JP3494798B2 - 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 - Google Patents

遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法

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Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、1300MPa 以上
の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボル
およびその製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】機械、自動車、橋、建物に数多く使用さ
れている高強度ボルトは、例えばJIS G4104,
JIS G 4105に規定されているSCr・SCM
等の、C量が0.20〜0.35%の中炭素鋼を用いて
焼入れ・焼戻し処理をすることによって製造されてい
る。しかし、どの品種についても引張強度が1300MP
a を超えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知ら
れており、例えば現在使用されている建築用ボルトの強
度は1150MPa 級が上限となっているのが現状であ
る。
【0003】高強度ボルトの遅れ破壊特性を向上させる
従来の知見として、例えば特公平3−243744号公
報、特公昭64−4566号公報や特公平3−2437
45号公報では、旧オーステナイト粒を微細化させるこ
とが有効であると提案している。また、特公昭61−6
4815号公報はCaを添加することを提案している。
しかしながら本発明者らの試験では、いずれの提案も大
幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。以上のよう
に従来の技術では、遅れ破壊特性を抜本的に向上させた
高強度ボルトを製造することには限界があった。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の如き
実状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性の良好
な強度が1300MPa 以上の高強度ボルトを実現すると
ともに、その製造方法を提供することを目的とするもの
である。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼入
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルの
ルトを用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破
壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に明
らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破壊
が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることにより
評価した。
【0006】この方法は、電解水素チャージにより種々
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にCdめっきを施し、その後大気中で所定の荷重を負荷
し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価する
ものである。
【0007】図1に、拡散性水素量と遅れ破壊に至るま
での破断時間の関係について解析した一例を示す。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。この水素量を「限界拡
散性水素量」と定義する。
【0008】限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に判定するこ
とができる。
【0009】そこで、高強度ボルトの限界拡散性水素量
を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、オ
ーステナイト結晶粒度、熱処理条件の影響等について検
討を重ねた。この結果、上記の要因のいずれを大きく変
化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上できないことが
わかった。遅れ破壊が旧オーステナイト粒界に沿った粒
界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を達
成するためには、粒界割れの発生を防止することが重要
であるとの結論に達した。
【0010】そこでさらに、オーステナイト粒界割れを
防止する手段について種々検討を重ねた結果、ボルトの
表層から軸中心方向に300μm以上630μm以下ま
の領域において、未再結晶温度域における加工組織
(オーステナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比
(オーステナイト粒の長径/短径)が1.2以上である
組織)を形成させれば、1300MPa を超えるような高
強度域でもオーステナイト粒界割れを防止できることを
発見した。
【0011】即ち、オーステナイト粒をボルトの軸方向
に伸長させ、アスペクト比を1.2以上にしたボルト
は、破壊形態が粒内割れになるため、限界拡散性水素量
が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上するとい
う全く新たな知見を見出したのである。また、オーステ
ナイト粒を伸長化させる方法として、熱間転造温度を選
択することによって、アスペクト比を1.2以上にさせ
