JP3820460B2 - 加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、高強度ボルトおよび高強度ボルトの製造方法。 - Google Patents
加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、高強度ボルトおよび高強度ボルトの製造方法。 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃量低減等を目的とした各部品の軽量化に伴い、部品の締結用ボルトの分野においても、高強度化の要請がますます強くなってきた。また、ボルトにおいては高強度化ばかりでなく、製造段階でのコストを低下するために冷間加工性がよく、さらに熱処理を簡素化することができるものが要請されるようになってきた。
従来、冷間加工性と耐遅れ破壊性を満足させる発明として特開平１１−２９３４０１号があるが、耐遅れ破壊性については十分でなく、更なる改善が要求されていた。
また、ボルトの高強度化を図るために合金添加量を増して焼入れ硬さを上げたり、焼戻し軟化抵抗を高めたりすることが一般的であった。例えば特開平６−１５８１７０号に記載された発明では、ＭｏやＶを添加して高温焼戻しによる二次硬化を利用してボルトの高強度化を達成している。
【０００３】
しかし、一般に鋼中の合金元素の増加は、ボルト用素材の硬さの上昇を招くため、ボルト形状への冷間加工が困難になる。その冷間加工性を改善するためには軟化させる必要があるが、軟化させるためには１０時間以上の処理時間を要する球状化焼なましを行う必要があるので、コストが高くなるという問題点がある。特に、引張強さが１３００ＭＰａを超える高強度ボルトの製造にあたっては、「線材圧延→球状化焼なまし→冷間伸線→球状化焼なまし→ボルト頭部ヘッダーの成形」のように、２回の球状化焼なまし工程が必要であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、圧延後球状化焼なましをしなくても冷間加工でボルト頭部ヘッダーを成形することができるとともに、調質後の引張強さが１３００ＭＰａを超え、更に耐遅れ破壊性にも優れた高強度ボルト用鋼、調質後の引張強さが１３００ＭＰａを超え、耐遅れ破壊性にも優れた高強度ボルトおよびその製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは、高強度ボルトに用いる鋼の成分組成および熱処理条件等について研究したところ、高強度ボルト用鋼のＣｒを１．２０％以下にすると球状化焼なましをしなくても冷間加工でボルト頭部ヘッダーを成形することができること、Ｃｒを低下することによる焼入性の低下はＢを添加して補えばよいこと、ＭｏおよびＶを含有させることにより耐遅れ破壊性が改善されること、Ｔｉを含有させることにより、高温焼入れにおいても結晶粒の粗大化が防止できること、上記鋼は５７５℃以上の高温焼戻しをすることによりＭｏおよびＶの炭窒化物の析出による二次硬化をするので、ボルトに成形後焼入れおよび５７５℃以上の高温焼戻しを施せば１３００ＭＰａ以上の引張強さが得られ、かつ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することができること等の知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【０００６】
すなわち、本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼においては、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
【０００７】
さらに、本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトにおいては、成分組成をＣ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
【０００８】
また、本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法においては、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を素材とし、当該素材を冷間成形した後８８０℃以上の温度で焼入れを施し、５７５℃以上の温度で焼戻しを施すことである。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法において成分組成を上記のように特定した理由を説明する。
Ｃ：０．３２〜０．４２％
Ｃは、熱処理によって所要の強度を得るために有効であるので、そのために含有させる元素である。引張強さを１３００ＭＰａ以上にするためには０．３２％以上含有させる必要があるが、多くなると冷間加工性および耐遅れ破壊性が劣化するので、上限を０．４２％とする。
【００１０】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、オーステナイト域に加熱すると粒界酸化を助長し、酸化された部分を起点として遅れ破壊をもたらすとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を劣化させる元素であるので、低いほうが望ましく、その上限を０．１５％とする。
