JP4430559B2

JP4430559B2 - 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト

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Publication number: JP4430559B2
Application number: JP2005033529A
Authority: JP
Inventors: 学藤田; 裕一並村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-02-09
Filing date: 2005-02-09
Publication date: 2010-03-10
Anticipated expiration: 2025-02-09
Also published as: JP2006219718A

Description

本発明は、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトに関するものであり、特に、耐遅れ破壊性に優れた引張強度：１３００Ｎ／ｍｍ²以上の高強度ボルト、及び該高強度ボルトの製造に用いられる鋼に関するものである。

一般のボルト用鋼として、特にＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０等のＪＩＳ規定鋼が汎用されているが、これらの鋼材では、引張強度が約１２００Ｎ／ｍｍ²を超えると、一定期間後に突然脆性破壊するいわゆる遅れ破壊が生じ易くなる。そこで遅れ破壊特性の改善を目的に、焼戻し軟化抵抗の向上を図った高強度ボルト用鋼が提案されている。特許文献１や特許文献２には、Ｍｏを増量させ、焼戻し軟化抵抗を向上させることで高温焼戻しを可能にして遅れ破壊特性を向上させることが示されている。また特許文献３には、Ｍｏ、Ｖを複合添加してＦｅ₃Ｃ（セメンタイト）の析出を抑制し、Ｍｏ₂Ｃ等のＭｏ炭化物を析出させることで、高温焼戻しを可能にして遅れ破壊特性を高めている。特許文献４にも、Ｍｏ及びＶを添加して高温焼戻し時に炭化物を析出させることで、軟化抵抗を増大させる旨示されている。また特許文献５には、Ｍｏを含む鋼材を用いてボルト形状に成形加工後、焼入れ処理し、引続き４００℃以上で繰り返し焼戻し処理することによって、炭窒化物を微細に析出させて拡散性水素をトラップすることが提案されている。

上記の通り、炭窒化物を多量に析出させて焼戻し軟化抵抗を増加させる等の手段により、耐遅れ破壊性をある程度向上させることはできる。しかし、耐遅れ破壊性をより確実に高めるには不十分であり、更なる改善が必要であると考えられる。
特開平５−１４８５７６号公報特開平５−１４８５８０号公報特許第２７３９７１３号公報特許第２６７０９３７号公報特開平７−１２６７９９号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上と高強度であって耐遅れ破壊性の著しく高められた高強度ボルト、及び該高強度ボルトの製造に用いられる鋼を提供することにある。

本発明に係る高強度ボルト用鋼とは、Ｃ：０．３０〜０．４５％（質量％の意味）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｖ：０．０３〜０．２５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２５％、Ｃｒ：０．８０〜１．２％、Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、残部：Ｆｅおよび不純物であって、
Ｃｒ／Ｃ≧２．３
を満たすと共に、Ｍｏ、Ｖ及びＴｉが下記式（１）を満たすところに特徴がある。
４．０ ≦（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）≦１４．０ …（１）
［式（１）中、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｔｉ]は、それぞれＭｏ、Ｖ、Ｔｉの含有量
（質量％）を示す］

本発明のボルト用鋼は、更に、Ｃｕ及び／又はＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含んでいてもよい。また、Ｚｒ、Ｗ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上を合計で０．５％以下（０％を含まない）、更には、Ｂを０．００５０％以下（０％を含まない）含んでいてもよい。

本発明は、前記ボルト用鋼を用いて得られる高強度ボルトであって、前記成分組成を満たし、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０以上、かつ引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上であるところに特徴を有する耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトも含む。

尚、本発明における上記優れた耐遅れ破壊性とは、後述する実施例で示す通り、環状Ｖノッチ（Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ）を有する直径１０ｍｍの丸棒状試験片を、塩酸水溶液（ＨＣｌ濃度：３５質量％）に１５分間浸漬し、水洗・乾燥した後、大気中で少なくとも１８００Ｎ／ｍｍ²の応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない特性をいう。

