JP6190298B2

JP6190298B2 - 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト

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Publication number: JP6190298B2
Application number: JP2014062656A
Authority: JP
Inventors: 昌之坂田; 千葉　政道; 政道千葉; 洋介松本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-03-25
Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2017-08-30
Anticipated expiration: 2034-03-25
Also published as: TWI535862B; JP2015183266A; TW201544609A; WO2015146331A1

Description

本発明は、自動車や各種産業機械等に用いられるボルト用鋼、およびこのボルト用鋼を用いて得られるボルトに関し、特に引張強さが１１００ＭＰａ以上であっても優れた耐遅れ破壊性を発揮する高強度ボルト用鋼および高強度ボルトに関する。

引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度ボルトには、ＳＣＭ４３５等の規格鋼が多用されている。ＳＣＭ４３５等の規格鋼には、Ｍｏ等の合金元素が多量に添加されているため、鋼材コストが高くなる。鋼材コスト低減の要請に伴い、Ｍｏを省略したＳＣＭ代替鋼への要望が高まっている。しかし、合金元素を単純に低減するだけでは、焼入れ性が低下し、強度の確保が困難となる。

そこで焼入れ性を向上し、強度を高めるためにボロンを添加したボロン含有鋼を高強度ボルトの素材として用いることが検討されている。ボロン含有鋼は、引張強さが１１００ＭＰａ未満のボルトでは、既に使用が拡大している。しかし強度上昇に伴い耐遅れ破壊性が大幅に低下するため、使用環境の厳しい部位での適用は困難である。

ボロン含有鋼の耐遅れ破壊性を向上させる技術は、既にいくつか提案されている。例えば特許文献１には、ボロン含有鋼に所定量のＣｕを添加することによって、鋼の耐食性を向上させ、鋼中への拡散性水素の侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を向上させる技術が提案されている。しかしＣｕを添加させるだけでは耐遅れ破壊性の確保は不充分である。

また特許文献２には、ボロン含有鋼の耐遅れ破壊性を改善するために、Ｖを添加する技術が提案されている。しかしＶは、Ｍｏと同様、高価な希少金属であるため、Ｖを添加したボロン含有鋼は、ＳＣＭ代替鋼としてのコスト低減効果は小さい。

本出願人も特許文献３に、化学成分組成のうち、特に、ＳｉとＣの含有量の比を適正な範囲に制御することによって、過酷な環境下でも優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加高強度ボルト用鋼を提案した。しかしこのボロン添加高強度ボルト用鋼は、上記特許文献２と同様、Ｖを必須元素として添加しているため、ＳＣＭ代替鋼としてのコスト低減効果は小さい。

このように耐遅れ破壊性を改善するためにこれまで提案されている技術は、いずれも高強度、過酷環境下での耐遅れ破壊性や製造面で問題を有している。

特開２００６−１１８００３号公報特開２００７−２１７７１８号公報特開２０１３−２２７６４７号公報

本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、ＭｏやＶ等の高価な合金元素を添加することなく、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度であっても耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、およびこの鋼からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを提供することにある。

本発明者らは、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼、およびこの鋼からなる耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを提供するために、鋭意検討を重ねてきた。

その結果、化学成分組成を適切に制御したうえで、ＣとＭｎの含有量が後述する式（１）の関係を満足すれば過酷な環境下でも優れた耐遅れ破壊性を発揮すること、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量が後述する式（２）の関係を満足すれば、強度を高められることを見出し、本発明を完成した。

即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼とは、Ｃ：０．２０〜０．３５％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６％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）、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有すると共に、下記式（１）および式（２）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなり、フェライトとパーライトの混合組織である点に要旨を有するものである。下記式（１）、式（２）において、［］は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
１／（［Ｃ］×［Ｍｎ］）≧５．５・・・（１）
［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２＋［Ｍｎ］／２＋［Ｃｒ］／３≧０．８２・・・（２）