ることが可能であることを明らかにした。
【0012】さらに、熱間転造後に直ちに200〜50
0℃の温度域で10〜3000秒の時間保持することに
よってベイナイト組織にすると、同じオーステナイト粒
内割れでも限界拡散性水素量が向上し、遅れ破壊特性が
格段に向上することを見出した。
【0013】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱間転造条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトを実現できるという
結論に達し、本発明をなしたものである。
【0014】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨とするところは次の通りである。 (1)質量%で、 を含有するか、あるいはさらに の1種または2種以上を含むとともに、残部はFeおよ
び不可避的な不純物よりな、ベイナイト組織からな
り、且つ表層から300μm以上630μm以下まで
領域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比(以下アスペ
クト比とする)が1.2以上であり、さらに引張強さが
1300MPa 以上、伸びが8.8〜12.2%であるこ
とを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト
【0015】()上記化学成分を有する鋼をねじ転造
するに際して、少なくとも700〜900℃の温度範囲
で、ねじ転造を行った後、直ちに200〜500℃の温
度域で10〜3000秒の時間保持することによってベ
イナイト組織にすることを特徴とする遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルトの製造方法。
【0016】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て説明する。まず、本発明の対象とする鋼の成分の限定
理由について述べる。C:Cはボルトの強度を確保する
上で必須の元素であるが、0.15%未満ではベイナイ
ト組織において所要の強度が得られず、一方0.50%
を超えると靭性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性も
劣化させるため、0.15〜0.50%の範囲に制限し
た。
【0017】Si:Siは固溶体硬化作用によって強度
を高める作用がある。0.05%未満では前記作用が発
揮できず、一方、2.0%を超えると添加量に見合う効
果が期待できないため、0.05〜2.0%の範囲に制
限した。
【0018】Mn:Mnは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、ベイナイト組織を得るための焼入性を
高めるために有効な元素であるが、0.2%未満では上
記の効果が得られず、一方2.0%を超えるとオーステ
ナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるととも
に耐遅れ破壊特性を劣化させるため、0.2〜2.0%
の範囲に制限した。
【0019】Al:Alは脱酸およ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
化を防止する効果とともにNを固定する効果も有してい
るが、0.005%未満ではこれらの効果が発揮され
ず、0.1%を超えても効果が飽和するため、0.00
5〜0.1%の範囲に限定した。
【0020】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼に の1種または2種以上を含有せしめることができる。
【0021】各成分の限定理由は次の通りである。T
i:TiはAlと同様に脱酸および熱処理においてTi
Nを形成することにより、オーステナイト粒の粗大化を
防止する効果とともにNを固定する効果も有している
が、0.005%未満ではこれらの効果が発揮されず、
0.05%を超えても効果が飽和するため、0.005
〜0.05%の範囲に限定した。
【0022】B:Bはオーステナイト粒が伸長化したベ
イナイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を向上させる
効果がある。さらに、Bはオーステナイト粒界に偏析す
ることにより焼入性を著しく高めるとともに、未再結晶
温度域を高温側に移行させる効果も有しており、伸長化
したオーステナイト粒が得やすくなる。Bが0.000
3%未満では前記の効果が発揮されず、0.0050%
を超えても効果が飽和するため、0.0003〜0.0
050%に制限した。
【0023】Cr:Crは焼入性の向上およびベイナイ
トの強度を増加させるために有効な元素であるが、0.
05%未満ではその効果が十分に発揮できず、一方2.
0%を超えると靭性の劣化を招くため、0.05〜2.
0%に限定した。
【0024】Mo:MoはCrと同様にベイナイト組織
の引張強さを高めるために有効な元素であり、未再結晶
温度を上昇させる効果も有しているが、0.05%未満
ではその効果が少なく、一方1.0%を超えるとその効
果は飽和しコストの上昇を招くため、0.05〜1.0
%に制限した。
【0025】Ni:Niは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させるとともに、熱処理時の焼入性を向上させ
て引張強さを増加させるために添加されるが、0.05
%未満ではその効果が少なく、一方5.0%を超えても
添加量にみあう効果が発揮できないため、0.05〜
5.0%の範囲に制限した。
【0026】Cu:Cuはベイナイト組織の強度を高め
るために有効な元素であるが、0.05%未満では効果
が発揮できず、1.0%を超えると熱間加工性が劣化す
るため、0.05〜1.0%に制限した。