【００１１】
Ｍｎ：０．４０％以下
Ｍｎは、鋼溶製時の脱酸剤であり、また焼入れ性を向上させるので、それらのために含有させる元素であるが、Ｓｉと同様にオーステナイト域に加熱すると粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性が劣化するとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を劣化させるので、その上限を０．４０％、好ましくは０．３０％とする。
【００１２】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、オーステナイト域に加熱するとオーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させて耐遅れ破壊性を劣化させるので、その含有量を０．０１５％以下とする。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、Ｐと同様にオーステナイト域に加熱するとオーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させて耐遅れ破壊性を劣化させるとともに、ＭｎＳを形成して耐遅れ破壊性を劣化させるので、その含有量を０．００８％以下とする。
【００１３】
Ｃｒ：０．３５〜１．２０％
Ｃｒは、焼入性を向上させるので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．３５％以上含有させる必要があるが、多くなるとオーステナイト域に加熱した場合粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性が劣化するとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を低下させるので、その上限を１．２０％、好ましくは０．９５％とする。なお、０．３５〜１．２０％の範囲であっても、ボルトの寸法等に応じてその添加量を調整するほうが好ましい。
【００１４】
Ｍｏ：０．７０〜１．００％
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、結晶粒の微細化およびオーステナイト粒界の強度向上に寄与し、更に焼戻し時に十分な二次硬化および良好な耐遅れ破壊性を得ることができる、すなわち、５７５℃を上回る焼戻し温度においても１３００ＭＰａ以上の高強度および優れた耐遅れ破壊性を得ることができるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るためには０．７０％以上含有させる必要があるが、多くなると効果が飽和するのみならず、巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存して靱性を低下させるので、その上限を１．００％とする。
【００１５】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
Ｖは、Ｍｏと同様に焼戻し時に十分な二次硬化および耐遅れ破壊性を得ることができるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るためには０．０５％以上含有させる必要があるが、多過ぎると巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存して二次硬化に寄与するＶ固溶量が飽和するので、その上限を０．２５％とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．１２〜０．２２％
Ｔｉは、焼戻し時の二次硬化に寄与するＭｏおよびＶを焼入れ時に十分溶け込ますためには８８０℃以上の高温焼入れが必要であるが、一方において結晶粒の粗大化を招くので、これを抑えるために必要な元素である。すなわち、微細な炭化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与するので、それらのために必要な元素である。その効果を得るには０．１２％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎても効果が飽和するので、その上限を０．２２％、好ましくは０．２０％とする。
【００１７】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、微細な炭・窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与し、また耐遅れ破壊性の向上に寄与するので、それらのために必要な元素であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するので、その上限を０．１０％とする。このＮｂは、ＡｌＮやＴｉＣによる結晶粒微細化効果が不十分な場合、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を析出させ、その析出物を利用するために含有させるものである。
【００１８】