本発明の鋼を用いれば、鋼材の耐食性が高められて侵入する水素量が低減し、耐遅れ破壊性の高められた引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上の高強度ボルトを製造することができ、過酷な環境下でも遅れ破壊の極めて生じ難い自動車等に使用される高強度ボルトを供給することができる。

鋼中へ侵入する水素は、鋼材の腐食反応により発生するものが主であり、図１に示す通り、鋼材の腐食反応による腐食減量［｛(初期質量−試験後質量)／初期質量｝×１００］の増加に伴い鋼中への侵入水素量（水素濃度）が増加することが知られている。本発明者らは、この腐食反応を抑制、即ち鋼材の耐腐食性を高めて腐食減量を低減し、鋼中への侵入水素量を低減すれば耐遅れ破壊性を更に向上できると考えた。

ところで、ボルト形状に成形加工後、試料を８８０℃〜９２０℃で焼入れし、次いで５５０℃以上で焼戻したときに１３００Ｎ／ｍｍ²以上の引張強さを得ることのできる良好な焼戻し軟化抵抗を実現するには、Ｍｏ、Ｖ等を添加することが上述の通り知られている。しかし、これらの添加量が増加して焼戻し時に析出する炭窒化物の析出量（個数）が増加すると、耐腐食性は低下する傾向にある。この様に耐腐食性が低下するのは、Ｍｏ、Ｖ等の炭窒化物が多量に析出すると、結果として炭窒化物と母相の界面（面積）が増加するが、該界面は非常に腐食され易いため、腐食減量が増加して上記図１に示す通り侵入水素量（水素濃度）も増加することによる。

以上のことから、Ｍｏ、Ｖ等といった焼戻し軟化抵抗を高める元素の多量添加は、焼戻し軟化抵抗を高めて遅れ破壊特性を向上できる一方、炭窒化物の増加に起因する侵入水素量の増加を招き、結果として耐遅れ破壊性が低下するため、確実に耐遅れ破壊性を高めることが難しい。

そこで本発明者らは、鋼中への水素侵入の原因である腐食反応を抑制すると共に、良好な焼戻し軟化抵抗を確保して、高強度域（１３００Ｎ／ｍｍ²以上）における耐遅れ破壊性の十分に高められたボルトを得るべく検討を重ねた。その結果、用いる鋼材の成分におけるＭｏ、Ｖ及びＴｉが特に下記式（１）を満たすように制御すれば、良好な焼戻し軟化抵抗と腐食反応の抑制を同時に実現でき、耐遅れ破壊性を飛躍的に高め得ることを見出した。
４．０ ≦（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）≦１４．０ …（１）
［式（１）中、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｔｉ]はそれぞれＭｏ、Ｖ、Ｔｉの含有量（質量％）
を示す］

上記式（１）における（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）は、焼戻し時に析出する炭化物の析出量（炭化物の個数）を表す指標として規定したものである。即ち、Ｔｉは、析出物の中で最も微細かつ多量に分散するＴｉ系炭窒化物を形成するため、母相と析出物の界面面積を増加させる傾向が最も強い元素であるといえる。例えばＭｏ、Ｖ、Ｔｉの焼入れ時の母相への固溶量が同量であり、かつ５５０℃以上と同条件で焼戻した場合、Ｔｉ系の炭窒化物が最も多く析出する。Ｔｉに次いでＶ炭窒化物の析出量が多く、次にＭｏの析出量が多いことから、本発明ではＴｉ、Ｖ、Ｍｏの順に係数を実験データから決定して制御因子（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）を確定した。

図２に、上記（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）と鋼中への侵入水素量及び遅れ破壊強度との関係を示す。この図２から明らかなように、（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）の増加に伴い鋼中への侵入水素量が指数的に増加している。これは、（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）の増加に伴い析出物が多量に析出し、結果として、腐食されやすい炭窒化物と母相の界面が増加することで、上述の通り侵入水素量が増加することによる。また図２から、遅れ破壊強度が（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）の増加に伴い低下しているが、これは、上記侵入水素量の増加が原因で耐遅れ破壊性が劣化したことによる。