【0027】V:Vは焼入れ処理時において炭窒化物を
生成することにより、オーステナイト粒を微細化させる
効果があるが、0.05%未満では前記作用の効果が得
られず、一方0.5%を超えても効果が飽和するため、
0.05〜0.5%に限定した。
【0028】Nb:NbもVと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素である。また、Nbは未再結晶温度を大幅に
高める効果があり、ねじ転造温度が高くてもオーステナ
イト粒が伸長化したボルトを容易に製造できる利点があ
る。0.005%未満では上記効果が不十分であり、一
方0.1%を超えるとこの効果が飽和するため、0.0
05〜0.1%に制限した。
【0029】Ta:TaもNbと同様に未再結晶温度を
高める効果を有してるが、0.005%未満では前記の
効果が発揮されず、0.5%を超えて添加しても効果が
飽和するため、0.005〜0.5%に限定した。W:
Wは高強度ボルトの遅れ破壊特性を向上させるために有
効な元素であるが、0.05%未満では前記の効果が発
揮されず、一方、0.5%を超えて添加しても効果が飽
和するため、0.05〜0.5%の範囲に限定した。
【0030】P,Sについては特に制限しないものの、
遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ0.01
5%以下が好ましい範囲である。また、NはTi,A
l,V,Nbの窒化物を生成することによりオーステナ
イト粒の細粒化効果があるため、0.003〜0.01
5%が好ましい範囲である。
【0031】次に、本発明で目的とする高強度ボルトの
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるボルト
の組織形態の限定理由について述べる。図2に、ベイナ
イト組織からなるボルトの限界拡散性水素量に及ぼすア
スペクト比の影響について解析した一例を示す。ここ
で、アスペクト比が1.0のボルトは従来の冷間ねじ転
造後で製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化
されていないボルトである。
【0032】同図から明らかなように、オーステナイト
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い限界拡
散性水素量が増加し、遅れ破壊特性が格段に向上する。
ここで、アスペクト比が1.2未満では遅れ破壊特性の
向上が顕著でないため、アスペクト比の下限を1.2に
限定した。なお、アスペクト比が1.5以上で遅れ破壊
特性の向上効果が顕著になるため、1.5以上がアスペ
クト比の好ましい範囲である。
【0033】図3は、ベイナイト組織のボルトの限界拡
散性水素量と、アスペクト比が1.2以上になっている
ボルト表層から軸中心方向の深さの関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が1.2以上であ
るボルト表層からの領域が300μm未満では、限界拡
散性水素量の向上効果が少なく、遅れ破壊特性に対して
顕著な効果がないことがわかる。
【0034】このため、アスペクト比が1.2以上の領
域を表層から300μm以上の領域に限定した。なお、
図3から明らかなように、500μm以上で遅れ破壊特
性の向上効果が高いことから、好ましい条件は500μ
m以上である。
【0035】本発明の遅れ破壊特性の優れた高強度ボル
トの製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させるた
めに低温での熱間転造を行い、転造後、直ちに200〜
500℃の温度域で10〜3000秒の時間保持するこ
とによってベイナイト組織にするものである。以下に製
造条件の限定理由を述べる。
【0036】熱間転造温度:熱間転造仕上げ温度が90
0℃を超えると、未再結晶温度を上げる元素を添加して
も再結晶化しやすく、伸長化したオーステナイト粒を得
ることが困難であるとともに、アスペクト比が1.2以
上の領域を表層から300μm以上にすることが難しく
なるため、上限温度を900℃に制限した。一方、70
0℃を下回ると変形抵抗が大きくなりすぎて熱間転造が
困難になり、さらにフェライト相が析出しやすくなるた
め下限温度を700℃に限定した。
【0037】ベイナイト処理温度:オーステナイト粒が
伸長化したマルテンサイトをベイナイト化する際の温度
が200℃未満では、マルテンサイト変態が生じやす
く、また500℃以上ではフェライト、またはパーライ
ト変態が生じやすくなるため、200〜500℃に制限
した。
【0038】ベイナイト処理時間:処理時間が10秒未
満ではベイナイト変態が終了せず、一方、本発明の成分
系では3000秒以内にベイナイト変態が終了するた
め、ベイナイト化処理時間を10〜3000秒に限定し
た。
【0039】なお、本発明では転造後にベイナイト組織
にするものであるが、この際に体積分率で20%未満の
フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オース
テナイトまたはこれらの混合組織が生成しても遅れ破壊
特性の劣化はなく、なんら制限を受けるものではない。
【0040】また、ベイナイト組織のままでも遅れ破壊
特性、機械的性質は良好であるが、焼戻しマルテンサイ
ト組織に比べて若干耐力が低くなるため、耐力を高めた
い場合は焼戻し処理を行っても差し支えない。焼戻し温
度は250〜550℃が好ましい範囲である。
【0041】
【実施例】以下、実施例により本発明の効果をさらに具
体的に説明する。表1に示す化学組成を有する供試材を
種々の熱間転造条件で転造した後、ベイナイト処理する
ことにより、ベイナイト組織にしてボルト(φ10)を
製造した。上記の試料を用いて、機械的性質、組織形
態、遅れ破壊特性について評価した結果を表2に示す。
遅れ破壊特性は、前に述べた限界拡散性水素量で評価を