Ａｌ：０．００５〜０．０３５％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成して結晶粒を微細化し、靱性を向上させるので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要があるが、多過ぎると地疵となるＡｌ2 Ｏ3 の大型介在物を生成し、疲労破壊の起点になるので、その上限を０．０３５％とする。
【００１９】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、ＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成して結晶粒を微細化し、靱性を向上させるので、そのために含有させる元素であるが、Ｎが多量にあると溶湯中で優先的にＴｉと結合して粗大なＴｉＮを形成し、これが靱性の低下を招くので、その上限を０．０１０％以下とする。
【００２０】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、焼入性の向上に寄与するとともに、焼入れ時にオーステナイト粒界に優先して析出し、ＰやＳ等の遅れ破壊強度を劣化させる元素の偏析を防止する効果があるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るには０．０００５％以上含有させる必要があるが、多量に含有させても効果が飽和するのでその上限を０．００３０％とする。
【００２１】
次に、焼入れ温度を８８０℃および焼戻し温度を５７５℃以上にする理由について説明する。
本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法は、ＭｏやＶ系炭化物の析出による二次硬化を利用するものである。この二次硬化を十分に得るためには８８０℃以上の高温によりＭｏとＶを十分に溶け込ます必要がある。さらに、これらの炭化物を析出させて十分な二次硬化を得るためには５７５℃以上で焼戻しをする必要がある。焼戻し温度が６５０℃以上になると、軟化が始まり、１３００ＭＰａ以上の強度が得られないので、６５０℃以下が好ましい。
【００２２】
本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼の製造方法の一例は、この種の鋼の通常の方法で溶製した後造塊し、分塊鍛造又は分塊圧延で鋼片にした後、熱間圧延により線材とし、その後例えば８１０〜８９０℃で１時間保持した後徐冷する焼なましを施すことにより冷間成形が可能な硬さレベルまで軟化することである。
【００２３】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例および比較例の鋼をそれぞれ溶製した後造塊し、各鋼を直径１０ｍｍの線材に圧延した。本発明例および比較例 No.１６と１７（ＳＣＭ４４０）を除く比較例の鋼の線材は、圧延後８３０〜８７０℃で１時間保持して徐冷する焼なましを施した。また上記比較例 No.２０と２１は、７６０℃で１０時間保持して徐冷する球状化焼なましを施した。
焼なまし又は球状化焼なまし線材の断面硬さを表２に示す。冷間伸線はボルト軸部の寸法公差を確保するために行うが、ここでは１０ｍｍの線材を皮膜処理後、８．５ｍｍまで途中で焼なまし又は球状化焼なましを施すことなく伸線した。途中で断線したり、硬化して引き抜けなかったものを冷間伸線否とし表２中に×で標記した。
【００２４】
【表１】
【００２５】
次に、伸線をした線材を引張試験片（縮小ＪＩＳ４号試験片）および遅れ破壊試験片（曲げ型促進試験片で、直径６ｍｍ、環状切欠底直径４ｍｍ、切欠半径０．１ｍｍＲ）に加工し、各試験片に対して１０００〜１５００ＭＰａとなるように８８０℃〜９５０℃で焼入れし、表２に示すような温度で焼戻しをする調質をした。このようにして製作した各試験片を用いて引張特性および下記方法で遅れ破壊特性を調べた。その結果を表２に示す。
【００２６】
遅れ破壊試験は、上記曲げ型促進試験片を使用して片持曲げ荷重を負荷し、０．１Ｎ−ＨＣｌ水溶液を試験片の切欠部に滴下しながら破断するまでの時間を測定した。各試験片の遅れ破壊特性は、静曲げ強度（σＳＢ）に対する３０時間後の遅れ破壊強度（σ３０ｈｒ）との比、すなわち遅れ破壊強度比σ３０ｈｒ／σＳＢで表した。
【００２７】
【表２】
【００２８】
表２の結果によると、本発明例の高強度ボルト用鋼は、いずれも冷間伸線において途中で断線したり、硬化して引き抜けなかったものがないので、加工性に優れており、また遅れ破壊強度比も０．７４〜０．７７の範囲に入っており、耐遅れ破壊性に優れていることが分かる。
これに対して、Ｃ又はＳｉ含有量が本発明より高い比較例 No.７と８の鋼は、冷間伸線において途中で断線又は硬化して引き抜くことは不可能となり、冷間加工性が低いことを示している。
【００２９】
ＰおよびＳ含有量が本発明より高い比較例 No.９の鋼は、遅れ破壊強度比が０．３４であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃｒ又はＭｏ含有量が本発明より高い比較例 No.10と11の鋼は、冷間伸線において途中で断線又は硬化して引き抜くことが困難であり、冷間加工性が低いことを示している。