ところで図３は、鋼材の遅れ破壊強度と下記実体曝露試験における破断本数の関係を示したグラフであり、次の様な方法で求めたものである。即ち、鋼種と熱処理条件を変えて種々の強度の鋼材を用意し、環状切欠き付き試験片を作成して、酸性水溶液中に浸漬（３５％ＨＣｌ×１５分)し、水洗・乾燥させた後、大気中で種々のレベルの応力を負荷し、１００時間に亘って負荷し続けても破断しない最高負荷応力を「遅れ破壊強度」としてそれぞれ求めた。また、この様にして遅れ破壊強度を測定した鋼材を用いて実体曝露試験を行なった。具体的には、上記種々の強度の鋼材を用いてＭ２２×９０ｍｍＬの六角ボルトを作成し、該ボルトを用いて板厚２５ｍｍの鋼板２枚を設計軸力の１０％増しで締め付け、田園地帯、工場海岸地帯、淡水中及び海水中にそれぞれ２０本ずつ（１遅れ破壊強度につき合計８０本）３年間放置した。そして、破断の有無を１週間ごとに確認し３年間で破断したボルトの本数を求めた。

この図３から、破断本数の限りなく少ない、即ち、遅れ破壊発生率の極めて小さい遅れ破壊強度の下限を１８００Ｎ／ｍｍ²とすると、前記図２から、１８００Ｎ／ｍｍ²以上の遅れ破壊強度を達成するには、前記（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）を１４．０以下に抑える必要があることがわかる。より優れた耐遅れ破壊性を得るには、（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）を１２．０以下とすることが好ましく、より好ましくは１１．０以下、更に好ましくは１０．０以下である。

一方、上記（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）の下限は、良好な焼戻し軟化抵抗を得る観点から、４．０以上とする必要があることを実験で確認した。より良好な焼戻し軟化抵抗を得て、８８０℃〜９２０℃で焼入れし、次いで５５０℃以上で焼戻したときに１３００Ｎ／ｍｍ²以上の引張強度を容易に確保するには、（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）が５．０以上であることが好ましく、より好ましくは６．０以上、更に好ましくは７．０以上である。

上記Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏの析出物（炭素含有析出物）量をコントロールするにあたっては、Ｃｒが、鋼中の固溶Ｃ量及び上記Ｍｏ、Ｖ及びＴｉの炭化物生成に非常に大きな影響を及ぼす。これは、Ｃｒ系炭化物が焼戻し時に析出物の中で最も早く析出し、またＣｒとＣの親和力が、その他の炭化物生成元素（ＭｏやＶ、Ｔｉ等）とＣとの親和力と同等もしくはそれ以上だからである。

そこで本発明では、ある一定量以上のＣｒを含有させて、Ｃｒ系炭化物をＭｏ、Ｖ、Ｔｉ等の析出物よりも早期に析出させ、固溶Ｃ量を低減することでＭｏ、Ｖ、Ｔｉ等の炭化物が多量に析出するのを抑制し、耐遅れ破壊性を高めた。この場合、Ｃ量を予め低減しておくことも考えられるが、Ｃは、後述の通り焼入れ時の強度確保や焼入性の確保に必要であることから、Ｃｒ量をＣ量に合わせて制御することとした。本発明者らが様々な調査を行ったところ、［Ｃｒ（質量％）／Ｃ（質量％）］の値を２．３以上とする必要があることがわかった。

そして上記Ｃ量との関係から、Ｃｒを、Ｃ量の下限：０．３０％の２．３倍を超える少なくとも０．８０％存在させることとした。Ｃｒ量の下限は、好ましくはＣ量の下限の３倍にあたる０．９０％であり、より好ましくは０．９５％以上である。

一方、Ｃｒが過剰になると、粒界酸化を助長させたり、焼入性を高めすぎて鋼材やボルト等の製造時の不良（圧延時の割れ、焼割れ等）発生原因となるので、Ｃｒ量の上限を１．２％とした。好ましくはＣｒ量を１．１０％以下、より好ましくは１．０５％以下である。

