JP6059676B2

JP6059676B2 - 非調質ウェルドボルト用鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP6059676B2
Application number: JP2014067668A
Authority: JP
Inventors: 雅史多田; 冨田　邦和; 邦和冨田
Original assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2014-03-28
Filing date: 2014-03-28
Publication date: 2017-01-11
Anticipated expiration: 2034-03-28
Also published as: JP2015190002A

Description

本発明は、ウェルドボルト等の溶接ねじ部品用鋼材に関するものであり、製造工程における焼入れ焼戻しを省略可能な、いわゆる非調質ウェルドボルト用鋼材に関する。

近年の環境破壊に対する懸念の増大および石油資源の価格高騰に伴い、部品製造工程における熱処理工程省略が求められている。そして、従来、冷間鍛造時の鍛錬比が大きいために非調質化が難しかった、ＪＩＳＢ１０５１で定めるボルトの強度区分である８．８以上に相当する強度を有するウェルドボルトにおいても、非調質化の要望が高まってきている。

圧延後の製造工程における熱処理を省略でき、なお且つ良好な特性を得ることができる鋼の製造方法として、特許文献１には、非調質ボルト用鋼線材の製造方法が開示されている。特許文献１によれば、従来、ボルトやねじの製造時に実施されてきた、焼鈍または球状化焼鈍、焼入れ、焼戻し、ブルーイングなどの熱処理の一切を省略でき、伸線加工や頭部冷間鍛造などの変形加工時の加工特性も良好で、降伏比も９０％以上で、リラクセーション特性、永久伸びも良好で、ボルト加工後のくさび角度１５°でのくさび引張試験でも首下破断が発生しない非調質ボルト用鋼線材が得られるとしている。

一方、特許文献２では、ウェルド突起の近傍に凹部を形成し、溶接時に溶融金属を該凹部に流入させることで溶接部の隙間を形成させない溶接ねじ部品が開示されている。

また、錆が発生しにくい合金組成を有するボルト用鋼として、特許文献３には、めっき処理や塗装処理等を施さなくても締め付け時の潤滑特性に優れると共に優れた耐候性を示すボルト用鋼が開示されている。特許文献３によれば、塩分腐食環境下において錆を緻密化するＣｕ、Ｎｉの積極的な添加およびＣｕ、Ｎｉを合わせた添加量の下限規制、腐食速度を抑制するＳｉの積極的な添加、塩分腐食環境下において錆層に生じるミクロ欠陥部に作用して優先腐食を促し錆の安定化を阻害するＣｒ添加量の上限規制について、それぞれ記載されている。

特許第２７３１７９７号公報特開２００５−２１４３５７号公報特許第３６９６０１１号公報

しかしながら、特許文献１のような非調質ボルト用鋼線材をウェルドボルトとして用いると、良好な溶接部が得られないという不具合が発生することがある。さらに溶接性も求められる非調質ウェルドボルトに適用するためには、さらなる厳密な成分の規定が必要であると考えられる。

また、特許文献２の方法は、溶接部の錆生成を助長する因子を排除する手段としては極めて有効な手段である。しかしながら、ボルトやねじの頭部形状を著しく複雑化させるため、頭部成形に用いる金型の形状の複雑化やその寿命の低下、頭部形状不具合発生率を増加させるという問題がある。したがって、こういった頭部形状の工夫に依存せず、錆が発生しにくい合金組成を有する鋼が求められる。

また、特許文献３の場合、Ｎｉ、Ｃｕなどの合金元素は値段が高く、鋼のコスト上昇を招くこと、Ｓｉの添加は鋼の変形抵抗の上昇を招き成形性を損なうことから、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｉの添加をできるだけ避けるほうが良いと考えられる。また、ウェルドボルトの使用環境における錆生成抑制を考慮すると、特許文献３に規定されている合金添加量は過剰であり、合金添加量の適正化が必要である。

本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであって、焼鈍、焼入れ、焼戻し、ブルーイングに至るボルト製造工程での一切の熱処理を省略でき、溶接性に優れるとともに、加工性を損なわず、溶接部の錆生成が抑制された非調質ウェルドボルト用鋼材を得ることを目的とする。

