JP7273295B2 - ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 - Google Patents
ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7273295B2 JP7273295B2 JP2019091321A JP2019091321A JP7273295B2 JP 7273295 B2 JP7273295 B2 JP 7273295B2 JP 2019091321 A JP2019091321 A JP 2019091321A JP 2019091321 A JP2019091321 A JP 2019091321A JP 7273295 B2 JP7273295 B2 JP 7273295B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- bolt
- hydrogen
- content
- steel
- tensile strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は，ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法に関するものである。
自動車や産業機械の高性能化、軽量化、あるいは土木・建築構造物の大型化に伴い、ボルトの高強度化が要求されている。
ボルトには、ＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６で規定されたＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０などの機械構造用合金鋼が用いられる。ボルトは、機械構造用合金鋼を所定の形状に成形後、焼入れ－焼戻し処理で強度を調整する。
ボルトを高強度化するためには、鋼材の炭素量を高める、あるいは焼戻し温度を低くすればよい。
ボルトには、ＪＩＳ Ｇ ４０５３：２０１６で規定されたＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０などの機械構造用合金鋼が用いられる。ボルトは、機械構造用合金鋼を所定の形状に成形後、焼入れ－焼戻し処理で強度を調整する。
ボルトを高強度化するためには、鋼材の炭素量を高める、あるいは焼戻し温度を低くすればよい。
しかしながら、引張強さが１２００ＭＰａを超えるようなボルトでは、水素脆化の一種である遅れ破壊が問題となる。遅れ破壊は、静的応力下に置かれた部品が、ある時間経過後に突然、脆性的に破壊する現象である。
遅れ破壊は、水素の侵入に起因する現象であり、鋼材の強度が高くなるほど、遅れ破壊に至る水素侵入量の臨界値が低下する。
ボルトが屋外、特に、海水、融雪塩などが飛来する環境で使用される場合には、塩分付着によって水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の危険性が高まる。
遅れ破壊は、水素の侵入に起因する現象であり、鋼材の強度が高くなるほど、遅れ破壊に至る水素侵入量の臨界値が低下する。
ボルトが屋外、特に、海水、融雪塩などが飛来する環境で使用される場合には、塩分付着によって水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の危険性が高まる。
そこで、従来から、耐遅れ破壊性に優れたボルトが検討されている。
例えば、特許文献１には、焼もどし時に析出するＭ ｏ 炭化物、Ｗ 炭化物による析出強化を活用した、引張強さが１６１７ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性に優れたボルトおよび鋼材が開示されている。
例えば、特許文献１には、焼もどし時に析出するＭ ｏ 炭化物、Ｗ 炭化物による析出強化を活用した、引張強さが１６１７ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性に優れたボルトおよび鋼材が開示されている。
最近は、特許文献１のボルトよりも、さらに耐遅れ破壊特性に優れたボルトが求められている。
本発明の課題は、一般的に遅れ破壊が生じる危険性が非常に高い、引張強さが１６００ＭＰａ以上の強度レベルにおいて、優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供することにある。
本発明の課題は、一般的に遅れ破壊が生じる危険性が非常に高い、引張強さが１６００ＭＰａ以上の強度レベルにおいて、優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供することにある。
発明者らは、ボルトの素材として所定の化学組成を有し、かつ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、ＳｉおよびＣｒの含有量が以下の式（１）、（２）、（３）を満たす鋼材を採用することで、水素のトラップサイトとなるＭ２Ｃ炭化物がボルト中に分散することを見出した。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・（１）
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・（２）
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・（３）
その結果、発明者らは、高強度で、かつ優れた耐遅れ破壊特性を有するボルトが得られることを見出した。
上記課題は、以下の手段により解決される。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・（１）
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・（２）
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・（３）
その結果、発明者らは、高強度で、かつ優れた耐遅れ破壊特性を有するボルトが得られることを見出した。
上記課題は、以下の手段により解決される。
（１）組成が、質量％で、
Ｃ ：０．３５～０．５０％、
Ｓｉ：１．５０～４．００％、
Ｍｎ：０．２０～０．８０％、
Ｍｏ：１．５０～５．００％、
Ｗ ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．２０％、
Ｃｒ：０．２０～１．００％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％、
Ｐ：０～０．０１５％、
Ｓ：０～０．０１５％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．０２００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
かつ、式[１]、[２]、[３]を満たし、
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱後、焼入れ処理を行い、５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻した時の引張強さが、１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、ボルト用鋼。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・[１]
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・[２]
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・[３]
但し、式[１]、[２]、[３]において、Ｓｉ，Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗには、それぞれボルト用鋼が含有するＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの含有質量％が代入され、含有質量％が０の場合、０が代入される。
Ｃ ：０．３５～０．５０％、
Ｓｉ：１．５０～４．００％、
Ｍｎ：０．２０～０．８０％、