本発明は、上記の通り、式（１）を満たすよう特にＭｏ量、Ｖ量及びＴｉ量の関係、及びＣｒ量とＣ量の関係を制御し、良好な軟化抵抗を実現すると共に侵入水素量を抑制することによって、高強度域での耐遅れ破壊性を向上させる点に特徴があるが、上記式（１）の制御による耐遅れ破壊性の向上を確実に達成すると共に、ボルトとして必要なその他の特性を確保するには、下記の通り成分組成を満足させる必要がある。

〈Ｃ：０．３０〜０．４５％〉
Ｃは、鋼の焼入性と強度確保のために必要な元素である。特に本発明の鋼は、後述する通り、Ｍｏ，Ｖ、Ｔｉといった析出硬化型元素を高温焼入れによって固溶させた後、高温焼戻しによって必要量の炭素含有析出物を析出させる必要があるため、Ｃを０．３０％以上、好ましくは０．３３％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ量が過剰になると、鋼の靭性劣化により遅れ破壊特性が低下する。そのためＣ量の上限を０．４５％以下とした。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３８％以下である。

〈Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であるが、残存するＳｉ量が過剰になると焼入れ等の熱処理時に粒界酸化が助長され、遅れ破壊が生じ易くなる。よってＳｉ量は０．２％以下に抑える。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。

〈Ｍｎ：０．３０〜０．８０％〉
Ｍｎは、焼入性向上元素であり高強度を達成するのに有用な元素である。この様な効果を発現させるにはＭｎを０．３０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、粒界への偏析が助長され粒界強度が低下するため、遅れ破壊が生じ易くなる。よってＭｎ量は０．８０％以下に抑える。好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。

〈Ｍｏ：０．２０〜０．６０％〉
Ｍｏは、焼入性向上元素であり、かつ析出硬化型元素でもあるため強度確保に有用である。また、Ｍｏは粒界酸化抑制作用を有しており、上述した様にＴｉ及びＶとバランスよく添加することで耐遅れ破壊性を向上させる。よって本発明では、Ｍｏを０．２０％以上含有させる。好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｍｏが過剰になると、炭化物の増量・増大を招き、侵入水素量が増加して耐遅れ破壊性が劣化するだけでなく、コストアップの原因にもなるので、Ｍｏ量の上限を０．６０％とした。好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下である。

〈Ｖ：０．０３〜０．２５％〉
Ｖは、結晶粒を微細化すると共に、析出硬化により高強度を達成するのに有用な元素である。これらの作用を発揮させるには、Ｖ量を０．０３％以上とする必要がある。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．０９％以上である。しかしＶ量が過剰になると、鋼の溶製時に生成するＶ炭化物が増量又は粗大化し、結果として侵入水素量が増大し遅れ破壊特性が劣化する。またＶの巨大炭化物が焼入れの加熱の際に十分固溶せず、鋼の靭性を劣化させる場合がある。更には冷間加工性の低下やコストアップの原因ともなるので、Ｖ量は０．２５％以下とする。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

〈Ｔｉ：０．０３〜０．２５％〉
Ｔｉも、Ｖと同様に結晶粒を微細化すると共に、析出硬化により高強度を達成するのに有用な元素である。この様な効果を発現させるためＴｉ量を０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０４５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると、上記Ｖの場合と同様に、鋼の溶製時に生成するＴｉ炭化物が増量又は粗大化し、結果として侵入水素量が増大し遅れ破壊特性が劣化する。またＴｉの巨大炭化物が焼入れの加熱の際に十分固溶せず、鋼の靭性を劣化させる場合がある。更には冷間加工性の低下やコストアップの原因にもなるので、Ｔｉ量は０．２５％以下とする。好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。