本発明者らは鋭意検討し、以下の知見を得た。
（１）溶接性向上には、カーボン当量（Ｃｅｑ）の上限値を定めることが有効である。カーボン当量を低く抑えるためには、合金元素量の削減以外に方法は無い。しかしながら、合金元素量を削減すると、高強度の鋼材とするための組織であるベイナイト組織にならず、所望の強度を得られない可能性がある。そこで、焼入性の指標である理想臨界直径（ＤＩ）の下限値を規定する必要があると考えた。こうしてＣｅｑとＤＩを同時に規定することで、良好な溶接性とベイナイト組織を得るための厳密な合金成分の管理が可能となる。
（２）しかしながら、ウェルドボルトは通常のボルト頭部より成形時に加えられる加工変形量が大きいため、上述したように、組織を単純にベイナイト化するだけではボルト頭部成形時に不具合が生じる。そこで、ボルト頭部成形時の不具合を解決するために鋭意研究を重ねた結果、さらなるミクロ組織の制御が有効であることを見出した。すなわち、ミクロ組織を単純にベイナイト化するだけでなく、ベイナイト結晶粒の周囲に、ベイナイトと比較して変形抵抗が低く且つ変形能が高いフェライトの結晶粒を２個以上直接隣接させるとともに、直接隣接するベイナイト結晶粒の割合を一定以上にすることで、ウェルドボルト頭部成形も可能になり、加工性が損なわれないことを見出した。
（３）錆生成抑制については、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量適正化に関して鋭意検討を重ね、それぞれの元素の錆生成抑制に対する効果を定量化した結果、これらの含有量を適正化するための式を導出することができ、この式に基づき厳密な合金成分の管理が可能となり、錆生成を抑制することができる。

本発明は上記知見に基づくものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）、（２）、（３）式を満たす範囲で含有し、ミクロ組織は、ベイナイトが面積分率で８０％以上であり、かつ、２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒が面積分率で３０％以上であることを特徴とする引張強度が６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の非調質ウェルドボルト用鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．４２…（１）
ＤＩ＝１５．９√Ｃ（１＋０．６４Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋０．５２Ｎｉ）（１＋２．３３Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）≧５０．０…（２）
Ｓｉ＋６Ｃｕ＋９Ｎｉ≧１．０…（３）
ただし、上記式（１）〜（３）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［２］さらに質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下を含有することを特徴とする［１］に記載の非調質ウェルドボルト用鋼材。
［３］さらに質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０６０％以下のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の非調質ウェルドボルト用鋼材。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後に巻取温度８５０℃以上で巻取り、次いで、巻取り温度から７３０〜７８０℃の温度範囲まで、冷却速度８〜１２℃／ｓの冷却速度で冷却し、その後４３０〜４８０℃の範囲まで、冷却速度１５〜２２℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする引張強度が６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の非調質ウェルドボルト用鋼材の製造方法。

本発明によれば、焼鈍、焼入れ、焼戻し、ブルーイングに至るボルト製造工程での一切の熱処理を省略でき、溶接性に優れるとともに、加工性を損なわず、溶接部の錆生成が抑制された非調質ウェルドボルト用鋼材を得ることができる。

まず、本発明では、溶接性を保証するため、Ｃｅｑの上限値を定める。また、高強度の鋼材とするための組織であるベイナイトを得るのに必要なＤＩの下限値を定める。

組織に関しては、フェライトとパーライトが混在する組織よりも、鋼材を高強度とするベイナイト主体の組織にする必要がある。しかし、それだけではウェルドボルト頭部成形に耐えられず、割れが発生する可能性がある。このため、ベイナイトを主体とする組織に加えて、ベイナイト結晶粒の周囲に加工性と変形能に優れるフェライト結晶粒を適量配置した組織とする必要がある。このため、本発明では、ベイナイト結晶粒と直接隣接するフェライト結晶粒の個数の下限値を定めるとともに、フェライト結晶粒に直接隣接するベイナイト結晶粒の面積分率を規定する。

また、溶接部の錆生成を抑制するために、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉを必要量添加する。Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉのウェルドボルトの溶接部錆生成を抑制する効果は、元素によって差がある。なお且つ、Ｓｉの添加は鋼の変形抵抗を増大させ、ボルト形状成形時の金型寿命の低下を招く。このため、本発明では、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉの添加総量について規定する。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、鋼成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。