本発明には、上記高強度ボルト用鋼を用いて得られるボルトであって、金属組織は焼戻しマルテンサイト組織で、引張強さが１１００ＭＰａ以上である耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトも包含される。

本発明によれば、化学成分組成を適切に制御すると共に、ＣとＭｎの含有量の関係、およびＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量の関係を厳密に制御することによって、引張強さが１１００ＭＰａ以上でも耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼が実現でき、この鋼を用いれば、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが提供できる。

図１は、切り欠き付き試験片の形状を示す模式図である。図２は、１／（［Ｃ］×［Ｍｎ］）の値と、遅れ破壊強度比との関係を示すグラフである。

本発明者らは、ＭｏやＶ等の高価な合金元素を添加することなく、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度でも優れた耐遅れ破壊性を示すボルトを提供するために、検討を重ねた。その結果、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度ボルトについては、合金元素を含有させるよりも、Ｍｎ含有量を極力低減することが耐遅れ破壊性の確保に有効であることが明らかとなった。また、Ｃは鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、その含有量を増加させると鋼の靭性や耐食性が悪化し、遅れ破壊を引き起こしやすくなった。

そこで本発明の高強度ボルト用鋼は、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度ボルトにおける耐遅れ破壊性を改善するために、ＣとＭｎの含有量が下記式（１）を満足することが重要である。式（１）において、［］は、各元素の含有量（質量％）を意味している。
１／（［Ｃ］×［Ｍｎ］）≧５．５・・・（１）

本発明では、上記式（１）の左辺の値をＸ値としたとき、このＸ値を５．５以上とする。Ｘ値は、好ましくは６．５以上、より好ましくは７．０以上である。Ｘ値の上限は、後述するＣ量およびＭｎ量から自ずと設定されるが、Ｘ値を過剰に大きくしても、耐遅れ破壊性に及ぼす効果は飽和するため、上限は、例えば、３０程度であることが好ましい。Ｘ値は、より好ましくは２０以下、更に好ましくは１５以下である。

このように耐遅れ破壊性を改善するために、Ｃを低減すると、強度が低下する。また、Ｍｎを低減すると、焼入れ性が悪くなり、強度が低下する。

そこで本発明では、強度を確保するために、ＣおよびＭｎの含有量を考慮したうえで、ＳｉとＣｒを積極的に添加することが重要である。具体的には、引張強さが１１００ＭＰａ以上の強度を確保するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量が下記式（２）を満足することが重要である。式（２）において、［］は、各元素の含有量（質量％）を意味している。
［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２＋［Ｍｎ］／２＋［Ｃｒ］／３≧０．８２・・・（２）

上記式（２）における各元素の係数は、強度向上への寄与度を示している。本発明では、上記式（２）の左辺の値をＹ値としたとき、このＹ値を０．８２以上とする。Ｙ値は、好ましくは０．９０以上、より好ましくは１．００以上である。Ｙ値の上限は特に限定されないが、Ｙ値が過剰に大きくなると、母材の強度が高くなり過ぎてボルト形状に成形する時の冷間鍛造性が劣化するため、上限は、１．３０程度であることが好ましい。Ｙ値は、より好ましくは１．２０以下、更に好ましくは１．１５以下である。

次に、本発明の高強度ボルト用鋼の成分組成について説明する。本発明の高強度ボルト用鋼は、上述した上記式（１）および式（２）を満足するものであるが、その前提として、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６％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）、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有することが重要である。

Ｃは、鋼の強度と延性をバランス良く確保するための元素であり、高強度ボルトとして必要な引張強さを確保する上で欠くことができない元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｃは０．２０％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．２３％以上、より好ましくは０．２５％以上である。しかし、過剰に含有すると、靭性および延性の低下を招いて耐遅れ破壊性が劣化する。従って本発明では、Ｃ量は０．３５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．３２％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として用いられる元素であり、また焼戻し軟化抵抗を高める作用を有し、強度を高めるために必要な元素である。従って本発明では、Ｓｉ量は０．３％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．４７％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、ボルト形状に成形するときの冷間鍛造性が劣化する。従って本発明では、Ｓｉ量は１．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。

