JP4427012B2

JP4427012B2 - 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

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Publication number: JP4427012B2
Application number: JP2005212216A
Authority: JP
Inventors: 卓吉田; 敏三樽井; 学久保田; 英樹松田; 忠司大谷; 孝樹水野
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-07-22
Filing date: 2005-07-22
Publication date: 2010-03-03
Anticipated expiration: 2025-07-22
Also published as: US7510614B2; US20070017610A1; DE602006004513D1; CN1900344A; EP1746177B1; CN100554477C; EP1746177A1; JP2007031734A

Description

本発明は、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に関し、特に１４００ＭＰａ級以上の引張強度を有する、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に関するものである。

自動車、機械、橋梁、土木建築等、各種産業分野において使用される高強度ボルトは、その素材となる鋼が、例えば、ＪＩＳＧ４１０４、ＪＩＳＧ４１０５に規定されるクロム鋼（ＳＣｒ）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ）であって、Ｃ濃度が質量％で０．２０〜０．３５％の中炭素鋼であり、その鋼に焼入れ、焼戻し処理が施されて製造されている。しかし、上記の鋼材は、引張強度が１３００ＭＰａを超えると水素脆化の危険性、特に、使用中に環境から侵入する水素に起因する遅れ破壊現象の危険性が高まることがよく知られている。そのため、例えば、建築向けの場合、ＳＣｒ鋼、ＳＣＭ鋼の適用は、引張強度が１１５０ＭＰａ級の鋼材が上限となっているのが現状であり、それ以上の高強度材が安全に使用可能とするためには、耐遅れ破壊特性に代表される耐水素脆化特性の向上が必須の条件となる。

高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる従来の知見として、例えば、特許文献１では、ミクロ組織中の旧オーステナイト粒を微細化させること、ベイナイト組織化させること等のミクロ組織制御が有効であると提案している。

旧オーステナイト粒の微細化技術に関しては、上記の従来技術以外にも特許文献２、特許文献３、特許文献４でも提案されているが、いずれの場合ともに耐遅れ破壊特性の大幅な改善には至っていないことは既に特許文献５で指摘されている。

また、ベイナイト組織化させる方法は、耐遅れ破壊特性の改善効果は認められるものの、ベイナイト組織化処理に要する製造コストの上昇が課題である。加えて、ミクロ組織をベイナイト組織にした場合、一般的にマルテンサイト組織の場合よりも強度は低下する傾向にあり、特に本発明で示すような引張強度が１４００ＭＰａ以上の高強度を確保するには、合金化学成分の更なる添加等の対策が必須条件となって、製造コスト高を誘発し経済的効果が薄れてしまう。

一方、前述の特許文献５では、鋼中に水素をトラップさせる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物を分散分布させることにより、遅れ破壊を発現させる臨界の水素量（以下、限界拡散水素量と表記する）を増加させることにより、耐遅れ破壊特性を向上させることが提案されている。この発明において、耐遅れ破壊特性を向上させる機構の一つに焼入れ・焼戻し処理で生成する炭化物を活用する方法が挙げられている。この耐遅れ破壊特性を向上させるためには、水素をトラップさせる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物を最適に分散分布させる化学成分、および焼入れ焼戻し等の熱処理条件の限定が必須である。

特公平０３−２４３７４４号公報特公昭６１−０６４８１５号公報特公昭６４−００４５６６号公報特公平０３−２４３７４５号公報特開２０００−０２６９３４号公報

本発明は、高強度化に伴い特に問題として現出する遅れ破壊現象に代表される水素脆化を有利に防止することのできる、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を提供することを課題とするものである。

上記課題に対し、鋼材の化学成分、製造方法、およびミクロ組織形態について鋭意検討し、特に、製造方法については、ボルト製作工程までを含めた加工およびミクロ組織制御方法をさらに検討して初めて本発明を成すに至った。