Ｃ：０．１５〜０．３０％
Ｃは鋼材の強度を確保し、熱間圧延後の冷却過程においてベイナイトを得るためには必須の元素である。また、合金コストも安く、Ｃ量を多く含有できれば合金コスト削減が可能である。これらの観点から、含有量の下限値を０．１５％とする。しかし、Ｃの過剰な含有はＢの焼入性向上効果を低下させるだけでなく、鋼材を脆化させる。また、適量のフェライト組織確保も困難にする。このため、Ｃ量の上限を０．３０％とする。より好ましくは、上限を０．２５％とする。

Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは溶接部の錆生成を抑制する効果がある。一方で、その効果に関してはＣｕ、Ｎｉで代替可能である。また、Ｓｉの積極的な含有は鋼材の変形抵抗を上げ金型寿命を短くするため、Ｓｉの含有量は少ないほどよく、含まなくてもよい。一方で、上限は０．２０％とする。より好ましくは、上限を０．１５％とし、さらにより好ましくは、上限を０．１０％とする。

Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは鋼の焼入性を高め、固溶して鋼の強度を高めるのに有効な元素である。これらの効果を得るために下限値は０．５０％とする。より好ましい下限値は０．６０％とする。一方で、過剰な含有は鋼材の脆化を招くと共に適量のフェライトを得ることを困難にする。このため、上限は１．５０％とする。より好ましくは上限を１．４５％、さらにより好ましくは１．４０％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは鋼中の固溶Ｎと結びついて窒素化合物を形成する。鋼中の固溶Ｎを取り除くことで、Ｂの焼入性向上効果が引き出されるため、Ｔｉは必須の添加元素である。その効果を得るためには、０．００５％以上とする。より好ましくは０．００８％以上、さらにより好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉの含有量が０．００５％未満である場合、Ｂが鋼中の窒素と全量結合して窒化物を形成し、Ｂの焼入性向上の効果が全く得られなくなる。一方で、Ｔｉの効果は含有量の増加に伴い飽和する。また、過剰の含有は鋼製造中にＴｉが大気中の酸素と結びついて内部応力集中源である酸化物量の増加を招くため、好ましくない。このため、Ｔｉ量の上限を０．１００％とする。より好ましくは上限を０．０８０％、さらにより好ましくは０．０６０％とする。

Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは微量で鋼の焼入性を劇的に向上させる元素である。０．０００２％程度の微量の添加でも焼入性向上の効果が得られる。したがって、Ｂの下限は０．０００２％とする。より好ましくは下限を０．０００４％、さらにより好ましくは０．０００５％とする。しかし、Ｂの効果は含有量増大と共に飽和し、合金コストも含有量に比例して増大する。このため、Ｂの上限を０．００５０％とする。より好ましくは上限を０．００４０％、さらにより好ましくは０．００３０％とする。

Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは鋼の製造時の脱酸に必須の元素である。しかしながら、Ａｌの効果は０．０８０％以上では飽和する。このため、上限を０．０８０％とする。より好ましくは０．０６５％、さらにより好ましくは０．０５０％である。一方、下限については、同じく脱酸能力のあるＳｉを積極的に含有できない以上、Ａｌによる脱酸無しでは現実的なコストでの鋼材の商用製造が成り立たないため、添加必須とする。より好ましくは下限を０．００５％、さらにより好ましくは０．０１０％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは鋼中に存在すると、結晶粒界に偏析して鋼材を脆化する元素であり、その量は少なければ少ないほどよい。一方、鋼材の脆化を防ぐため、Ｐの上限を０．０３０％とする。より好ましくは上限を０．０２５％、さらにより好ましくは０．０２０％とする。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは鋼中に存在すると、鋼材を脆化する元素であり、その量は少なければ少ないほどよい。一方、鋼材の脆化を防ぐため、Ｓの上限を０．０３０％とする。より好ましくは上限を０．０２５％、さらにより好ましくは０．０２０％とする。

Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは溶接部の錆生成を抑制する元素である。しかしながら、ＣｕのほかにもＳｉ、Ｎｉにより同様の効果が期待できる。このため、Ｃｕは必ずしも必須ではなく、含まなくてもよい。一方、必要以上の含有は合金コストの増大を招く。したがって、Ｃｕの上限を０．２０％とする。より好ましくは上限を０．１８％、さらにより好ましくは０．１６％とする。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは溶接部の錆生成を抑制する元素である。しかしながら、ＮｉのほかにもＳｉ、Ｃｕにより同様の効果が期待できる。このため、Ｎｉは必ずしも必須ではなく、含まなくてもよい。一方、必要以上の含有は合金コストの増大を招く。このため、Ｎｉの上限を０．２０％とする。より好ましくは上限を０．１８％、さらにより好ましくは０．１６％とする。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは鋼の製造で不可避的に侵入してくる元素であり、鋼中にＮが存在するとＢと化合物を形成し、上述したＢの焼入性向上効果を失わせる。また、鋼材製品の加工時に導入された転位と結びつき、歪時効を起こすことで製品の延性を低下させる元素である。このため、含有量は少ないほど良く、含まなくてもよい。一方で、鋼材の製造工程でのＮの完全除去は、商用生産の観点から非現実的であり、Ｎの鋼中存在量の上限を規制し、Ｎの効果を実害が無い範囲にとどめるほうが現実的である。このため、Ｎの上限を０．０１００％とする。より好ましくは上限を０．００９０％、さらにより好ましくは０．００８０％とする。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

さらに、上記成分組成に、必要に応じてＣｒを含有してもよい。

Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは鋼の焼入性を上げるとともに、鋼中に固溶して高強度化に効果があるため、Ｍｎ等に変えて含有することができる元素である。そのため、Ｃｒを含有する場合、好ましくは下限を０．０５％、さらに好ましくは０．１０％とする。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有すると溶接性に悪影響を及ぼす。また、焼入性が上がる結果、鋼材製造時にマルテンサイト生成のリスクを高め、加工性を著しく低下させる。さらに、合金量増加により高コスト化する懸念がある。このため、含有する場合、上限を０．５０％とする。より好ましくは上限を０．４０％、さらにより好ましくは０．３０％とする。

さらに、上記成分組成に、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂのうち少なくとも１種以上を含有してもよい。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは鋼の焼入性を上げると共に、鋼中に固溶して高強度化に効果があり、Ｍｎ等に変えて含有することができる元素である。そのために、Ｍｏを含有する場合、好ましくは下限を０．０５％以上、さらにより好ましくは０．１０％以上とする。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有すると溶接性に悪影響を及ぼす。また、焼入性が上がる結果、鋼材製造時にマルテンサイト生成のリスクを高め、加工性能を著しく低下させる。さらに、合金量増加により高コスト化する懸念がある。このため、含有する場合、上限を０．５０％とする。より好ましくは上限を０．４０％、さらにより好ましくは０．３０％とする。

Ｖ：０．５０％以下
Ｖは製造時に微細な炭化物を形成し、鋼材を著しく高強度化させる効果をもつ元素であるとともに、鋼材の焼入性を上げる効果がある。そのために、Ｖを含有する場合、好ましくは下限を０．０５％、さらに好ましくは０．１０％とする。しかしながら、Ｖを過剰に含有すると溶接性に悪影響を及ぼす。さらに、合金量増加により高コスト化する懸念がある。このため、含有する場合、上限を０．５０％とする。より好ましくは上限を０．４０％、さらにより好ましくは０．３０％とする。

Ｎｂ：０．０６０％以下
Ｎｂは製造時に微細な炭化物を形成し、鋼材を著しく高強度化させる効果をもつ元素である。そのため、Ｎｂを含有する場合、好ましくは下限を０．０１０％、さらに好ましくは０．０２０％とする。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有すると、鋳造時にインゴットに割れを生じ、製造性が悪化する懸念がある。また、合金量増加により高コスト化する懸念がある。このため、含有する場合、上限を０．０６０％とする。より好ましくは上限を０．０５０％、さらにより好ましくは０．０４０％とする。

