JP3754658B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高強度ボルトおよびその製造方法に関し、特にミクロ組織の調整により耐遅れ破壊特性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度ボルトは引張強さが１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊が生じやすくなるため、ＪＩＳＢ１１８６，ＪＩＳＢ１０５１によって上限強度をＦ１０Ｔ級、１２Ｔ級に規定されている。
【０００３】
Ｆ１０Ｔ級の鋼は低炭素ボロン鋼が、Ｆ１２Ｔ級用鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０が主に用いられている。
【０００４】
更に高強度で、遅れ破壊特性に優れる鋼として１８Ｎｉマルエージ鋼が知られているものの低合金鋼と比較して極めて高価であり、高強度ボルト用鋼として用いることはできない。
【０００５】
特公昭６０−１４０９６号公報、特開昭５９−１８２９５０号公報、特開昭５９−１８２９５１号公報にはマルエージ鋼より安価で、低合金鋼より遅れ破壊特性に優れる鋼が記載されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらに記載の鋼のＮｉ含有量も、マルエージ鋼に比較して少ないとはいえ、ボルト用鋼として大量に使用できる程には低減されておらず、安価で耐遅れ割れ破壊特性に優れた鋼の開発が課題とされている。
【０００７】
そこで本発明では、高価な元素を用いずに１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ耐遅れ破壊特性に優れたボルトおよびその製造条件を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するため耐遅れ破壊特性に及ぼす鋼の組織、組成の影響について鋭意検討を行い、遅れ破壊の原因である拡散性水素のトラップサイトとして微細析出物が有効で、特に１０ｎｍ未満とした場合、優れた効果が得られ、更に、そのような微細析出物としてＴｉ，Ｍｏ系炭化物を含有するものが好ましく、また高強度化にも有効であることを知見した。
【０００９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ ≦０．３５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１０】
２．鋼組成として更に式（１）を満足することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ --- （１）
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１１】
３．微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であることを特徴とする請求項１または２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１２】
４．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ ≦０．１５％、Ｗ ≦１．５％の一種または二種以上を含有する請求項１から３の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１３】
５．鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする請求項４記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ --- （２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。
【００１４】
６．微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１５】
７．鋼組成として更に質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１から６の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１６】
８．請求項１、２、４、５、７の何れか１つに記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却して棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明に係るボルトのミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００１９】
１．ミクロ組織
本発明に係るボルトは、優れた耐遅れ破壊特性と１３００ＭＰａ以上の高強度が得られるよう、そのミクロ組織を焼戻しマルテンサイト単相で且つ粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を含む組織に規定する。
【００２０】
母相を焼戻しマルテンサイト単相組織とすることにより、強度及び靭性を向上させ、更に該組織中に微細析出物を分散析出させることにより強度の向上とともに耐遅れ破壊特性を向上させる。
【００２１】
本発明においてマルテンサイト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でマルテンサイト面積率９５％以上とし、好ましくは９８％以上とする。
【００２２】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、拡散性水素のトラップサイトとしての働きが不充分で強度および耐遅れ破壊特性の向上が得られにくい。
【００２３】
微細析出物の粒径は小さいほど有効で、望ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下で、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００２４】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００２５】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、焼戻し後目的とする引張強さが得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００２６】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。
【００２７】
なお、これらの微細析出物の観察、組成の同定は、薄膜を用いた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）やＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により行うことができる。
【００２８】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００２９】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
【００３０】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域4箇所について行い、１μｍ2たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。粒径は平均粒径とした。
【００３１】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ3当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００３２】