本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．８〜６％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ねじ底部の表面から少なくても５０μｍまでの表層部の旧オーステナイト粒の軸方向と半径方向のアスペクト比が２以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上であるとともに、ねじ底部の表層の圧縮残留応力が引張強さの１０〜９０％であり、ねじ底部の表面から少なくても５０μｍまでの表層部のビッカース硬さが４６０以上であ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。
（２）さらに、質量％で、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０１〜１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（３）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（４）遅れ破壊限界拡散性水素量が１ｐｐｍ以上であることを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（５）上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼材を用いてボルト頭部および軸部の成形加工をした後、９００℃以上１１００℃以下の温度域に加熱し、焼入れ処理した後、５８０℃以上の温度域での焼戻し処理を行い、その後ねじ転造を行うことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
（６）前記ねじ転造を行った後、更に１５０〜５００℃に加熱処理することを特徴とする、上記（５）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。

本発明は、上述した各種問題点を解決し、遅れ破壊現象に代表される水素脆化を防止する高強度ボルトの提供が可能となる。

まず、本発明において、鋼材の化学成分を限定した理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。

Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するが、０．２％未満では、焼入れ熱処理時に、十分な焼きが入らず強度が不足する。一方、０．６％を超える過剰の添加は、強度の過剰な上昇、割れ感受性の上昇等、基本材質特性の低下が発生する。したがって、Ｃ濃度の限定範囲を０．２〜０．６％とした。

Ｓｉは、脱酸元素として機能することに加えて、母材の強度確保に必要な成分であるが、０．０５％未満では、殆ど強度向上に寄与せず、一方、０．５％超では、添加量に見合う効果が期待できないことから、Ｓｉ濃度の限定範囲を０．０５〜０．５％とした。

Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保のために、０．１％以上添加する必要があるが、２％を超える添加は、強度の過剰な上昇、ミクロ偏析増大化等の理由により耐水素脆化特性を損なう。したがって、Ｍｎ濃度の限定範囲を０．１〜２％とした。

Ｍｏは、炭化物を生成する合金元素である。本発明では、この炭化物の析出により、常温および高温強度を確保するのみならず、その析出物界面は水素のトラップサイトとして機能することが明らかとなった。０．５％未満では、充分な強化、および水素トラップ機能を発揮できず、一方、６％超では、焼入れ性が上昇しすぎて、母材靭性を損なう。したがって、Ｍｏ濃度の限定範囲を０．５〜６％とした。なお、Ｍｏの含有量の下限は、実施例に基づき、０．８％とする。

Ａｌは、強力な脱酸元素であるが、０．００５％未満では、十分な脱酸効果は得られない。一方、０．５％を超えても効果は飽和する。したがってＡｌ濃度の限定範囲を０．００５〜０．５％とした。

上記の成分に加えて、本発明においては、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種以上を選択的に添加することができる。

Ｖは、単独で、あるいは他の炭化物、炭窒化物構成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂと複合して、炭化物、炭窒化物を構成し、析出強化および水素トラップ能向上に寄与する合金元素である。Ｖ添加量が０．０５％未満では炭窒化物の析出量が不十分で、上記効果が得られず、一方、１％超では、炭窒化物の析出量が過剰となり、靭性を損なう。以上から、Ｖ濃度の限定範囲を０．０５〜１％とした。

Ｔｉは、単独で、あるいはＶやＮｂと複合して炭窒化物を構成する合金元素であり、析出強化に寄与するとともに、その析出物は水素トラップとして機能することにより、遅れ破壊等の耐水素脆化特性を向上させる。Ｔｉ濃度が０．０１％未満では析出量が不十分であるために、析出強化および水素トラップとしての機能は不十分であり、１％を超える場合は、溶体化温度が高くなり工業的に使用される加熱炉での溶体化は不十分で、粗大な炭窒化物が分散し、析出強化への寄与および水素トラップ能が不十分となる。したがって、Ｔｉ濃度の限定範囲を０．０１〜１％とした。