〈Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、また、さび緻密化による耐食性の向上作用を期待できる元素でもある。脱酸剤としての利用を考慮すると、現実的には０％を超えており、耐食性向上作用を発揮させる観点からは０．０１％以上存在させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ量の増加に伴い酸化物系介在物量が増大して、耐遅れ破壊性が低下し易くなる。よってＡｌ量は０．５％以下に抑える。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０５％以下に抑える。

〈Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる元素であるため、低い方が望ましく、その上限を０．０２％とする。好ましくは０．００９％以下に抑える。

〈Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、該ＭｎＳが応力負荷時に応力集中箇所となり、遅れ破壊の起点となり得る。従って、耐遅れ破壊性の改善にはＳ量を減少させる必要があり、本発明では０．０２％以下に抑える。好ましくは０．００９％以下である。

〈Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、耐遅れ破壊性を劣化させる有害な元素であるため、極力低減する必要があり、本発明では０．０２％以下に抑える。好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下であり、特に好ましくは０．００７％以下である。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物として、０．００３０％以下のＯ（酸素）等が含まれることが許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の如く、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。

〈Ｃｕ及び／又はＮｉ：合計で１％以下（０％を含まない）〉
Ｃｕは、耐食性を高めて水素の侵入を抑制するのに有効な元素である。またＮｉは、鋼の靱性および焼入性を高める作用があると共に、Ｃｕと同様、耐食性を向上させて水素侵入を抑制するのに有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、Ｃｕ及び／又はＮｉを合計で０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃｕを過剰に添加しても効果が飽和し、靭性が却って劣化する。また、Ｎｉを過剰に添加した場合も効果が飽和してコストアップを招く。従って、Ｃｕ及び／又はＮｉは合計で１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.７％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。

〈Ｚｒ、Ｗ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上
：合計で０．５％以下（０％を含まない）〉
Ｚｒ、Ｗ、Ｎｂは、前記Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を形成して遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。またこれらの元素の窒化物及び炭化物は結晶粒の微細化に有効に作用する。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ、Ｗ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上を合計０．１％以上含有させることが好ましい。しかしこれらの元素を過剰に添加しても効果が飽和するため、コストを抑える観点から合計で０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。

〈Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）〉
Ｂは、鋼の焼入れ性向上及び結晶粒界の清浄化に有用な元素であり、これらの効果を発現させるには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上である。しかしＢ量が過剰になると却って靭性が低下するため、上限を０.００５０％とするのがよい。

上記化学成分を有する鋼は、潜在的に優れた強度特性及び耐遅れ破壊性を有しているが、該鋼を用いて強度特性及び耐遅れ破壊性の十分に優れた高強度鋼部品（高強度ボルト）を得るには、所定のボルト形状に加工後、焼入れ焼戻しを適切な条件で行うことが推奨される。適量のＭｏ、Ｖ、Ｔｉの微細炭化物は、強度向上のみならず、耐遅れ破壊性の向上にも有用であり、本発明において、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ等の析出硬化型元素を焼入れ加熱時に鋼中へ固溶させ、焼戻し時に微細炭化物として析出させることが必要だからである。また優れた耐遅れ破壊性を実現するには、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止することも必要だからである。

具体的には、焼入れ時の加熱温度を８８０℃以上とすることが推奨される。これより低いと前記析出硬化型元素が鋼中に固溶せず、焼戻しを行なっても十分な析出物を確保できない。また焼入れ前の組織に球状化炭化物が存在する場合には、該球状化炭化物が溶け残り所定の引張強度が得られ難くなる。好ましくは加熱温度を９００℃以上とする。一方、焼入れ時の加熱温度が高すぎると、焼ムラ、結晶粒粗大化等の不具合が生じたり、設備改善等のコストアップを招く原因となる。よって、焼入れ時の加熱温度は９２０℃以下とするのがよい。より好ましくは９１０℃以下である。