２．成分組成
本発明に係るボルトは上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃ
Ｃは強度確保のため添加する。０．３５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．３５％以下とする。
【００３４】
Ｓｉ
Ｓｉは強度上のため添加する。０．５０％を超えるとその効果が飽和し、冷間加工時の変形抵抗が高く、加工性が低下するため、０．５０％以下とする。
【００３５】
Ｍｎ
熱間延性、焼入れ性を向上させるため、０．１％以上添加する。一方、２％を超えると耐遅れ破壊特性が低下するため０．１〜２％とする。
【００３６】
Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として作用する。またＮとＡｌＮを形成し、Ｂの焼入れ性効果を向上させるため０．０１％以上添加する。一方、０．１％を超えるとその効果が飽和するため、０．０１〜０．１％とする。
【００３７】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物や、ＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラップサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上させ、また強度も向上させるため添加する。０．０３％未満では析出物量が少なく所望の強度及び耐遅れ破壊特性が得られないため０．０３％以上とし、一方、０．２０％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度向上効果を失うため０．０３〜０．２０％とする。
【００３８】
Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物や、ＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラップサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上させ、また、強度も向上させるため添加する。所望の引張強度とし、耐遅れ破壊特性を向上させるため０．０５％以上とし、一方、０．６％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するため０．０５〜０．６％とする。
【００３９】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすい。
【００４０】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、５以下とした場合、強度の向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
【００４１】
微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ，Ｍｏは原子比で２．０≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．２、更に微細な場合は１．５≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．７であることが観察された。
【００４２】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉとともに微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また組織を微細化し、また結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。
【００４４】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。
【００４５】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。
【００４６】
これらの元素の添加においては、Ｃ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝を０．５以上、５以下とした場合、強度の向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。
【００４７】
また、微細なＴｉ−Ｍｏ−（Ｎｂ，Ｖ，Ｗ）系炭化物では、炭化物中の各元素は原子比で２．０≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２、更に微細な炭化物では１．５≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．７であることが観察された。
【００４８】
本発明では、更に強度を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂの一種または二種以上を添加することができる。各元素の添加量はそのような効果が得られるようＣｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％とする。
【００４９】
また、耐遅れ破壊特性を向上させるために不可避的不純物をＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下に規制することが望ましい。
【００５０】
尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００５１】
３．製造条件
図１は本発明に係るボルトの概略製造工程図でＳ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（ボルト）仕上げ工程を示す。棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし品質検査後、出荷する。
【００５２】
製品（ボルト）仕上げ工程（Ｓ３）で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、冷間鍛造等の冷間加工を行い、必要に応じて旋削等の切削加工で所望の形状とした後、焼入れ焼戻しを施し、製品（ボルト）とする。以下に望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５３】
圧延加熱温度
圧延加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、圧延材（棒鋼）に微細析出物が析出し冷間加工性を損なわないよう、熱間圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
【００５４】
圧延加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶しないため１１００℃以上とする。
【００５５】
圧延仕上げ温度
圧延仕上げ温度は８００℃未満では圧延荷重が高く真円度が劣化するため８００℃以上とする。
【００５６】
冷却速度
冷間加工前に微細析出物が析出し、冷間加工性を損なわないよう、圧延後の冷却速度を規定する。微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が析出する限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却する。
【００５７】
焼入れ焼戻し
得られた棒鋼からボルトに成形後、所望する高強度や優れた耐遅れ破壊特性を付与させるため、焼入れ焼戻し処理を行う。焼戻しは微細析出物を析出させるように、焼入れ後、加熱温度：５５０〜７００℃、保持温度１０分以上で焼戻しを行う。５５０℃未満では、十分な量の析出物が得られず、７００℃超えでは析出物が粗大化するため、５５０〜７００℃とする。