Ｖ含有量が本発明より高い比較例 No.12の鋼は、遅れ破壊強度比が０．５０であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｔｉ含有量が本発明より低い比較例 No.13の鋼およびＰ，ＡｌおよびＮ含有量が本発明より高い比較例 No.14の鋼は、高強度ボルトに要求される耐力比０．９を確保できず、粒度番号６．５以下の粗粒であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
【００３０】
Ｂ含有量が本発明より低い比較例 No.15の鋼は、遅れ破壊強度比が０．６１であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＴｉ含有量が本発明より低く、Ｍｎ含有量が本発明より高い比較例 No.16の鋼（特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、粒度番号４．５の粗粒であり、遅れ破壊強度比が０．３７であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃ，Ｍｏ，ＶおよびＴｉ含有量が本発明より低く、Ｍｎ含有量が本発明より高い比較例 No.17の鋼およびＭｏ含有量が本発明より低い比較例 No.18の鋼（いずれも特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、遅れ破壊強度比が０．５５と０．５９であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
ＣおよびＴｉ含有量が本発明より低い比較例 No.19の鋼（特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、焼戻し温度が高いため、引張強さおよび耐力が低く、また遅れ破壊強度比も０．７１であり、耐遅れ破壊性も良くなかった。
【００３１】
Ｃｒ含有量が本発明より高く、Ｍｏ含有量が本発明より低く、かつＶ，ＴｉおよびＢを含有しないＪＩＳのＳＣＭ４４０の鋼で、焼戻し温度が本発明の高強度ボルトの製造方法の温度と同じである比較例 No.20の鋼は、焼戻し温度が高いため、引張強さおよび耐力が低く、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
また、上記比較例 No.20と同じＪＩＳのＳＣＭ４４０の鋼で、本発明の高強度ボルトの製造方法の焼戻し温度より低い普通の温度で焼戻しをした比較例 No.21の鋼は、焼戻し温度が適していたため、引張強さおよび耐力が高かったが、遅れ破壊強度比が０．３６であり、耐遅れ破壊性が良くなかった。
【００３２】
成分組成が本発明の範囲（鋼種 No.Ｂ）の鋼で、焼戻し温度が本発明より低い比較例 No.22と23の鋼は、加工性、引張強さおよび耐力には問題がなかったが、遅れ破壊強度比が０．５９と０．４２であり、耐遅れ破壊性が良くなかった。
これら２つの結果から、成分組成が本発明の範囲（鋼種 No.ＢとＥ）の鋼でも焼戻し温度が本発明より低いと、耐遅れ破壊性が良くならないことが分かる。
【００３３】
実施例２
表３に示す成分組成を有する本発明例および比較例の鋼をいずれも直径２２ｍｍの線材に圧延し、Ｍ１０フランジ付き六角ボルトに加工した後、９２５℃から焼入れ後、６００℃または６２５℃で焼戻しを施し（但し、比較例Ｗ（比較例２８）についてのみ、焼入れ温度８５０℃、焼戻し温度４６０℃）、１３Ｔ強度域に調質した後に硬さ、引張強度、下記方法で遅れ破壊特性を試験し、その結果を下記表４に示す。なお、比較例Ｗは、ＪＩＳのＳＣＭ４４０である。
遅破壊試験は、上記ボルトを治具に取付けて、各ボルトが弾性限界に達する降伏点にて締付け、１５質量％の塩酸水溶液に２分間浸漬した後、洗浄、乾燥し、２４時間大気中に放置させるサイクルを１サイクルとし、これを１４サイクルまで継続した時の、各鋼種５本の中の破損ボルト数比較にて行った。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
表４の結果によると、本発明例のボルトは、いずれも５本中１本も破損が生じなかことから、比較例のボルトに対して良好を耐遅れ破壊特性を示していることが分かる。
【００３７】
【発明の効果】
本発明の高強度ボルト用鋼は、上記成分組成にするとともに、焼入れおよび焼戻し温度を適正にすることにより引張強さおよび耐力が高く、加工性が良く、さらに耐遅れ破壊性が良くなるという優れた効果を奏する。さらに、本発明の高強度ボルトは、引張強さおよび耐力が高いとともに、耐遅れ破壊性が良いという優れた効果を奏する。また、本発明の高強度ボルトの製造方法は、上記成分組成ならびに焼入れおよび焼戻し温度にすることにより引張強さおよび耐力が高いとともに、耐遅れ破壊性が優れた高強度ボルトを製造することができるという優れた効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃量低減等を目的とした各部品の軽量化に伴い、部品の締結用ボルトの分野においても、高強度化の要請がますます強くなってきた。また、ボルトにおいては高強度化ばかりでなく、製造段階でのコストを低下するために冷間加工性がよく、さらに熱処理を簡素化することができるものが要請されるようになってきた。
従来、冷間加工性と耐遅れ破壊性を満足させる発明として特開平１１−２９３４０１号があるが、耐遅れ破壊性については十分でなく、更なる改善が要求されていた。