Ｍｎを過剰に含有すると、Ｍｎが結晶粒界に偏析し、粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が著しく低下する。また、Ｍｎ量が過剰になると、耐食性が劣化し、耐遅れ破壊性が低下する。従って本発明では、Ｍｎ量は０．６％以下とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５％以下である。しかし、Ｍｎは、溶製時に脱酸剤として有効に作用すると共に、鋼の焼入れ性を高めて強度を高める作用を有している元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．１％以上含有させることが好ましい。Ｍｎ量は、より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．３０％以上である。

Ｐは、不可避不純物として含有する元素であり、過剰に含有すると、粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊性を悪化させる。従って本発明では、Ｐ量は０．０２％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。Ｐ量は、できるだけ低減することが好ましいが、Ｐ量を０．００１％未満にするにはコスト高となるため、下限は、０．００１％であればよい。

Ｓは、不可避不純物として含有する元素であり、過剰に含有すると、熱間脆性を引き起こすばかりでなく、硫化物が結晶粒界に偏析し、粒界強度の低下を招いて耐遅れ破壊性を低下させる。従って本発明では、Ｓ量は０．０２％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。Ｓ量は、できるだけ低減することが好ましいが、Ｓ量を０．００１％未満にするにはコスト高となるため、下限は、０．００１％であればよい。

Ｃｒは、焼入れ性を高め、強度を高めるのに作用する元素である。また、焼戻し軟化抵抗を高め、強度を向上させる作用も有している。更に、Ｃｒは、鋼の耐食性を高め、耐遅れ破壊性を向上させるのにも寄与する元素である。従って本発明では、Ｃｒは０．３％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．７５％以上である。しかし、Ｃｒ量を過剰に添加してもその効果は飽和すると共に、製造コストの増加を招く。従って本発明では、Ｃｒ量は１．５％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。

Ａｌは、脱酸剤として添加されるほか、ＡｌＮを形成することによってオーステナイト粒の粗大化を防止でき、その結果、耐遅れ破壊性を向上させるのに作用する元素である。こうした作用を発揮させるために、Ａｌ量は０．０１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有させてもその効果は飽和すると共に、製造コストの増加を招く。また、Ａｌを過剰に含有すると、冷間鍛造性を悪化させる。従って本発明では、Ａｌ量は０．１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下である。

Ｔｉは、鋼中のＮおよびＣと結合してＴｉＮおよびＴｉＣを析出させる元素である。ＴｉＮおよびＴｉＣは、水素トラップサイトとして作用し、耐遅れ破壊性を向上させるのに寄与する。また、ＴｉＮおよびＴｉＣは、結晶粒の微細化に有効に作用し、耐遅れ破壊性の更なる向上に寄与する。こうした作用を発揮させために、Ｔｉは０．０５％以上含有させる必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．０５１％以上、より好ましくは０．０５２％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰になると冷間鍛造性の低下を招く。従って本発明では、Ｔｉ量は０．１％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。

Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、強度を高めるのに作用する元素である。従って本発明では、Ｂ量は０．０００３％以上とする。Ｂ量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有しても、その効果は飽和する他、却って靭性を低下させる。従って本発明では、Ｂ量は０．００５％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。

Ｎは、溶製後の凝固段階でＴｉと結合してＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。結晶粒が微細化することにより、耐遅れ破壊性が向上する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎは０．００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有し、ＴｉＮが過剰に形成されると、熱間圧延時に１３００℃程度に加熱してもＴｉＮは溶解せず、Ｔｉ炭化物の形成が阻害される。また、Ｎが固溶の状態で鋼中に存在すると、冷間鍛造性が著しく低下する。従って本発明では、Ｎ量は０．０１％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。

本発明に係る高強度ボルト用鋼の成分組成は、上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。該不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。