次に焼戻しであるが、焼入れ加熱時に固溶したＭｏ、Ｖ、Ｔｉ等の析出硬化型元素を、微細な析出物として析出させるには、５５０℃以上の温度で焼戻すことが推奨される。これより低い温度で焼戻しを行っても微細炭化物が析出し難く、焼戻し軟化抵抗が得られないため遅れ破壊特性を十分に改善することができない。より好ましくは焼戻し時の加熱温度を５７０℃以上とする。一方、焼戻し温度が高すぎると軟化抵抗の効果が薄れて、十分な軟化抵抗が得られず、所望の強度が得られなくなるため６００℃以下とすることが推奨される。より好ましくは５８０℃以下である。

また焼入れ・焼戻しにおける上記以外の条件は、上記加熱温度と析出硬化型元素の特性を考慮して設定することができ、例えば下記の条件を採用することができる。
[焼入れ条件]
・加熱の保持時間：１０分以上（好ましくは２０分以上）
１時間以下（好ましくは４０分以下）
・冷却条件：油冷または水冷
[焼戻し条件]
・加熱の保持時間：３０分以上（好ましくは７０分以上）
３時間以下（好ましくは２時間以下）
・冷却条件：油冷、水冷または空冷

本発明は、その他の製造条件についても規定するものではなく、上記成分組成を満たす鋼材を用いて、例えば熱間圧延後、必要に応じて球状化焼鈍を行った後に伸線し、その後冷間圧造、冷間鍛造等の冷間加工を行ってボルト形状とすることができる。

上述のようにして焼入れ焼戻された本発明のボルトは、引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上と高強度を示すことに加え、旧オーステナイト結晶粒が、結晶粒度番号：１０．０以上と微細であるため高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊性にも優れている。より好ましくは旧オーステナイト結晶粒度番号が１１．０以上のものである。

本発明の高強度ボルトとしては、ハイテンションボルト、トルシア型ボルト、溶融亜鉛めっき高力ボルト、防錆処理高力ボルト、耐火鋼高力ボルト等が挙げられ、自動車分野、建築分野、産業機械分野等で用いられる高強度かつ耐腐食性及び耐遅れ破壊性に優れたボルトとして最適である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に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技術的範囲に含まれる。

表１，２に記載の成分組成からなる供試鋼をφ１２まで熱間圧延した後、鋼材を表３に示す条件で焼入れ焼戻した。焼入れは各温度で３０分間保持した後油冷し、焼戻しは各温度で９０分間加熱した後水冷して行った。この様にして得られた各試料の旧オーステナイト結晶粒度番号、引張強度（ＴＳ）及び耐遅れ破壊性を下記要領で夫々調べた。

［旧オーステナイト結晶粒度番号の測定］
焼入れ焼戻しを行った試験片の横断面のＤ／４部（Ｄは直径）を観察し、ＪＩＳＧ０５５１に規定の「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」で旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した。

［引張強度の測定］
上記旧オーステナイト結晶粒度番号の測定後、図４に示す引張試験片を切削加工により作製して引張試験を行った。そして、引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上のものを十分な焼戻し軟化抵抗と引張強度を示すと評価した。

［遅れ破壊強度の測定］
上記旧オーステナイト結晶粒度番号の測定後、図５に示す遅れ破壊試験片を切削加工により作製して遅れ破壊試験を行った。遅れ破壊試験は、上記遅れ破壊試験片を酸性水溶液中に浸漬（３５％ＨＣｌ×１５分)し、水洗・乾燥させた後、大気中で種々のレベルの応力を負荷し、１００時間に亘って負荷し続けても破断しない最高負荷応力を「遅れ破壊強度」として求めた。そして該遅れ破壊強度が、遅れ破壊の実際に生じる確率が極めて小さい遅れ破壊強度：１８００Ｎ／ｍｍ²以上のものを、耐遅れ破壊性に優れると評価した。

これらの結果を表３に示す。

表１〜３から次の様に考察することができる。本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１〜２４は、１３００Ｎ／ｍｍ²以上の高強度を示し、かつ過酷な環境下での耐遅れ破壊性にも優れている。これに対し、本発明の規定を満足しないＮｏ．２５〜４３は、夫々、以下の不具合を有している。