【００５８】
本発明は請求項２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の組成を有する棒鋼を素材とし、上述した条件でボルトを製造した場合、特に強度、耐遅れ破壊特性に優れたものが得られる。
【００５９】
【実施例】
表１に示す種々の組成の鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｉ）を用い、強度、耐遅れ破壊特性に及ぼす成分組成の影響について調査した。表中Ｎｏ．Ａ，ＢはＴｉ−Ｍｏ系の本発明例、Ｎｏ．ＣはさらにＣｒを添加した本発明例、Ｎｏ．ＤはＴｉ−Ｍｏ系にＮｂ、Ｖ、Ｗを添加した本発明例、Ｎｏ．Ｅ〜Ｉは比較例である。
【００６０】
供試鋼を高周波小型溶解炉にて溶製し、鋳造断面１６０×１６０ｍｍ鋼塊に鋳造後、２２ｍｍ径の棒鋼に熱間圧延した。その後、冷間鍛造でＭ２２のボルトに成形し、焼入れ焼戻しを行った。
【００６１】
その後、耐遅れ破壊特性試験、引張試験、組織観察を行った。耐遅れ破壊試験は各供試鋼からボルトを４０本採取し、鋼板（ＳＳ４００）にナット回転角法で最大荷重まで締め付け、３．５％食塩水で乾湿繰り返し試験を９ヶ月間実施し、破断状況を観察した。引張試験はボルトから平行径１０ｍｍの引張試験片を用い、引張強さを求めた。組織観察はボルト首下断面を光学顕微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、その組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
【００６２】
表２に試験結果を示す。本発明例Ｎｏ．１〜４は焼戻しマルテンサイト組織中に１０ｎｍ以下の微細析出物が観察され、１３００ＭＰａ以上の高強度でかつ優れた耐遅れ破壊特性（破断数０本）が得られた。
【００６３】
一方、Ｎｏ．５は鋼組成は請求項５記載の本発明範囲内であるが、ボルト成形−焼入れ後の焼戻し温度が本発明範囲外で高く、析出物が１５０ｎｍと粗大化し、強度、耐遅れ破壊特性に劣る。
【００６４】
Ｎｏ．６はＣ量が、Ｎｏ．７はＳｉ量が、Ｎｏ．８はＭｎ量が、Ｎｏ．１０はＴｉ量が夫々本発明範囲外であり、引張強さ、耐遅れ破壊特性のいずれまたは両者が劣っている。Ｎｏ．９はＰ量が多く、耐遅れ破壊特性に劣る。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【発明の効果】
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れ且つ高強度なボルトおよびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明ボルトの製造工程の一例を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は高強度ボルトおよびその製造方法に関し、特にミクロ組織の調整により耐遅れ破壊特性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度ボルトは引張強さが１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊が生じやすくなるため、ＪＩＳＢ１１８６，ＪＩＳＢ１０５１によって上限強度をＦ１０Ｔ級、１２Ｔ級に規定されている。
【０００３】
Ｆ１０Ｔ級の鋼は低炭素ボロン鋼が、Ｆ１２Ｔ級用鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０が主に用いられている。
【０００４】
更に高強度で、遅れ破壊特性に優れる鋼として１８Ｎｉマルエージ鋼が知られているものの低合金鋼と比較して極めて高価であり、高強度ボルト用鋼として用いることはできない。
【０００５】
特公昭６０−１４０９６号公報、特開昭５９−１８２９５０号公報、特開昭５９−１８２９５１号公報にはマルエージ鋼より安価で、低合金鋼より遅れ破壊特性に優れる鋼が記載されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらに記載の鋼のＮｉ含有量も、マルエージ鋼に比較して少ないとはいえ、ボルト用鋼として大量に使用できる程には低減されておらず、安価で耐遅れ割れ破壊特性に優れた鋼の開発が課題とされている。
【０００７】
そこで本発明では、高価な元素を用いずに１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ耐遅れ破壊特性に優れたボルトおよびその製造条件を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するため耐遅れ破壊特性に及ぼす鋼の組織、組成の影響について鋭意検討を行い、遅れ破壊の原因である拡散性水素のトラップサイトとして微細析出物が有効で、特に１０ｎｍ未満とした場合、優れた効果が得られ、更に、そのような微細析出物としてＴｉ，Ｍｏ系炭化物を含有するものが好ましく、また高強度化にも有効であることを知見した。
【０００９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ ≦０．３５％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１０】
２．鋼組成として更に式（１）を満足することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ --- （１）
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１１】
３．微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であることを特徴とする請求項１または２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１２】
４．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ ≦０．１５％、Ｗ ≦１．５％の一種または二種以上を含有する請求項１から３の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１３】
５．鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする請求項４記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ --- （２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。
【００１４】
６．微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１５】
７．鋼組成として更に質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１から６の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【００１６】
８．請求項１、２、４、５、７の何れか１つに記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却して棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明に係るボルトのミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００１９】
１．ミクロ組織
本発明に係るボルトは、優れた耐遅れ破壊特性と１３００ＭＰａ以上の高強度が得られるよう、そのミクロ組織を焼戻しマルテンサイト単相で且つ粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を含む組織に規定する。
【００２０】
