JP5600502B2 - ボルト用鋼、ボルトおよびボルトの製造方法 - Google Patents
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Cは、鋼の引張強さを確保するとともに、Ti、V、Cr、Moなどの元素と炭化物を形成することによって水素トラップ作用を発揮する元素である。特にHv430以上(引張強さ1400MPa以上)の引張強さを確保するためC量は0.3%以上と定めた。C量は、好ましくは0.35%以上であり、より好ましくは0.39%以上である。一方、C量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くとともに靭性の低下を招くため、耐遅れ破壊性が劣化する。そこでC量を0.50%以下と定めた。C量は、好ましくは0.48%以下であり、より好ましくは0.45%以下である。
Siは、溶製時の脱酸材として作用するとともに、鋼を強化する固溶元素として必要な元素である。また本発明においては、ボルト軸部の表面に形成されるFe酸化層を構成する元素としても重要である。このような作用を有効に発揮させるため、Si量は0.5%以上と定めた。Si量は、好ましくは0.8%以上であり、より好ましくは1.3%以上である。一方、Si量が過剰になると鋼材の冷間加工性が低下するとともに、焼入れ時における粒界酸化を助長して遅れ破壊特性を低下させる。そこで、Si量は2.5%以下と定めた。Si量は、好ましくは2.0%以下であり、より好ましくは1.8%以下である。
Mnは、焼入れ性向上元素であり、高強度化を達成する上で重要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Mn量は0.1%以上と定めた。Mn量は、好ましくは0.15%以上であり、より好ましくは0.18%以上である。一方、Mn量が過剰になると、粒界への偏析を助長して粒界強度が低下し耐遅れ破壊性が低下する。そこで、Mn量を1.5%以下と定めた。Mn量は、好ましくは1.2%以下であり、より好ましくは0.6%以下である。
Pは、粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊性を低下させる。そこで、P量は0.015%以下と定めた。P量は好ましくは0.010%以下であり、より好ましくは0.008%以下である。P量は少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため0%とすることは難しく、0.001%程度の残存は許容される。
Sは、硫化物(MnS)を形成し、鋼中に微細分散する。S量が過剰になると粗大なMnS等が形成して応力集中箇所となり、耐遅れ破壊性が低下する。そこでS量は、0.015%以下と定めた。S量は、好ましくは0.010%以下であり、より好ましくは0.005%以下である。Sは、Pと同様に少なければ少ない程好ましいが、鋼材の製造コストの増加を招くため0%とすることは難しく、0.001%程度の残存は許容される。
Crは、耐食性を向上させて水素浸入を抑制する作用を有する元素であり、靭性および焼入れ性を向上させる上でも有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Cr量は0.15%以上と定めた。Cr量は、好ましくは0.2%以上であり、より好ましくは0.4%以上である。一方、Crは過剰に添加しても耐食性の向上効果は飽和するため、Cr量は2.4%以下と定めた。Cr量は、好ましくは2.0%以下であり、より好ましくは1.5%以下である。
Alは、鋼中のNと結合してAlNを生成し、結晶粒成長を抑制する効果を有し、結晶粒の微細化によって耐遅れ破壊性を向上させることができる。そこで、Al量は0.010%以上とするのが好ましく、より好ましくは0.015%以上である。一方、Al量が過剰になるとAl2O3などの酸化物系介在物を生成し、応力集中源となって耐遅れ破壊性を低下させる。そこで、Al量は0.10%以下と定めた。Al量は、好ましくは0.07%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。
Nは、窒化物を形成して結晶粒を微細化し、ひいては耐遅れ破壊性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるため、N量は0.001%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.002%以上であり、さらに好ましくは0.004%以上である。一方、N量が過剰になると鋼中に固溶するN量が増大し、冷間加工性および耐遅れ破壊性を低下させる。従って、N量は0.015%以下と定めた。N量は、好ましくは0.007%以下であり、より好ましくは0.006%以下である。
Cuは、耐食性を高め、遅れ破壊に悪影響を及ぼす水素浸入を抑制する上で有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Cu量は0.1%以上と定めた。Cu量は、好ましくは0.15%以上であり、より好ましくは0.20%以上である。一方、Cu量が過剰になると、前記効果が飽和するとともに、靭性が低下して冷間加工性の低下や耐遅れ破壊性の低下を招く。また、ボルト加工時の鋼材硬さが増加して金型寿命の低下をもたらす。そこでCu量は0.50%以下と定めた。Cu量は、好ましくは0.4%以下であり、より好ましくは0.3%以下である。
TiおよびVはいずれも、微細な炭化物等を生成し、結晶粒を微細化することで靭性を向上する作用を有する元素である。またそれらが析出強化によって強度増加に寄与するとともに、鋼材中に浸入してきた水素を固定するトラップサイトとして作用するため、耐遅れ破壊性の向上に有用である。このような効果を有効に発揮させるため、Ti量およびV量はいずれも0.05%以上と定めた。Ti量は、好ましくは0.060%以上であり、より好ましくは0.070%以上である。V量は、好ましくは0.1%以上であり、より好ましくは0.14%以上である。一方、Ti量およびV量はいずれも、過剰になっても効果が飽和し、製造コストの増加を招くため、0.2%以下と定めた。Ti量は、好ましくは0.15%以下であり、より好ましくは0.1%以下である。V量は、好ましくは0.18%以下であり、より好ましくは0.17%以下である。さらにTiとVの上記作用を有効に発揮させるため、Ti量とV量の合計量は0.085%以上とする。Ti量とV量の合計量は、好ましくは0.1%以上であり、より好ましくは0.2%以上である。