また、ボルトの高強度化を図るために合金添加量を増して焼入れ硬さを上げたり、焼戻し軟化抵抗を高めたりすることが一般的であった。例えば特開平６−１５８１７０号に記載された発明では、ＭｏやＶを添加して高温焼戻しによる二次硬化を利用してボルトの高強度化を達成している。
【０００３】
しかし、一般に鋼中の合金元素の増加は、ボルト用素材の硬さの上昇を招くため、ボルト形状への冷間加工が困難になる。その冷間加工性を改善するためには軟化させる必要があるが、軟化させるためには１０時間以上の処理時間を要する球状化焼なましを行う必要があるので、コストが高くなるという問題点がある。特に、引張強さが１３００ＭＰａを超える高強度ボルトの製造にあたっては、「線材圧延→球状化焼なまし→冷間伸線→球状化焼なまし→ボルト頭部ヘッダーの成形」のように、２回の球状化焼なまし工程が必要であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、圧延後球状化焼なましをしなくても冷間加工でボルト頭部ヘッダーを成形することができるとともに、調質後の引張強さが１３００ＭＰａを超え、更に耐遅れ破壊性にも優れた高強度ボルト用鋼、調質後の引張強さが１３００ＭＰａを超え、耐遅れ破壊性にも優れた高強度ボルトおよびその製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは、高強度ボルトに用いる鋼の成分組成および熱処理条件等について研究したところ、高強度ボルト用鋼のＣｒを１．２０％以下にすると球状化焼なましをしなくても冷間加工でボルト頭部ヘッダーを成形することができること、Ｃｒを低下することによる焼入性の低下はＢを添加して補えばよいこと、ＭｏおよびＶを含有させることにより耐遅れ破壊性が改善されること、Ｔｉを含有させることにより、高温焼入れにおいても結晶粒の粗大化が防止できること、上記鋼は５７５℃以上の高温焼戻しをすることによりＭｏおよびＶの炭窒化物の析出による二次硬化をするので、ボルトに成形後焼入れおよび５７５℃以上の高温焼戻しを施せば１３００ＭＰａ以上の引張強さが得られ、かつ耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することができること等の知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【０００６】
すなわち、本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼においては、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
【０００７】
さらに、本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトにおいては、成分組成をＣ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
【０００８】
また、本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法においては、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を素材とし、当該素材を冷間成形した後８８０℃以上の温度で焼入れを施し、５７５℃以上の温度で焼戻しを施すことである。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法において成分組成を上記のように特定した理由を説明する。
Ｃ：０．３２〜０．４２％
Ｃは、熱処理によって所要の強度を得るために有効であるので、そのために含有させる元素である。引張強さを１３００ＭＰａ以上にするためには０．３２％以上含有させる必要があるが、多くなると冷間加工性および耐遅れ破壊性が劣化するので、上限を０．４２％とする。
【００１０】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、オーステナイト域に加熱すると粒界酸化を助長し、酸化された部分を起点として遅れ破壊をもたらすとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を劣化させる元素であるので、低いほうが望ましく、その上限を０．１５％とする。
【００１１】
Ｍｎ：０．４０％以下
Ｍｎは、鋼溶製時の脱酸剤であり、また焼入れ性を向上させるので、それらのために含有させる元素であるが、Ｓｉと同様にオーステナイト域に加熱すると粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性が劣化するとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を劣化させるので、その上限を０．４０％、好ましくは０．３０％とする。
【００１２】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、オーステナイト域に加熱するとオーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させて耐遅れ破壊性を劣化させるので、その含有量を０．０１５％以下とする。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、Ｐと同様にオーステナイト域に加熱するとオーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させて耐遅れ破壊性を劣化させるとともに、ＭｎＳを形成して耐遅れ破壊性を劣化させるので、その含有量を０．００８％以下とする。
