳ及び／又はＰの偏析を助長したためであると考えられる。
試験Ｎｏ．１１～１３は、Ｔｉ含有量が不十分である鋼種Ｈ、Ｉ又はＪを用いた例であり、遅れ破壊強度比および遅れ破壊強度が不十分であった。これは、Ｔｉ含有量が不十分であることによりＢＮの形成を抑制できず、その結果Ｂの効果が発揮されなかったためであると考えられる。
また、試験Ｎｏ．１３は、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量が不十分である例でもあり、耐食性も低下した。
また、試験Ｎｏ．１３は、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量が不十分である例でもあり、耐食性も低下した。
試験Ｎｏ．１４は、Ｃ含有量が不十分である鋼種Ｋを用いた例であり、引張強度が不十分であった。
Claims (5)
- 成分組成が、
Ｃ ：０．３５～０．５０質量％、
Ｓｉ：１．５２～２．５０質量％、
Ｍｎ：０．１０～０．４０質量％、
Ｐ ：０質量％超０．０１５質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．０１０質量％以下、
Ｃｕ：０．１１～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１１～１．０質量％、
Ｃｒ：０．１～２．４質量％、
Ｔｉ：０．０５～０．１９質量％、
Ａｌ：０質量％超０．１０質量％以下、
Ｂ ：０．０００３～０．０１質量％、
Ｎ ：０質量％超０．０１５質量％以下、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
調質後の引張強度が１６００ＭＰａ以上であるボルト用鋼。 - Ｍｏ：０質量％超０．７質量％以下を更に含有する請求項１に記載のボルト用鋼。
- Ｖ：０質量％超０．２０質量％以下を更に含有する請求項１または２に記載のボルト用鋼。
- ＴｉおよびＶの合計含有量が０．０６～０．３０質量％である請求項３に記載のボルト用鋼。
- 請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有するボルト。
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