次に、溶接性を規定するＣｅｑ、焼入性を規定するＤＩ、溶接部の錆生成を抑制するためのＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を規定する式について説明する。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．４２…（１）
Ｃｅｑの値は溶接部の硬さの指標となる値である。Ｃｅｑの値が大きいほど溶接部の硬さが硬くなり、溶接部が脆化していることを意味する。引張強度が６５０ＭＰａ以上の非調質ウェルドボルト用鋼材において、溶接部のＣｅｑの値としては、０．４２（％）を上限とする。より好ましくは０．４１５（％）、さらにより好ましくは０．４１（％）である。

ＤＩ＝１５．９Ｃ^０．５（１＋０．６４Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋０．５２Ｎｉ）（１＋２．３３Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）≧５０．０…（２）
ＤＩは鋼の焼入性の指標である。後述する熱間圧延後の冷却速度の制御により所望のベイナイト組織を得るためには、５０．０以上の値が必要である。より好ましくは５０．５以上、さらにより好ましくは５１．０以上である。

Ｓｉ＋６Ｃｕ＋９Ｎｉ≧１．０…（３）
上記式（３）は、ウェルドボルトの溶接部の錆生成抑制効果を有する３元素の含有量のバランスを規定する式である。Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉは、ウェルドボルトの溶接部の錆生成を抑制する効果を有する元素であり、その効果は元素により異なる。Ｓｉ添加による効果を１とすると、Ｃｕはその６分の１の添加量でＳｉと同等の錆生成抑制効果が得られる。また、ＮｉはＳｉの９分の１の添加量でＳｉと同等の錆生成抑制効果が得られる。そして、引張強度が６５０ＭＰａ以上の非調質ウェルドボルト用鋼材において、溶接部で錆生成を抑制するためには、上記式（３）を用いて得られる値が１．０以上とする必要がある。より好ましくは１．０５以上、さらにより好ましくは１．１０以上である。

なお、上記式（１）〜（３）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。

本発明の非調質ウェルドボルト用鋼材は、軟化焼鈍省略、非調質化、ブルーイング省略という、従来のボルトの製造工程で行われてきた熱処理の一切を省略し、その上で伸線時の加工性、頭部の冷間鍛造性といった加工特性は従来の鋼材と同等とする。本発明では、従来の鋼材の特性である、引張強度６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下を必要とする。このような鋼材を得るためには、ミクロ組織が、面積分率で８０％以上のベイナイトとする。より好ましくは８５％以上、さらにより好ましくは８９％以上である。逆に、ベイナイトが９５％以上となると十分な量のフェライトが得られなくなり、結果的に直接隣接するベイナイト粒の数が多くなる結果、十分な加工性が得られなくなる。ベイナイトの面積分率の上限は、９５％とする。

しかし、ベイナイト組織のみでは、従来の調質ボルト用鋼材と同等の加工性（例えば、変形抵抗や金型寿命）が得られるだけである。さらに、ＪＩＳの強度区分８．８相当の非調質ウェルドボルト用鋼材を得るためには、従来の調質ボルト用鋼材よりも、より大きな伸線減面率で伸線し、その際の加工硬化でボルトの強度を作りこむ必要がある。また、通常のフランジボルトなどよりも頭部成形時の冷間鍛造における鍛錬比が大きいウェルドボルトでは、この頭部成形冷間鍛造時に頭部割れを生ずることがあった。

このような従来の調質ボルト用鋼材よりも、大きな伸線減面率での伸線加工に耐えられ、かつ、所定の特性を発現する非調質ウェルドボルト用鋼材、さらに、頭部成形でも不良品発生の恐れのない非調質ウェルドボルト用鋼材を得るためには、ミクロ組織が上記の組織であることに加えて、２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒が面積分率で３０％以上とする必要がある。ベイナイト結晶粒の周囲に、ベイナイトと比較して変形抵抗が低く、かつ、変形能が高いフェライトの結晶粒を直接隣接させるとともに、直接隣接するベイナイト結晶粒の割合を面積分率で３０％以上にすることで、ウェルドボルト頭部成形も可能になり、加工性が損なわれない。２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒の割合は、より好ましくは３５％以上、さらにより好ましくは４０％以上である。また、ベイナイト結晶粒に直接隣接するフェライト結晶粒の個数については２個以上とし、より好ましくは３個以上、さらにより好ましくは４個以上とする。なお、フェライトは、面積率で５％〜１５％存在させることが好ましい。