本発明に係る高強度ボルト用鋼は、圧延後の金属組織がフェライトとパーライトの混合組織である。この混合組織には、ベイナイト組織が一部含まれていてもよい。ベイナイト組織は、金属組織全体に対して５面積％以下であることが好ましい。

次に、本発明に係る高強度ボルト用鋼を製造する方法について説明する。本発明に係る高強度ボルト用鋼は、上記成分組成を満足する鋼を溶製し、鋳造した後、例えば、９５０℃以上に加熱し、８００〜１０００℃の温度域で、線材または棒鋼形状に、熱間圧延または熱間鍛造した後、６００℃以下の温度まで、平均冷却速度を３℃／秒以下（０℃／秒を含まない）として徐冷することにより製造できる。

９５０℃以上に加熱することによって、結晶粒の微細化に有効なＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を、オーステナイトに固溶させることができる。この温度が９５０℃未満では、炭化物、窒化物、炭窒化物の固溶量が少なくなり、後の熱間圧延で微細なＴｉやＶの炭化物、窒化物、炭窒化物が生成しにくくなる。そのため、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。この温度は、より好ましくは１０００℃以上である。加熱温度の上限は特に限定されないが、例えば、１３５０℃程度とすればよい。

熱間圧延または熱間鍛造では、上記加熱時に固溶させたＴｉやＶを微細な炭化物、窒化物、炭窒化物として鋼中に析出させればよい。そのためには仕上げ圧延温度または熱間鍛造温度を１０００℃以下にすることが好ましい。仕上げ圧延温度または熱間鍛造温度が１０００℃よりも高くなるとＴｉやＶの炭化物、窒化物、炭窒化物が析出しにくくなるため、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。一方、仕上げ圧延温度または熱間鍛造温度が低くなりすぎると、圧延荷重の増加や表面疵の発生増大があり、非現実的となるためその下限は８００℃以上とすることが好ましい。ここで、仕上げ圧延温度は、最終圧延パス前または圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温度とした。

熱間圧延または熱間鍛造後の冷却では、後のボルト形状への成形性を向上させるため、金属組織をフェライトとパーライトの混合組織にすることが重要であり、そのためには熱間圧延または熱間鍛造後の平均冷却速度を３℃／秒以下にすることが好ましい。平均冷却速度が３℃／秒より大きくなると、ベイナイトやマルテンサイトが生成するため、ボルト形状への成形性が大幅に悪化する。平均冷却速度は、より好ましくは２℃／秒以下である。

冷却して得られた高強度ボルト用鋼は、常法に従って、ボルト形状に成形した後、焼入れ処理および焼戻し処理を行い、金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、高強度で、しかも耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが得られる。

焼入れ処理および焼戻し処理の条件は特に限定されず、常法に従って行えばよい。

焼入れ処理は、例えば、８５０〜９６０℃に加熱して行うことが好ましい。８５０℃以上に加熱することにより、安定的にオーステナイト化できる。加熱温度は、より好ましくは８８０℃以上、更に好ましくは９００℃以上である。しかし、加熱温度が９６０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、耐遅れ破壊性が劣化することがある。従って上記加熱温度は、９６０℃以下とすることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは９５０℃以下、更に好ましくは９４０℃以下である。

焼入れしたままのボルトは、靭性および延性が低く、そのままの状態ではボルト製品にならない。そこで、焼入れ処理した後は、焼戻し処理を施す。

焼戻し処理は、例えば、３００〜５００℃に加熱して行うことが好ましい。焼戻し処理時の温度は、３００℃以上が好ましく、より好ましくは３３０℃以上、更に好ましくは３５０℃以上である。低温焼戻し脆性を回避するには、３８０℃以上の温度で焼戻しするのが良い。しかし焼戻し温度が５００℃を超えると、１１００ＭＰａ以上の強度を確保することが難しくなる。従って５００℃以下の温度で焼戻しすることが好ましい。焼戻し温度は、より好ましくは４８０℃以下、更に好ましくは４５０℃以下である。