Ｎｂは、単独で、あるいはＶやＴｉと複合して炭窒化物を構成する合金元素であり、析出強化に寄与するとともに、その析出物は水素トラップとして機能することにより、遅れ破壊等の耐水素脆化特性を向上させる。Ｎｂ濃度が０．０１％未満では析出量が不十分であるために、析出強化および水素トラップとしての機能は不十分であり、一方、１％を超える場合は、溶体化温度が高くなり工業的に使用される加熱炉での溶体化は不十分で、粗大な炭窒化物が分散し、析出強化への寄与および水素トラップ能が不十分となる。以上から、Ｎｂ濃度の限定範囲を０．０１〜１％とした。

次に、上記の成分に加えて、本発明において選択的に添加する合金元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの濃度範囲に係る規定理由について説明する。

Ｃｒは、焼入れ性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果が充分に発揮できず、一方、２％を超えると靭性の低下、冷間加工性の劣化を招く。したがって、Ｃｒ濃度の限定範囲を０．１〜２％とした。

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、熱処理時の焼入れ性を向上させて引張強さを向上させるために添加する。Ｎｉ濃度が０．０５％未満ではその効果が少なく、１％を超えても濃度に見合う効果を発揮できないため、０．０５〜１％に限定した。

Ｃｕは、焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果を発揮することができず、０．５％を超えると熱間加工性が低下するため、０．０５〜０．５％に限定した。

Ｂは、粒界破壊を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。さらに、Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析して、焼入れ性を著しく向上させるが、０．０００３％未満ではその効果を発揮することができず、０．０１％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜０．０１％にＢの濃度範囲を限定した。

本発明において不可避不純物であるＰ、Ｓ、Ｎについては特に限定しないものの、耐遅れ破壊特性を向上させる観点から、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０６％以下、Ｎは０．０１％以下が好ましい条件である。

次に、本発明におけるボルトねじ底表層部の残留応力の限定理由について説明する。ボルトを締結する場合、ボルト長手方向に引張応力が付与される。このとき、ねじ底部には応力集中が作用し、破断に至る場合には、このねじ底部が破断起点となる。このねじ底部に圧縮残留応力が付与される場合、ボルト締結時にねじ底にかかる引張応力は圧縮残留応力と相殺されることになり、起点部の応力状態は緩和されて、遅れ破壊による破断が発生しにくくなる。このねじ底部の表層の圧縮残留応力が引張強さの１０％未満である場合は圧縮残留応力による引張応力相殺効果は不十分で遅れ破壊抑制効果は軽微であり、一方、ねじ底部の表層の圧縮残留応力が引張強さの９０％を超えても効果が飽和するため、圧縮残留応力は引張強さの１０〜９０％に限定した。

次に、ねじ底部の表層のミクロ組織について限定した理由について説明する。遅れ破壊起点部周辺の破断面は主として粒界割れである。ねじ底部から発生するき裂が中心部へ伝播する際、扁平していない場合と比較して、旧オーステナイト粒が軸方向に扁平する場合、粒界は半径方向に対し垂直に近い角度で分布することになり、旧オーステナイト粒によるき裂伝播抵抗が増す。このき裂伝播抵抗を旧オーステナイト粒の軸方向と半径方向のアスペクト比で示すと、このアスペクト比が２以上であれば、き裂伝播方向と粒界面との間に充分な角度が確保され、き裂伝播抵抗として充分に機能する。また、粒界割れは破断起点である表層の外表面から半径中心方向にほぼ５０μｍの厚さに分布しており、この領域でのアスペクト比を限定した。以上から、ねじ底部表層のミクロ組織についての限定条件を表面から少なくても５０μｍまでの表層部の旧オーステナイト粒の軸方向と半径方向のアスペクト比で２以上とした。