非調質部品の場合、部品形状に加工した後の焼入れ、焼戻しにより部品の強度を作りこむことができない。そのため、非調質部品用鋼材は、鋼材から部品へ加工することによる加工硬化を勘案し、最終強度を見越して、鋼材の状態においてある程度の強度を有していなければならない。本発明で想定している非調質ウェルドボルトの強度目標はＪＩＳＢ１０５１で定めるボルトの強度区分の８．８である。

ボルト成形時の加工硬化による強度上昇は伸線工程で得られる。この伸線工程で加工できる鋼材の断面減少率は６５％が上限であると一般的に言われている。伸線における、ある断面減少率での加工硬化による強度上昇量は、鋼材の成分や組織により異なるため、一概には決定できない。そこで本発明者らが鋭意検討した結果、鋼材の引張強度が６５０ＭＰａ未満では、ボルト成形後の目標強度を満たすことができないことがわかった。このため、鋼材の引張強度は６５０ＭＰａ以上、より好ましくは６８０ＭＰａ以上、さらにより好ましくは７００ＭＰａ以上とする。また、引張強度が８００ＭＰａを超えると、断面減少率によってはボルト成形後のボルトの呼び引張強さがＪＩＳで定めるボルトの強度区分８．８の上限である１０００ＭＰａを超えてしまう。したがって、鋼材の引張強度の上限を８００ＭＰａとする。

次に、本発明の製造方法について説明する。

上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法について上記した方法に限定されるものではない。

熱間圧延条件は特に限定されない。

熱間圧延後、本発明では、所望のベイナイト組織を得るために、巻取温度８５０℃以上で巻き取る必要がある。本特許請求の成分範囲であれば、８５０℃以上で巻き取れば変態開始前であり、鋼材のミクロ組織がオーステナイト単相となり、この後の制御冷却によりベイナイトを主相とする組織を造りこむのに都合がよい。次に、こうして巻き取った鋼材を、巻取り温度から７３０〜７８０℃の温度範囲まで、冷却速度８〜１２℃／ｓの冷却速度で冷却する。こうすることで、巻取り直後オーステナイト単相だった組織中に、微細なフェライト結晶粒を分散析出させることができる。冷却速度が１２℃／ｓよりも速いと、冷却速度が速すぎるために十分な量のフェライトが分散析出しきらない。冷却速度が８℃／ｓよりも遅いと冷却速度が遅すぎるため粗大なフェライトが大量に析出してしまう。

次いで、係る鋼材を７３０〜７８０℃の範囲から４３０〜４８０℃の範囲まで冷却速度１５〜２２℃／ｓの冷却速度で冷却する。こうすることで、微細なフェライトが分散析出した後のオーステナイトをベイナイト変態させることができる。冷却速度が２２℃／ｓ超えでは、ミクロ組織にマルテンサイトが生成し、加工性を著しく悪化させる恐れがある。また、冷却速度が１５℃／ｓ未満では、ミクロ組織がフェライトやパーライトをより多く含む組織になってしまい、ベイナイトの割合が減少する。その結果、所定の強度を有する鋼材が得られなくなる。冷却速度は、より好ましくは１６〜２１℃／ｓ、さらにより好ましくは１７〜２０℃／ｓである。

以上の冷却条件は、例えば、仕上げ圧延後の連続冷却技術として広く知られている強風を鋼材に当てるステルモア衝風冷却やその冷却中に、衝風冷却ライン上において水を霧状にしたミストを衝風冷却とともに鋼材に吹きかけるなど、ステルモア衝風冷却と水のミスト冷却とを適宜組み合わせた冷却を行うことにより達成できる。

以下に、実施例を通して本発明をさらに具体的に説明する。本発明はこれら実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲の変更、実施の様態は、いずれも本発明の範囲内に含まれる。