焼戻し処理における加熱保持時間は特に限定されず、例えば、２０〜６０分程度である。

上記高強度ボルト用鋼は、ボルト形状に成形するに先立って、球状化処理を行なってもよい。球状化処理条件は特に限定されず、公知の条件を採用できる。

球状化処理するときの加熱温度は、例えば、７００〜８００℃とすればよい。７００℃以上に加熱することによって、パーライト組織中の炭化物を鋼中に溶かすことができる。加熱温度は、好ましくは７１０℃以上、より好ましくは７２０℃以上である。しかし加熱温度が８００℃を超えると、冷却中に再生パーライトが生成し、冷間鍛造性が劣化することがある。従って加熱温度は、８００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは７９０℃以下、更に好ましくは７８０℃以下である。

上記加熱温度で加熱した後は、室温まで、平均冷却速度を２０℃／時間以下として冷却することが好ましい。平均冷却速度が２０℃／時間を超えると、パーライト組織が形成されて冷間鍛造性が悪くなることがある。平均冷却速度は、より好ましくは１８℃／時間以下、更に好ましくは１６℃／時間以下である。

本発明で規定する高強度ボルト用鋼を、焼入れ処理および焼戻し処理して得られた高強度ボルトの軸部は、表層から中心部まで金属組織が焼戻しマルテンサイトとなり、１１００ＭＰａ以上の強度を確保できる。高強度ボルトの軸部における強度は、ＪＩＳＢ１０５１（２０００年）に基づいて測定すればよい。

上記高強度ボルトは、軸部における旧オーステナイトの結晶粒度番号が、８番以上であることが好ましい。旧オーステナイトの結晶粒が、微細化するほど耐遅れ破壊性が向上するからである。結晶粒度番号は、より好ましくは８．５番以上、更に好ましくは９．０番以上である。

上記結晶粒度番号は、ＪＩＳＧ０５５１（２０１３年）に基づいて測定すればよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）の鋼を溶製し、得られた鋳造片を１２００℃に加熱し、圧延もしくは熱間鍛造を行い、６００℃以下の温度まで、平均冷却速度を１℃／秒として徐冷し、直径１２ｍｍの線材を製造した。

下記表１には、鋼に含まれるＣ量およびＭｎ量に基づいて上記式（１）で求められるＸ値、鋼に含まれるＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、およびＣｒ量に基づいて上記式（２）で求められるＹ値を示す。

次に、得られた線材の金属組織を観察した。金属組織は、線材を横断面で切断し、ナイタール腐食液でエッチングした後、Ｄ／４位置（Ｄは線材の直径）の任意の領域を光学顕微鏡で観察した。観察倍率は、４００倍とした。その結果、線材の組織は、フェライトとパーライトの混合組織であった。

次に、得られた線材を８７０℃に加熱した後、８７０℃から焼入れ処理を行った。焼入れ処理後、下記表２に示す焼戻し温度（℃）に再加熱し、１時間保持して焼戻し処理を行い、供試材を製造した。

得られた供試材の金属組織を、上記線材と同じ手順で観察した。その結果、金属組織は、焼戻しマルテンサイト組織であった。

次に、得られた供試材について、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を測定した。結晶粒度番号は、得られた供試材をＪＩＳＧ０５５１（２０１３年）で規定される焼入れ焼戻し法に従って結晶粒界を現出させ、供試材の縦断面におけるＤ／４位置（Ｄは供試材の直径）の任意の領域で測定した。

次に、得られた供試材から、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１年）で規定される１４Ａ号試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１年）に従って引張試験を行い、引張強さを測定した。測定結果を下記表２に示す。本発明では、引張強さが１１００ＭＰａ以上の場合を合格とする。

次に、引張強さが１１００ＭＰａ以上であった供試材について、耐遅れ破壊性を評価した。耐遅れ破壊性は、上記供試材から、図１に示す切り欠き付き試験片を切り出し、引張試験および耐遅れ破壊試験を行って評価した。切り欠き付き試験片を用いたのは、ねじ部の応力集中を模擬するためである。即ち、上記切り欠き付き試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１年）に従って引張試験を行い、最大応力を測定した。なお、図１に示したＫｔは応力集中係数を示している。