行い、負荷応力は引張強さの90%の条件で実施した。
【0042】
【表1】
【0043】
【表2】
【0044】表2の試験 No.1〜11が本発明例で、 N
o.12〜19は比較例である。同表に見られるように、
本発明例はいずれもボルトの引張強さが1300MPa 以
上であるとともに、ベイナイト組織からなり、且つアス
ペクト比が1.2以上であり、さらにアスペクト比が
1.2以上の領域がボルト表層から300μm以上であ
るため破壊形態が粒内割れとなっており、限界拡散性水
素量が従来のボルトに比べ高く、遅れ破壊特性の優れた
ボルトが実現されている。
【0045】これに対して比較例である No.12,17
は、いずれも従来の製造方法で製造したものである。即
ち、転造後、焼入れ・焼戻し処理によって製造したもの
であり、オーステナイト粒が伸長化していない例であ
る。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡
散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
【0046】比較例である No.16は、アスペクト比が
小さすぎるために遅れ破壊特性が改善されなかった例で
ある。また、比較例である No.13,14は、オーステ
ナイト粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるもの
の、ベイナイト組織ではなく、焼戻しマルテンサイト組
織であるため遅れ破壊特性が改善されなかった例であ
る。
【0047】さらに、比較例である No.15,18,1
9は、いずれもボルトの化学成分が不適切な例である。
即ち、 No.15はC含有量が低すぎるために本発明で目
的とする1300MPa 以上の高強度のボルトが実現でき
ていない。また、 No.18はC含有量が高すぎるため
に、 No.19はMn含有量が高すぎるために、いずれも
遅れ破壊特性が悪かった例である。
【0048】
【発明の効果】本発明は、オーステナイト粒を伸長化さ
せ、ベイナイト組織にすることにより、ボルトの遅れ破
壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが1
300MPa 以上の高強度ボルトの遅れ破壊特性を大幅に
向上させることを可能にするとともに、鋼の化学成分、
ねじ転造条件、熱処理条件を最適に選択することによっ
てその製造方法を確立したものであり、産業上の効果は
極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図1】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係を一例を示
す図表である。
【図2】限界拡散性水素量とアスペクト比の関係につい
て解析した一例を示す図表である。
【図3】限界拡散性水素量とアスペクト比が1.2以上
の組織の表層からの深さの関係について解析した一例を
示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 C21D 9/00

Claims (4)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 質量%で、 C :0.15〜0.50%、 Si:0.05〜2.0%、 Mn:0.2〜2.0%、 Al:0.005〜0.1% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなり
    ベイナイト組織からなり、且つ表層から300μm以上
    630μm以下までの領域で旧オーステナイト粒の長さ
    と幅の比 (以下アスペクト比とする)が1.2以上で
    あり、さらに引張強さが1300MPa 以上、伸びが8.
    8〜12.2%であることを特徴とする遅れ破壊特性の
    優れた高強度ボルト
  2. 【請求項2】 質量%で、さらに Ti:0.005〜0.05%、 B :0.0003〜0.0050%、 Cr:0.05〜2.0%、 Mo:0.05〜1.0%、 Ni:0.05〜5.0%、 Cu:0.05〜1.0%、 V :0.05〜0.5%、 Nb:0.005〜0.1%、 Ta:0.005〜0.5%、 W :0.05〜0.5% の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求
    項1記載の遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト
  3. 【請求項3】 質量%で、 C :0.15〜0.50%、 Si:0.05〜2.0%、 Mn:0.2〜2.0%、 Al:0.005〜0.1% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
    をねじ転造するに際して、少なくとも700〜900℃
    の温度範囲で転造した後、直ちに200〜500℃の温
    度域で10〜3000秒の時間保持することによってベ
    イナイト組織にすることを特徴とする遅れ破壊特性の優
    れた高強度ボルトの製造方法。
  4. 【請求項4】 質量%で、さらに Ti:0.005〜0.05%、 B :0.0003〜0.0050%、 Cr:0.05〜2.0%、 Mo:0.05〜1.0%、 Ni:0.05〜5.0%、 Cu:0.05〜1.0%、 V :0.05〜0.5%、 Nb:0.005〜0.1%、 Ta:0.005〜0.5%、 W :0.05〜0.5% の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求
    記載の遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方
    法。
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