表1に示す成分組成の鋼を、真空溶解炉を用いて溶製し、鋳造した。このとき、比較例として溶製した鋼種Ｎｏ．２０は、鋳造時にインゴットに割れが生じ、その後の熱間圧延に供すことが困難だったため、これ以上の検討は行わなかった。鋼種Ｎｏ．２０は、本発明に規定するＮｂの含有量よりも多いため、鋳造時にインゴットに割れが生じたと考えられる。

次に、溶製した鋼を鋳造して得たインゴットの表面を旋削し、製造所で実製造に用いている粗角１６０×１６０ｍｍのビレットに溶接して、表２に記載の製造条件で熱間圧延し、直径８．７ｍｍの圧延材を得た。熱間圧延後の圧延材を、レイイングヘッドによりステルモアコンベア上に巻き取り、巻き取られた圧延材をステルモアコンベア上を搬送する間に、表２の冷却速度となるように冷却条件を調整して４５０℃まで冷却し、その後巻き取られた圧延材をリフォーミングタブにより集積し、コイルとした。なお、巻き取り後、７５０℃までの冷却は、ステルモア衝風冷却で行い、７５０℃〜４５０℃までの加速冷却はステルモアコンベア上で衝風冷却とミストを組み合わせた冷却方法により実現した。ステルモアコンベア搬送速度は３６．７ｍ／ｍｉｎとした。

このコイルから上記インゴットに当る部分をサンプリングし、ＪＩＳＺ２２０１に規定の２号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、３本の引張試験結果から平均を取り、それを引張強度とした。また、同じサンプルから切り出した長さ３ｃｍのサンプルの、圧延方向と平行な面を切り出し、樹脂埋めして研磨後、腐食液であるナイタール液でエッチングしてミクロ組織を観察し、ミクロ組織とベイナイト面積率を調査した。観察倍率は１００倍とし、組織観察位置は圧延材の直径に対して４分の１の位置とした。ベイナイト面積率の決定に際しては、こうして得た組織写真をＷｉｎ−ＲＯＯＦにより画像処理することで求めた。また、１０００倍の組織写真から、２個以上のフェライト結晶粒と隣接するベイナイト結晶粒の面積率を画像処理により測定し、その面積率を観察に供した組織写真全体の面積で除すことによって求め、この値の１０視野の平均値を２個以上のフェライト結晶粒と隣接するベイナイト結晶粒の面積率とした。

製造条件および評価結果を表２に示す。

発明例はいずれも、主たる組織がベイナイトであり、面積分率で８０％以上となった。合わせて、２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒の面積率が３０％以上となった。また、引張強度も６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下となった。

比較例１１−１はＣの含有量が少なく、ＤＩ値が本発明の範囲外である。その結果、組織がフェライトとパーライト組織となってしまい、圧延ままで６５０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。

比較例１２−１はＣの含有量が多く、Ｃｅｑが本発明の範囲外である。その結果、組織がマルテンサイト組織となってしまった。このため、引き続いての伸線や冷間鍛造などの加工が困難であると判断したため、これ以上の検討は行わなかった。

比較例１４−１はＭｎの含有量が多く、Ｃｅｑが本発明の範囲外である。その結果、組織にマルテンサイト組織が混入した。このため、引き続いての伸線や冷間鍛造などの加工が困難であると判断したため、これ以上の検討は行わなかった。

比較例１５−１はＭｎの含有量が少なく、ＤＩ値が本発明の範囲外である。その結果、組織がフェライトとパーライト組織となってしまい、圧延ままで６５０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。

比較例３−３は、鋼の成分、Ｃｅｑ、ＤＩは本発明の範囲内であるものの、冷却速度が速い。その結果、組織がマルテンサイト化してしまった。このため、引き続いての伸線や冷間鍛造などの加工が困難であると判断したため、これ以上の検討は行わなかった。

比較例３−４は、鋼の成分、Ｃｅｑ、ＤＩは本発明の範囲内であるものの、冷却速度が遅い。その結果、組織がフェライトとパーライト組織となったため、圧延ままで６５０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。