【００１３】
Ｃｒ：０．３５〜１．２０％
Ｃｒは、焼入性を向上させるので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．３５％以上含有させる必要があるが、多くなるとオーステナイト域に加熱した場合粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊性が劣化するとともに、圧延後の線材の硬さを高めて冷間加工性を低下させるので、その上限を１．２０％、好ましくは０．９５％とする。なお、０．３５〜１．２０％の範囲であっても、ボルトの寸法等に応じてその添加量を調整するほうが好ましい。
【００１４】
Ｍｏ：０．７０〜１．００％
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、結晶粒の微細化およびオーステナイト粒界の強度向上に寄与し、更に焼戻し時に十分な二次硬化および良好な耐遅れ破壊性を得ることができる、すなわち、５７５℃を上回る焼戻し温度においても１３００ＭＰａ以上の高強度および優れた耐遅れ破壊性を得ることができるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るためには０．７０％以上含有させる必要があるが、多くなると効果が飽和するのみならず、巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存して靱性を低下させるので、その上限を１．００％とする。
【００１５】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
Ｖは、Ｍｏと同様に焼戻し時に十分な二次硬化および耐遅れ破壊性を得ることができるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るためには０．０５％以上含有させる必要があるが、多過ぎると巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存して二次硬化に寄与するＶ固溶量が飽和するので、その上限を０．２５％とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．１２〜０．２２％
Ｔｉは、焼戻し時の二次硬化に寄与するＭｏおよびＶを焼入れ時に十分溶け込ますためには８８０℃以上の高温焼入れが必要であるが、一方において結晶粒の粗大化を招くので、これを抑えるために必要な元素である。すなわち、微細な炭化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与するので、それらのために必要な元素である。その効果を得るには０．１２％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎても効果が飽和するので、その上限を０．２２％、好ましくは０．２０％とする。
【００１７】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、微細な炭・窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与し、また耐遅れ破壊性の向上に寄与するので、それらのために必要な元素であるが、０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するので、その上限を０．１０％とする。このＮｂは、ＡｌＮやＴｉＣによる結晶粒微細化効果が不十分な場合、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を析出させ、その析出物を利用するために含有させるものである。
【００１８】
Ａｌ：０．００５〜０．０３５％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成して結晶粒を微細化し、靱性を向上させるので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要があるが、多過ぎると地疵となるＡｌ2 Ｏ3 の大型介在物を生成し、疲労破壊の起点になるので、その上限を０．０３５％とする。
【００１９】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、ＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成して結晶粒を微細化し、靱性を向上させるので、そのために含有させる元素であるが、Ｎが多量にあると溶湯中で優先的にＴｉと結合して粗大なＴｉＮを形成し、これが靱性の低下を招くので、その上限を０．０１０％以下とする。
【００２０】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、焼入性の向上に寄与するとともに、焼入れ時にオーステナイト粒界に優先して析出し、ＰやＳ等の遅れ破壊強度を劣化させる元素の偏析を防止する効果があるので、それらのために含有させる元素である。それらの効果を得るには０．０００５％以上含有させる必要があるが、多量に含有させても効果が飽和するのでその上限を０．００３０％とする。