即ちＮｏ．２５は、Ｃ量が少なすぎるため鋼材の焼入性が低く、焼入れが不十分となり所望の引張強度を確保できなかった。Ｎｏ．２６は、Ｃ量が多すぎるため靭性が低下し、耐遅れ破壊性が劣化した。

Ｎｏ．２７はＭｎ量が少なすぎるため鋼材の焼入性が低く、焼入れが不十分となり所望の引張強度を確保できなかった。またＮｏ．２８は、Ｍｎ量が過剰であるため粒界偏析が助長され、耐遅れ破壊性が劣化した。

Ｎｏ．２９は、Ｐ及びＳが共に規定の上限を超えているため粒界が脆化し、耐遅れ破壊性が劣化した。

Ｎｏ．３０及び３１は、上記式（１）を満たすがＣｒ量が不足してＣｒ／Ｃ値が低くなったため、ＭｏやＶ、Ｔｉの炭化物が増量・粗大化して水素侵入量が多くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。

Ｎｏ．３２は、Ｃ量を低減してＣｒ／Ｃ値を高めているが、Ｃ量が少なすぎるため、焼戻し後の引張強度を十分確保できなかった。

Ｎｏ．３３は、Ｃｒ／Ｃ値及び式（１）を満たしているがＣｒが過剰であるため、引張強度や耐遅れ破壊性に優れているが、圧延割れや加工性の低下、焼割れ等の不具合が生じ易く製造性の観点から好ましくない。

Ｎｏ．３４〜４０は、いずれもＭｏ、Ｖ及びＴｉの１種以上が過剰に含まれているため、式（１）を満たさず、炭窒化物が増量・粗大化して水素侵入量が多くなり、耐遅れ破壊性が劣化する結果となった。

Ｎｏ．４１は、従来鋼のＳＣＭ４３５を用いて行った例であるが、Ｔｉ及びＶを含まず本発明で規定する式（１）も満足していないため、所望の引張強度を確保できていない。

Ｎｏ．４２は、Ｍｏ、Ｖ及びＴｉを全て含んでいるが、Ｍｏ量とＴｉ量が少なく式（１）も満足していないため、所望の引張強度が得られなかった。

Ｎｏ．４３は、Ｃｒ及びＣは規定範囲内にあるが、Ｃｒ／Ｃ値が本発明の範囲を満たしていないため、耐遅れ破壊性が劣化した。

腐食減量と水素濃度の関係を示すグラフである。式（１）における（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）と、鋼中への侵入水素量及び遅れ破壊強度との関係を示すグラフである。遅れ破壊強度と実体曝露試験における破断本数の関係を示すグラフである。実施例で用いた引張試験片の概略側面図である。実施例で用いた遅れ破壊試験片の概略側面図である。

Claims

Ｃ：０．３０〜０．４５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
Ｖ：０．０３〜０．２５％、
Ｔｉ：０．０３〜０．２５％、
Ｃｒ：０．８０〜１．２％、
Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、
残部：Ｆｅおよび不純物であって、
Ｃｒ／Ｃ≧２．３
を満たすと共に、Ｍｏ、Ｖ及びＴｉが下記式（１）を満た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用鋼。
４．０ ≦（１０[Ｍｏ]＋２５[Ｖ]＋３０[Ｔｉ]）≦１４．０ …（１）
［式（１）中、[Ｍｏ]、[Ｖ]、[Ｔｉ]は、それぞれＭｏ、Ｖ、Ｔｉの含有量
（質量％）を示す］
更に、Ｃｕ及び／又はＮｉを合計で１％以下（０％を含まない）含む請求項１に記載の高強度ボルト用鋼。
更に、Ｚｒ、Ｗ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上を合計で０．５％以下（０％を含まない）含む請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼。
更に、Ｂを０．００５０％以下（０％を含まない）含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ボルト用鋼。
前記請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満たし、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０以上であり、かつ引張強度が１３００Ｎ／ｍｍ²以上であ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。