こうして得られた鋼材のうち、鋼種Ｎｏ．１、３、７、１０を用いて製造した発明例である製造Ｎｏ．１−１、３−１、７−１、１０−１、発明例の鋼種Ｎｏ．３を用いて熱間圧延後の巻取り温度が８５０℃以下で製造した比較例である製造Ｎｏ．３−２、ならびに、比較例ではあるものの引張強度とミクロ組織が本発明の範囲内である製造Ｎｏ．１３−１、１６−１、１７−１、１８−１、１９−１を、従来鋼である製造Ｎｏ．２１−１とともに伸線することで、従来鋼に対する変形抵抗比を調査した。伸線中の変形抵抗比は、伸線中に変化する伸線機の電気抵抗の、引抜開始から２０秒経過後から１分までの区間における電気抵抗値の時間平均を比較することで求めた。また、こうして製造した伸線材を冷間鍛造および転造して、ボルトに加工し、鋼板に溶接して、溶接性および溶接部での錆発生を検証した。溶接性は、ウェルドボルトから溶接した鋼板を完全に引き剥がすのに要した力（引張応力）が、製造したウェルドボルトの引張強度の９０％以上である場合を○、９０％未満である場合を×とした。また、溶接部での錆発生は、溶接により一体となったウェルドボルトと鋼板を屋根のない屋外に１週間放置後、ウェルドボルトから鋼板を引き剥がす試験を実施した。その力（引張応力）がウェルドボルトの引張強度の９０％以上である場合を○、９０％未満である場合を×とした。結果を表３に示す。

製造Ｎｏ．１−１、３−１、７−１、１０−１は発明例であり、従来鋼より変形抵抗が低く、溶接性、溶接部での錆発生ともに良好であった。

製造Ｎｏ．１３−１はＳｉの含有量が多く、本発明の範囲外である。そのため、従来鋼より変形抵抗は低いものの、発明例ほど良好な結果を得られなかった。また、Ｃｅｑが本発明の範囲外であるため、溶接性も不良であった。

製造Ｎｏ．１６−１はＮｉの含有量が多く、本発明の範囲外である。そのため、従来鋼より変形抵抗は低いものの、発明例ほど良好な結果を得られなかった。また、Ｃｅｑが本発明の範囲外であるため、溶接性も不良であった。

製造Ｎｏ．１７−１、１８−１、１９−１は、発明例と同等の変形抵抗比が得られた。しかしながら、Ｃｅｑがいずれも本発明の範囲外であり、溶接性が不良であった。

製造Ｎｏ．３−２は、フェライト結晶粒が２個以上直接隣接するベイナイト結晶粒の面積率が小さい。その結果、従来鋼に比べて変形抵抗比が高くなった。

なお、従来鋼である製造Ｎｏ．２１−１については、ウェルドボルトに成形し、溶接部での錆発生を調査したところ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量が本発明の範囲外であったため、溶接部に錆が発生した。

Claims

成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０％以上０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５％以上０．０８０％以下、Ｐ：０％以上０．０３０％以下、Ｓ：０％以上０．０３０％以下、Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０％以上０．２０％以下、Ｎ：０％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（１）、（２）、（３）式を満たす範囲で含有し、ミクロ組織は、ベイナイトが面積分率で８０％以上であり、かつ、２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒が面積分率で３０％以上であることを特徴とする引張強度が６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の非調質ウェルドボルト用鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．４２…（１）
ＤＩ＝１５．９Ｃ^０．５（１＋０．６４Ｓｉ）（１＋４．１Ｍｎ）（１＋０．５２Ｎｉ）（１＋２．３３Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）≧５０.０…（２）
Ｓｉ＋６Ｃｕ＋９Ｎｉ≧１.０…（３）
ただし、上記式（１）〜（３）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
さらに質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の非調質ウェルドボルト用鋼材。
さらに質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０６０％以下のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の非調質ウェルドボルト用鋼材。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後に巻取温度８５０℃以上で巻取り、次いで、巻取温度から７３０〜７８０℃の範囲まで、冷却速度８〜１２℃／ｓの冷却速度で冷却し、その後４３０〜４８０℃の範囲まで、冷却速度１５〜２２℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする引張強度が６５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下であり、ミクロ組織は、ベイナイトが面積分率で８０％以上であり、かつ、２個以上のフェライト結晶粒と直接隣接するベイナイト結晶粒が面積分率で３０％以上である非調質ウェルドボルト用鋼材の製造方法。