また、耐遅れ破壊試験として、上記切り欠き付き試験片を、１５％ＨＣｌ水溶液に３０分間浸漬し、水洗および乾燥した後、一定荷重を負荷し、１００時間以上破断しない荷重の最大値（以下、１００時間保持応力ということがある）を測定した。

上記１００時間保持応力を、上記最大応力で除した値（１００時間保持応力／最大応力）を遅れ破壊強度比と定義し、この値を下記表２に示す。本発明では、遅れ破壊強度比が０．７０以上の場合を合格とする。

また、上記Ｘ値［１／（［Ｃ］×［Ｍｎ］）の値］と、遅れ破壊強度比との関係を図２に示す。図２においては、本発明例であるＮｏ．１〜９をプロットすると共に、比較例であるＮｏ．１０〜２０のうち、Ｘ値が本発明で規定する要件を外れるＮｏ．１２〜１４、１８、１９をプロットした。なお、Ｎｏ．２０のＸ値は本発明で規定する要件を外れているが、Ｎｏ．２０は、Ｍｏを含有した参考例であるため、図２にプロットしなかった。

表１、表２、および図２から、次のように考察できる。Ｎｏ．１〜９は、本発明で規定する要件を満足する例である。鋼の成分組成が適切に制御されているため、１１００ＭＰａ以上の高強度と、優れた耐遅れ破壊性を達成できている。これに対し、Ｎｏ．１０〜１９は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。

これらのうち、Ｎｏ．１０は、Ｃ量が少な過ぎるため、Ｙ値が０．８２を下回った例であり、１１００ＭＰａ以上の強度を確保できなかった。Ｎｏ．１１は、Ｃ量が過剰な例であり、靭性および延性が低下したため、耐遅れ破壊性を改善できていないと考えられる。Ｎｏ．１２〜１４は、Ｍｎ量を過剰に含有し、Ｘ値が５．５を下回った例であり、偏析によって粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性を改善できなかったと考えられる。Ｎｏ．１５は、Ｓｉ量が少な過ぎるため、Ｙ値が０．８２を下回った例であり、１１００ＭＰａ以上の強度を確保できなかった。Ｎｏ．１６は、Ｃｒ量が少な過ぎる例であり、Ｙ値が０．８２を下回ったため、１１００ＭＰａ以上の強度を確保できなかった。

Ｎｏ．１７は、Ｔｉ量を含有しない例であり、水素トラップサイトとなるＴｉＣが析出しなかったため、耐遅れ破壊性を改善できなかったと考えられる。Ｎｏ．１８は、Ｘ値が５．５を下回った例であり、耐遅れ破壊性を改善できなかった。Ｎｏ．１９は、Ｔｉ量が少な過ぎ、またＸ値が５．５を下回った例であり、耐遅れ破壊性を改善できなかった。Ｎｏ．２０は、ＪＩＳ規格のＳＣＭ４３５を模擬した参考例である。Ｎｏ．２０は、１１００ＭＰａ以上の強度を有し、しかも耐遅れ破壊性を改善できているが、Ｍｏを含有しているため、コスト高となっている。

Claims

Ｃ：０．２０〜０．３５％（質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．３〜１．０％、
Ｍｎ：０．６％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）、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有すると共に、
下記式（１）および式（２）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
フェライトとパーライトの混合組織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用鋼。
１／（［Ｃ］×［Ｍｎ］）≧５．５・・・（１）
［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２＋［Ｍｎ］／２＋［Ｃｒ］／３≧０．８２・・・（２）
［式（１）、式（２）において、［］は、各元素の含有量（質量％）を意味する。］
請求項１に記載の鋼を用いて得られるボルトであり、
金属組織は焼戻しマルテンサイト組織で、
引張強さが１１００ＭＰａ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。