Moは、焼入れ性を向上させるとともに、耐食性を向上させるのに有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Mo量は0.01%以上が好ましく、より好ましくは0.03%以上である。一方、Mo量が過剰になると、鋼材コストおよびボルトの製造コストの増加をもたらすため、Mo量は0.1%以下とするのが好ましく、より好ましくは0.08%以下であり、さらに好ましくは0.07%以下である。
加熱後の保持時間:10分以上、1時間以下(より好ましくは20分以上、40分以下)
炉内雰囲気:N2ガス
冷却条件:油冷または水冷
焼戻し条件
加熱後の保持時間:30分以上、3時間以下(より好ましくは70分以上、2時間以下)
冷却条件:油冷または水冷
引張試験片(JIS14A号)を試験片の長手方向に垂直な断面(横断面)で切断後、D/4位置(Dは軸部の直径)の任意の0.039mm2の領域を光学顕微鏡で観察し(倍率:400倍)、JIS G0551に従って結晶粒度番号を測定した。測定は4視野について行い、これらの平均値をオーステナイト結晶粒度とした。また、引張試験はJIS Z2241に従って引張強さを測定した。また、前記したオーステナイト結晶粒度測定と同じ領域を、ビッカース硬度計で測定(荷重:10kg)して硬度を測定した。測定は4箇所について行い、これらの平均値をボルト軸部の硬さとした。
軸部の表面酸化層の分析は、上記試験片を横断面(軸心に垂直な断面)で切断して樹脂に埋め込み、まず、電界放射型走査電子顕微鏡(日立製作所製、S−4500)を用いて倍率500倍で表面全周を観察し、熱処理後の軸部に特異箇所のないことと、100nmを超える酸化層の生成がないことを確認した。その後、透過型電子顕微鏡(日立製作所製、JEMS−2100F)で倍率30万倍と150万倍で確認した90°毎に2箇所を写真撮影し(150万倍)、画像解析で表面酸化層の面積を算出した。算出した酸化層の面積を、酸化層直下の地鉄層の長さで除すことによって酸化層の平均厚さとし、2箇所の平均値を求めた。更に酸化物層の組成について、EDX分析を行い、酸化物層に含有される元素の分析を行った。表2および3において、「Si、Cu含有」が「○」と示されているものは、加速電圧20kVでのSi、Cuのスペクトルが、ノイズ成分と明らかに区別できる量を含有していた。
前記圧延材を球状化焼鈍(780℃で6時間保持、冷却速度10℃/時間)し、冷間圧縮試験片(φ10mm×L15mm)を作製し、70%圧縮時の割れ発生の有無によってボルト加工性を評価した。なお、冷間圧縮時のひずみ速度は10s-1とした。
耐遅れ破壊性の測定に用いる試験片は、ねじ部の応力集中を模擬できるように、前記試験片に図1に示すような切欠を設けたものを用いた。耐遅れ破壊試験の試験片を15%HCl溶液に30分間浸漬し、水洗・乾燥させた後、一定荷重を負荷し、100時間以上破断しない最大荷重を測定した。そして、酸浸漬後に100時間以上破断しない最大荷重を、酸浸漬前に引張試験した際の破断荷重で除した値を、遅れ破壊強度比とし、耐遅れ破壊性を評価した。また、酸浸漬前後の試験片の質量変化量を測定し、質量の変化量を酸浸漬前の試験片の質量で除した値に100を掛けたものを腐食減量(%)とした。
Claims (6)
- C :0.35〜0.50%(質量%の意味。以下、同じ。)、
Si:0.5〜2.5%、
Mn:0.1〜1.5%、
P :0.015%以下(0%を含まない)、
S :0.015%以下(0%を含まない)、
Cr:0.15〜2.4%、
Al:0.10%以下(0%を含まない)、
N :0.015%以下(0%を含まない)を含有し、
Cu:0.1〜0.50%およびNi:0.1〜1.0%を、[Ni]/[Cu]≧1.3を満たすように含有するとともに、
Ti:0.05〜0.2%および/またはV:0.05〜0.2%を[Ti]+[V]≧0.085%となるように含有し、残部が鉄および不可避不純物であることを特徴とするボルト用鋼。 - 更に、Mo:0.1%以下(0%を含まない)を含有する請求項1に記載のボルト用鋼。
- C :0.35〜0.50%、
Si:0.5〜2.5%、
Mn:0.1〜1.5%、
P :0.015%以下(0%を含まない)、
S :0.015%以下(0%を含まない)、
Cr:0.15〜2.4%、
Al:0.10%以下(0%を含まない)、
N :0.015%以下(0%を含まない)を含有し、
Cu:0.1〜0.50%およびNi:0.1〜1.0%を、[Ni]/[Cu]≧1.3を満たすように含有するとともに、
Ti:0.05〜0.2%および/またはV:0.05〜0.2%を[Ti]+[V]≧0.085%となるように含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
ボルト軸部のオーステナイト結晶粒度番号が9.0以上であり、
ボルト軸部の表面にSiおよびCuを含有するFe酸化層を有し、該酸化層の厚さが2〜100nmであることを特徴とするボルト。 - 更に、Mo:0.1%以下(0%を含まない)を含有する請求項3に記載のボルト。
- 引張強さが1400MPa以上である請求項3または4に記載のボルト。
- 請求項3〜5のいずれかに記載のボルトを製造する方法であって、
請求項1または2に記載の化学組成を有する鋼をボルト形状に成形加工し、焼入れ焼戻し処理を行うに当たり、
軸部表面にはFe酸化層が存在しないか、またはFe酸化層が存在していても100nm以下となっているボルトを、
焼入れ時の加熱温度を850〜980℃に制御して焼入れを行った後、
酸素濃度が10ppm(体積基準)以下である不活性ガス雰囲気下、400〜550℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とするボルトの製造方法。
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