【００２１】
次に、焼入れ温度を８８０℃および焼戻し温度を５７５℃以上にする理由について説明する。
本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法は、ＭｏやＶ系炭化物の析出による二次硬化を利用するものである。この二次硬化を十分に得るためには８８０℃以上の高温によりＭｏとＶを十分に溶け込ます必要がある。さらに、これらの炭化物を析出させて十分な二次硬化を得るためには５７５℃以上で焼戻しをする必要がある。焼戻し温度が６５０℃以上になると、軟化が始まり、１３００ＭＰａ以上の強度が得られないので、６５０℃以下が好ましい。
【００２２】
本発明の冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼の製造方法の一例は、この種の鋼の通常の方法で溶製した後造塊し、分塊鍛造又は分塊圧延で鋼片にした後、熱間圧延により線材とし、その後例えば８１０〜８９０℃で１時間保持した後徐冷する焼なましを施すことにより冷間成形が可能な硬さレベルまで軟化することである。
【００２３】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例および比較例の鋼をそれぞれ溶製した後造塊し、各鋼を直径１０ｍｍの線材に圧延した。本発明例および比較例 No.１６と１７（ＳＣＭ４４０）を除く比較例の鋼の線材は、圧延後８３０〜８７０℃で１時間保持して徐冷する焼なましを施した。また上記比較例 No.２０と２１は、７６０℃で１０時間保持して徐冷する球状化焼なましを施した。
焼なまし又は球状化焼なまし線材の断面硬さを表２に示す。冷間伸線はボルト軸部の寸法公差を確保するために行うが、ここでは１０ｍｍの線材を皮膜処理後、８．５ｍｍまで途中で焼なまし又は球状化焼なましを施すことなく伸線した。途中で断線したり、硬化して引き抜けなかったものを冷間伸線否とし表２中に×で標記した。
【００２４】
【表１】
次に、伸線をした線材を引張試験片（縮小ＪＩＳ４号試験片）および遅れ破壊試験片（曲げ型促進試験片で、直径６ｍｍ、環状切欠底直径４ｍｍ、切欠半径０．１ｍｍＲ）に加工し、各試験片に対して１０００〜１５００ＭＰａとなるように８８０℃〜９５０℃で焼入れし、表２に示すような温度で焼戻しをする調質をした。このようにして製作した各試験片を用いて引張特性および下記方法で遅れ破壊特性を調べた。その結果を表２に示す。
【００２６】
遅れ破壊試験は、上記曲げ型促進試験片を使用して片持曲げ荷重を負荷し、０．１Ｎ−ＨＣｌ水溶液を試験片の切欠部に滴下しながら破断するまでの時間を測定した。各試験片の遅れ破壊特性は、静曲げ強度（σＳＢ）に対する３０時間後の遅れ破壊強度（σ３０ｈｒ）との比、すなわち遅れ破壊強度比σ３０ｈｒ／σＳＢで表した。
【００２７】
【表２】
表２の結果によると、本発明例の高強度ボルト用鋼は、いずれも冷間伸線において途中で断線したり、硬化して引き抜けなかったものがないので、加工性に優れており、また遅れ破壊強度比も０．７４〜０．７７の範囲に入っており、耐遅れ破壊性に優れていることが分かる。
これに対して、Ｃ又はＳｉ含有量が本発明より高い比較例 No.７と８の鋼は、冷間伸線において途中で断線又は硬化して引き抜くことは不可能となり、冷間加工性が低いことを示している。
【００２９】
ＰおよびＳ含有量が本発明より高い比較例 No.９の鋼は、遅れ破壊強度比が０．３４であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃｒ又はＭｏ含有量が本発明より高い比較例 No.10と11の鋼は、冷間伸線において途中で断線又は硬化して引き抜くことが困難であり、冷間加工性が低いことを示している。
Ｖ含有量が本発明より高い比較例 No.12の鋼は、遅れ破壊強度比が０．５０であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｔｉ含有量が本発明より低い比較例 No.13の鋼およびＰ，ＡｌおよびＮ含有量が本発明より高い比較例 No.14の鋼は、高強度ボルトに要求される耐力比０．９を確保できず、粒度番号６．５以下の粗粒であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
【００３０】
Ｂ含有量が本発明より低い比較例 No.15の鋼は、遅れ破壊強度比が０．６１であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＴｉ含有量が本発明より低く、Ｍｎ含有量が本発明より高い比較例 No.16の鋼（特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、粒度番号４．５の粗粒であり、遅れ破壊強度比が０．３７であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
Ｃ，Ｍｏ，ＶおよびＴｉ含有量が本発明より低く、Ｍｎ含有量が本発明より高い比較例 No.17の鋼およびＭｏ含有量が本発明より低い比較例 No.18の鋼（いずれも特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、遅れ破壊強度比が０．５５と０．５９であり、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