母相を焼戻しマルテンサイト単相組織とすることにより、強度及び靭性を向上させ、更に該組織中に微細析出物を分散析出させることにより強度の向上とともに耐遅れ破壊特性を向上させる。
【００２１】
本発明においてマルテンサイト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でマルテンサイト面積率９５％以上とし、好ましくは９８％以上とする。
【００２２】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、拡散性水素のトラップサイトとしての働きが不充分で強度および耐遅れ破壊特性の向上が得られにくい。
【００２３】
微細析出物の粒径は小さいほど有効で、望ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下で、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００２４】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００２５】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、焼戻し後目的とする引張強さが得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００２６】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。
【００２７】
なお、これらの微細析出物の観察、組成の同定は、薄膜を用いた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）やＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により行うことができる。
【００２８】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００２９】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
【００３０】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域4箇所について行い、１μｍ2たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。粒径は平均粒径とした。
【００３１】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ3当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００３２】
２．成分組成
本発明に係るボルトは上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃ
Ｃは強度確保のため添加する。０．３５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．３５％以下とする。
【００３４】
Ｓｉ
Ｓｉは強度上のため添加する。０．５０％を超えるとその効果が飽和し、冷間加工時の変形抵抗が高く、加工性が低下するため、０．５０％以下とする。
【００３５】
Ｍｎ
熱間延性、焼入れ性を向上させるため、０．１％以上添加する。一方、２％を超えると耐遅れ破壊特性が低下するため０．１〜２％とする。
【００３６】
Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として作用する。またＮとＡｌＮを形成し、Ｂの焼入れ性効果を向上させるため０．０１％以上添加する。一方、０．１％を超えるとその効果が飽和するため、０．０１〜０．１％とする。
【００３７】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物や、ＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラップサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上させ、また強度も向上させるため添加する。０．０３％未満では析出物量が少なく所望の強度及び耐遅れ破壊特性が得られないため０．０３％以上とし、一方、０．２０％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度向上効果を失うため０．０３〜０．２０％とする。
【００３８】
Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物や、ＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、拡散性水素のトラップサイトを形成することにより耐遅れ破壊特性を向上させ、また、強度も向上させるため添加する。所望の引張強度とし、耐遅れ破壊特性を向上させるため０．０５％以上とし、一方、０．６％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するため０．０５〜０．６％とする。
【００３９】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすい。
【００４０】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、５以下とした場合、強度の向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
【００４１】
微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ，Ｍｏは原子比で２．０≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．２、更に微細な場合は１．５≧Ｔｉ／Ｍｏ≧０．７であることが観察された。
【００４２】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉとともに微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また組織を微細化し、また結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。
【００４４】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。
【００４５】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。
【００４６】
これらの元素の添加においては、Ｃ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝を０．５以上、５以下とした場合、強度の向上とともに耐遅れ破壊特性の向上に有効な粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。
【００４７】
また、微細なＴｉ−Ｍｏ−（Ｎｂ，Ｖ，Ｗ）系炭化物では、炭化物中の各元素は原子比で２．０≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．２、更に微細な炭化物では１．５≧（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．７であることが観察された。
【００４８】
本発明では、更に強度を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂの一種または二種以上を添加することができる。各元素の添加量はそのような効果が得られるようＣｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％とする。
【００４９】