また、耐水素脆化特性を向上させるために、上述したように表層部分のき裂伝播抵抗を高める方法以外に水素トラップ能を向上させる方法も挙げられる。すなわち、表層部に水素トラップサイトを分布させることにより、水素脆化破断にいたる限界拡散性水素量（鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ４５４参照。）を向上させて、耐水素脆化特性を向上させる機構を指す。表層部に付与できる具体的な水素トラップサイトとしては冷間または温間加工による転位の導入が考えられることから、加工に伴い上昇する硬度値で耐水素脆化特性向上の条件を規定した。ＪＩＳＺ２２４４に準拠したビッカース硬度値で４６０未満の場合、加工により導入される転位密度の上昇が充分でないため、具体的条件としてビッカース硬度値で４６０以上とした。また、この硬度が確保すべき領域を表面から半径中心方向に少なくても５０μｍの厚さに限定したのは、上述したように粒界割れは破断起点である表層から半径中心方向にほぼ５０μｍの厚さに分布していることから、耐水素脆化特性を向上させるために、この領域での水素トラップ量を向上させることが必要条件となるためである。

次に、ボルトの遅れ破壊限界拡散性水素量（鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ４５４参照。）について１ｐｐｍ以上と規定した理由を説明する。多くの使用環境において環境から侵入する水素量は１ｐｐｍ未満であることが多いことから、ボルトの遅れ破壊限界拡散性水素量の限定条件として、遅れ破壊が発生しない限界拡散性水素量を１ｐｐｍ以上とした。なお、限界拡散性水素量を１ｐｐｍ以上とすることは、先述したように水素トラップとして機能する析出物を分散分布させるための化学成分、熱処理条件、および転位導入などの加工条件などを選定することにより実現させることができる。

本発明で限定した化学成分の限定範囲は、すべて合金炭窒化物が析出できる領域に含まれていることから、この合金炭窒化物を水素トラップサイトとして機能させるためには焼入れ処理での合金元素の固溶に続いて焼戻し処理での合金炭窒化物再析出プロセスが必須となる。このとき、焼入れ前の溶体化処理温度域を９００℃以上１０００℃以下としたのは、９００℃未満では溶体化が不十分で未固溶の炭化物が残存し、強度向上および遅れ破壊特性向上に有効に機能しないためであり、１０００℃超ではオーステナイト結晶粒の成長が著しくなり、結晶粒粗大化により低応力破壊に代表される強度低下が発生するためである。焼入れに関してはマルテンサイト組織が得られる冷却速度が確保されれば、焼入れ媒体およびその温度は特に限定しない。なお、焼入れ媒体には油、水、ガス流体などが上げられる。また、焼戻し温度を５８０℃以上に限定したのは、５８０℃未満の焼戻し温度では再析出が不十分であるためである。

上記の熱処理後、ねじ転造を行うのは遅れ破壊等の水素脆化の起点となりやすいボルトねじ底部に、先述したような加工導入で耐水素脆化特性を向上させるためである。熱間加工でねじ転造した場合、旧オーステナイト粒の軸方向と半径方向のアスペクト比が上昇することによりき裂の伝播抵抗が増し、耐水素脆化特性は向上する。一方、冷間加工または温間加工でねじ転造した場合、表層部に転位が導入されて水素トラップ能が向上することにより、耐水素脆化特性は向上する。

ねじ転造後、１５０〜５００℃に加熱処理するのは、表層部の過剰な硬度上昇を抑制して、割れ感受性を低下させることにより、耐水素脆化特性を向上させる目的で実施する。１５０℃よりも低い温度であれば硬度上昇の抑制が不十分であり、５００℃よりも高い温度であれば、硬度低下が著しくなるため、１５０〜５００℃の温度範囲に限定した。

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、２に示す化学成分を有する供試材から、丸棒鋼材を製造し、溶体化、焼入れ、焼戻しの順に熱処理を施した。ここで、焼入れ処理は６０℃の油焼入れを実施した。ねじ転造は、焼戻し後に実施するもの（表中では「熱処理後」と表記。）と溶体化焼入れ前に実施するもの（表中では「熱処理前」と表記。）の２水準に分類される。また、「熱処理後」にねじ転造したボルトをさらに再び熱処理する条件については、「ねじ転造後再熱処理温度」の欄にその熱処理温度を記した。この欄において空欄となっているものは、ねじ転造後再熱処理を実施していない。