ＣおよびＴｉ含有量が本発明より低い比較例 No.19の鋼（特開平１１−２９３４０１号の発明のもの）は、焼戻し温度が高いため、引張強さおよび耐力が低く、また遅れ破壊強度比も０．７１であり、耐遅れ破壊性も良くなかった。
【００３１】
Ｃｒ含有量が本発明より高く、Ｍｏ含有量が本発明より低く、かつＶ，ＴｉおよびＢを含有しないＪＩＳのＳＣＭ４４０の鋼で、焼戻し温度が本発明の高強度ボルトの製造方法の温度と同じである比較例 No.20の鋼は、焼戻し温度が高いため、引張強さおよび耐力が低く、高強度ボルト用鋼として適していないことを示している。
また、上記比較例 No.20と同じＪＩＳのＳＣＭ４４０の鋼で、本発明の高強度ボルトの製造方法の焼戻し温度より低い普通の温度で焼戻しをした比較例 No.21の鋼は、焼戻し温度が適していたため、引張強さおよび耐力が高かったが、遅れ破壊強度比が０．３６であり、耐遅れ破壊性が良くなかった。
【００３２】
成分組成が本発明の範囲（鋼種 No.Ｂ）の鋼で、焼戻し温度が本発明より低い比較例 No.22と23の鋼は、加工性、引張強さおよび耐力には問題がなかったが、遅れ破壊強度比が０．５９と０．４２であり、耐遅れ破壊性が良くなかった。
これら２つの結果から、成分組成が本発明の範囲（鋼種 No.ＢとＥ）の鋼でも焼戻し温度が本発明より低いと、耐遅れ破壊性が良くならないことが分かる。
【００３３】
実施例２
表３に示す成分組成を有する本発明例および比較例の鋼をいずれも直径２２ｍｍの線材に圧延し、Ｍ１０フランジ付き六角ボルトに加工した後、９２５℃から焼入れ後、６００℃または６２５℃で焼戻しを施し（但し、比較例Ｗ（比較例２８）についてのみ、焼入れ温度８５０℃、焼戻し温度４６０℃）、１３Ｔ強度域に調質した後に硬さ、引張強度、下記方法で遅れ破壊特性を試験し、その結果を下記表４に示す。なお、比較例Ｗは、ＪＩＳのＳＣＭ４４０である。
遅破壊試験は、上記ボルトを治具に取付けて、各ボルトが弾性限界に達する降伏点にて締付け、１５質量％の塩酸水溶液に２分間浸漬した後、洗浄、乾燥し、２４時間大気中に放置させるサイクルを１サイクルとし、これを１４サイクルまで継続した時の、各鋼種５本の中の破損ボルト数比較にて行った。
【００３４】
【表３】
【表４】
表４の結果によると、本発明例のボルトは、いずれも５本中１本も破損が生じなかことから、比較例のボルトに対して良好を耐遅れ破壊特性を示していることが分かる。
【００３７】
【発明の効果】
本発明の高強度ボルト用鋼は、上記成分組成にするとともに、焼入れおよび焼戻し温度を適正にすることにより引張強さおよび耐力が高く、加工性が良く、さらに耐遅れ破壊性が良くなるという優れた効果を奏する。さらに、本発明の高強度ボルトは、引張強さおよび耐力が高いとともに、耐遅れ破壊性が良いという優れた効果を奏する。また、本発明の高強度ボルトの製造方法は、上記成分組成ならびに焼入れおよび焼戻し温度にすることにより引張強さおよび耐力が高いとともに、耐遅れ破壊性が優れた高強度ボルトを製造することができるという優れた効果を奏する。
Claims (6)
- 質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼。
- Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする冷間加工性および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼。
- Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
- Ｃ：０．３２〜０．４２％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３５〜１．２０％、Ｍｏ：０．７０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０．１２〜０．２２％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＢ：０．０００５〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
- 上記請求項３記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法において、上記請求項３に記載した成分組成の鋼を素材とし、当該素材をボルト形状に冷間成形した後８８０℃以上の温度で焼入れを施し、５７５℃以上の温度で焼戻しを施すことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法。
- 上記請求項４記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法において、上記請求項４に記載した成分組成の鋼を素材とし、当該素材をボルト形状に冷間成形した後８８０℃以上の温度で焼入れを施し、５７５℃以上の温度で焼戻しを施すことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法。
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