また、耐遅れ破壊特性を向上させるために不可避的不純物をＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下に規制することが望ましい。
【００５０】
尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００５１】
３．製造条件
図１は本発明に係るボルトの概略製造工程図でＳ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（ボルト）仕上げ工程を示す。棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし品質検査後、出荷する。
【００５２】
製品（ボルト）仕上げ工程（Ｓ３）で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、冷間鍛造等の冷間加工を行い、必要に応じて旋削等の切削加工で所望の形状とした後、焼入れ焼戻しを施し、製品（ボルト）とする。以下に望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５３】
圧延加熱温度
圧延加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、圧延材（棒鋼）に微細析出物が析出し冷間加工性を損なわないよう、熱間圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
【００５４】
圧延加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶しないため１１００℃以上とする。
【００５５】
圧延仕上げ温度
圧延仕上げ温度は８００℃未満では圧延荷重が高く真円度が劣化するため８００℃以上とする。
【００５６】
冷却速度
冷間加工前に微細析出物が析出し、冷間加工性を損なわないよう、圧延後の冷却速度を規定する。微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が析出する限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却する。
【００５７】
焼入れ焼戻し
得られた棒鋼からボルトに成形後、所望する高強度や優れた耐遅れ破壊特性を付与させるため、焼入れ焼戻し処理を行う。焼戻しは微細析出物を析出させるように、焼入れ後、加熱温度：５５０〜７００℃、保持温度１０分以上で焼戻しを行う。５５０℃未満では、十分な量の析出物が得られず、７００℃超えでは析出物が粗大化するため、５５０〜７００℃とする。
【００５８】
本発明は請求項２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の組成を有する棒鋼を素材とし、上述した条件でボルトを製造した場合、特に強度、耐遅れ破壊特性に優れたものが得られる。
【００５９】
【実施例】
表１に示す種々の組成の鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｉ）を用い、強度、耐遅れ破壊特性に及ぼす成分組成の影響について調査した。表中Ｎｏ．Ａ，ＢはＴｉ−Ｍｏ系の本発明例、Ｎｏ．ＣはさらにＣｒを添加した本発明例、Ｎｏ．ＤはＴｉ−Ｍｏ系にＮｂ、Ｖ、Ｗを添加した本発明例、Ｎｏ．Ｅ〜Ｉは比較例である。
【００６０】
供試鋼を高周波小型溶解炉にて溶製し、鋳造断面１６０×１６０ｍｍ鋼塊に鋳造後、２２ｍｍ径の棒鋼に熱間圧延した。その後、冷間鍛造でＭ２２のボルトに成形し、焼入れ焼戻しを行った。
【００６１】
その後、耐遅れ破壊特性試験、引張試験、組織観察を行った。耐遅れ破壊試験は各供試鋼からボルトを４０本採取し、鋼板（ＳＳ４００）にナット回転角法で最大荷重まで締め付け、３．５％食塩水で乾湿繰り返し試験を９ヶ月間実施し、破断状況を観察した。引張試験はボルトから平行径１０ｍｍの引張試験片を用い、引張強さを求めた。組織観察はボルト首下断面を光学顕微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、その組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
【００６２】
表２に試験結果を示す。本発明例Ｎｏ．１〜４は焼戻しマルテンサイト組織中に１０ｎｍ以下の微細析出物が観察され、１３００ＭＰａ以上の高強度でかつ優れた耐遅れ破壊特性（破断数０本）が得られた。
【００６３】
一方、Ｎｏ．５は鋼組成は請求項５記載の本発明範囲内であるが、ボルト成形−焼入れ後の焼戻し温度が本発明範囲外で高く、析出物が１５０ｎｍと粗大化し、強度、耐遅れ破壊特性に劣る。
【００６４】
Ｎｏ．６はＣ量が、Ｎｏ．７はＳｉ量が、Ｎｏ．８はＭｎ量が、Ｎｏ．１０はＴｉ量が夫々本発明範囲外であり、引張強さ、耐遅れ破壊特性のいずれまたは両者が劣っている。Ｎｏ．９はＰ量が多く、耐遅れ破壊特性に劣る。
【００６５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れ且つ高強度なボルトおよびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明ボルトの製造工程の一例を示す図。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ≦０．３５％、
Ｓｉ≦０．５０％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物
よりなり、焼戻しマルテンサイト単相組織を有し、焼戻しマルテンサイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - 鋼組成として更に式（１）を満足することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦５ --- （１）
但し、各元素は含有量（質量％）とする。 - 微細析出物がＴｉとＭｏの炭化物であることを特徴とする請求項１または２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
- 鋼組成として、更に質量％で、
Ｎｂ≦０．０８％、
Ｖ ≦０．１５％、
Ｗ ≦１．５％
の一種または二種以上を含有する請求項１から３の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - 鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする請求項４記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦５ --- （２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。 - 微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
- 鋼組成として更に質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１から６の何れか１つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - 請求項１、２、４、５、７の何れか１つに記載の組成の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ温度８００℃以上で圧延し、その後の冷却において７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却して棒鋼とした後、ボルト成形後、焼入れし、その後、５５０〜７００℃で１０分以上保持することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
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