アスペクト比、圧縮残留応力、硬度の規定範囲については表層部に限定している。ここで、表層部と記しているのは、ボルト表面から中心部に向けて厚さ５０μｍまでの領域を指す。アスペクト比については、ボルトを軸方向に垂直に鋼材を切断し断面のミクロ観察を行うことにより、値を求めた。値の導出には、無作為に抽出した２０個以上の旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を光学顕微鏡で測定し、その平均値を採用した。硬度については、上記と同一の断面表層部の荷重５００ｇｆでマイクロビッカース硬度を３点以上測定し、その平均値を採用した。圧縮残留応力についてはＸ線回折法により測定し、引張強さに対する割合（％）で表示した。

限界拡散性水素量は、電解チャージ法（鋼材をチオシアン酸アンモニウム水溶液中に浸漬した状態で鋼材表面にアノード電位を発生させて水素を鋼材中に取り込む方法）によりボルト中に種々の濃度の水素を導入し、表面をＣｄめっきでボルト中の水素の散逸を防止させた上で、ボルトを引張強度の９０％の引張応力条件で定荷重試験にて、最大１００ｈｒ保持し、その間に破断したボルトおよび破断しなかったボルトをガスクロマトグラフ装置による昇温分析法にて水素量を測定し、破断しないボルトの最大水素量を限界拡散性水素量と定義し、その水素濃度を評価した。なお、拡散性水素量とは、室温で放置する場合において、水素が散逸する水素を指し、本発明においては１００℃／ｈｒの昇温分析で室温から４００℃までに放出される水素の累積量として定義した。

本発明鋼は、表１中の試験Ｎｏ．１から１６である。比較鋼として、試験Ｎｏ．１７から３７を示すが、いずれも、成分、製造条件（熱処理、ねじ転造タイミング）、表層部のミクロ組織（アスペクト比）および機械特性（圧縮残留応力、ビッカース硬度）、限界拡散水素量の少なくともいずれか１つ以上は、本発明の請求範囲から逸脱する。

なお、表１の比較鋼の、成分条件、製造条件、ミクロ組織および機械特性のデータのうち、本発明の請求範囲から外れているデータにはアンダーラインを付して表示している。

以上の実施例からも明らかなごとく、引張強度が１４００ＭＰａ以上の高強度ボルトにおいて耐遅れ破壊特性に代表される耐水素脆化特性を大幅に向上させることが可能となった。自動車分野をはじめとして、機械、土木建築分野に使用する高強度ボルトへの適用が可能であり、部材軽量化、高効率化、安全性向上等、産業上の効果は極めて顕著である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．２〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｍｏ：０．８〜６％、
Ａｌ：０．００５〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ねじ底部の表面から少なくても５０μｍまでの表層部の旧オーステナイト粒の軸方向と半径方向のアスペクト比が２以上であり、引張強さが１４００ＭＰａ以上であるとともに、ねじ底部の表層の圧縮残留応力が引張強さの１０〜９０％であり、ねじ底部の表面から少なくても５０μｍまでの表層部のビッカース硬さが４６０以上であ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。
さらに、質量％で、
Ｖ：０．０５〜１％、
Ｔｉ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
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に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％
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または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
遅れ破壊限界拡散性水素量が１ｐｐｍ以上であることを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項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ないし３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼材を用いてボルト頭部および軸部の成形加工をした後、９００℃以上１０００℃以下の温度域に加熱し、焼入れ処理した後、５８０℃以上の温度域での焼戻し処理を行い、その後ねじ転造を行うことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
前記ねじ転造を行った後、更に１５０〜５００℃に加熱処理することを特徴とする、請求項５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。