Ｍｏ：１．５０～５．００％、
Ｗ ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．２０％、
Ｃｒ：０．２０～１．００％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％、
Ｐ：０～０．０１５％、
Ｓ：０～０．０１５％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．０２００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
かつ、式[１]、[２]、[３]を満たし、
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱後、焼入れ処理を行い、５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻した時の引張強さが、１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、ボルト用鋼。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・[１]
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・[２]
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・[３]
但し、式[１]、[２]、[３]において、Ｓｉ，Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗには、それぞれボルト用鋼が含有するＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの含有質量％が代入され、含有質量％が０の場合、０が代入される。
（２）前記（１）に記載のボルト用鋼をボルト形状に成形し、
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱した後、焼入れ処理を行い、
５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻し処理を行うことを特徴とする、ボルトの製造方法。
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱した後、焼入れ処理を行い、
５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻し処理を行うことを特徴とする、ボルトの製造方法。
（３）前記（１）に記載のボルト用鋼の組成を有し、
引張強さが１６００ＭＰａ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上であることを特徴とするボルト。
引張強さが１６００ＭＰａ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上であることを特徴とするボルト。
本発明によれば、高強度で、かつ、優れた耐遅れ破壊強度を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供できる。
以下、本発明の一例である実施形態について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
「工程」とは、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
「工程」とは、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
[ボルト用鋼材の化学組成]
本実施形態に係るボルト用鋼材の化学組成は、以下のとおりである。
本実施形態に係るボルト用鋼材の化学組成は、以下のとおりである。
（必須元素）
Ｃ ：０．３５～０．５０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、ボルトの強度を高める。Ｃ量が０．３５％未満であると、ボルトとして必要な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．５０％よりも多いと、焼入れの加熱時に合金炭化物が多量に溶け残り、所定の焼戻し温度では強度が低くなるうえ、焼戻し時の合金炭化物の析出量が相対的に減少するため、水素トラップ能も低くなる。
従って、Ｃ量は０．３５～０．５０％とする。なお、好ましいＣ量は０．３８～０．４５％である。
Ｃ ：０．３５～０．５０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、ボルトの強度を高める。Ｃ量が０．３５％未満であると、ボルトとして必要な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．５０％よりも多いと、焼入れの加熱時に合金炭化物が多量に溶け残り、所定の焼戻し温度では強度が低くなるうえ、焼戻し時の合金炭化物の析出量が相対的に減少するため、水素トラップ能も低くなる。
従って、Ｃ量は０．３５～０．５０％とする。なお、好ましいＣ量は０．３８～０．４５％である。
Ｓｉ：１．５０～４．００％
Ｓｉは、焼戻し時のセメンタイトの析出を抑制することで耐遅れ破壊強度を向上させることができる。耐遅れ破壊強度を高めるため、Ｓｉ量を１．５０％以上とする。一方、４．００％以上としてもセメンタイト析出抑制効果は飽和することに加え、鍛造前の球状化焼鈍時の硬さを上げるため、冷間鍛造性が低下する。従って、Ｓｉ量は１．５０～４．００％とする。なお、好ましいＳｉ量は１．８０～２．８０％である。
Ｓｉは、焼戻し時のセメンタイトの析出を抑制することで耐遅れ破壊強度を向上させることができる。耐遅れ破壊強度を高めるため、Ｓｉ量を１．５０％以上とする。一方、４．００％以上としてもセメンタイト析出抑制効果は飽和することに加え、鍛造前の球状化焼鈍時の硬さを上げるため、冷間鍛造性が低下する。従って、Ｓｉ量は１．５０～４．００％とする。なお、好ましいＳｉ量は１．８０～２．８０％である。
Ｍｎ：０．２０～０．８０％
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの粒界偏析を防止する。また、焼入れ性向上の作用を有する。Ｍｎ量が０．２０％未満であると、Ｓの粒界偏析が大きくなり耐遅れ破壊強度が低下する。一方、Ｍｎ量が０．８０％を超えると、部品形状に加工する際の冷間加工性が低下するうえ、焼割れが生じ易くなる。
従って、Ｍｎ量は０．２０～０．８０％とする。なお、好ましいＭｎ量は０．３０～０．７０％である。
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの粒界偏析を防止する。また、焼入れ性向上の作用を有する。Ｍｎ量が０．２０％未満であると、Ｓの粒界偏析が大きくなり耐遅れ破壊強度が低下する。一方、Ｍｎ量が０．８０％を超えると、部品形状に加工する際の冷間加工性が低下するうえ、焼割れが生じ易くなる。
従って、Ｍｎ量は０．２０～０．８０％とする。なお、好ましいＭｎ量は０．３０～０．７０％である。
Ｍｏ：１．５０～５．００％
Ｗ ：０～１．００％
Ｖ ：０～０．２０％
Ｍｏ、ＷおよびＶは、本発明において重要な元素である。Ｍｏ、Ｗは、Ｍ２Ｃ型の炭化物を形成する元素である。ＶはＭＣ型の炭化物を形成する元素であるが、Ｍｏ、Ｗに適正量のＶを複合して含有させることで、Ｍｏ、Ｗ、Ｖから成る、Ｍ２Ｃ型炭化物である（Ｍｏ、Ｗ、Ｖ）２Ｃが析出する。微細なＭ２Ｃ型炭化物は、鋼をオーステナイト域から焼入れした後、５７０～６９０℃の高温で焼戻しをすることで、多く析出させることができる。この微細な炭化物が析出することで、析出強化により鋼の強度を上昇させることができる。また、微細なＭ２Ｃ型炭化物は、水素のトラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。トラップ水素とは、前記Ｍ２Ｃ型炭化物によって固定された、鋼中を自由に移動できない水素である。
Ｗ ：０～１．００％
Ｖ ：０～０．２０％
Ｍｏ、ＷおよびＶは、本発明において重要な元素である。Ｍｏ、Ｗは、Ｍ２Ｃ型の炭化物を形成する元素である。ＶはＭＣ型の炭化物を形成する元素であるが、Ｍｏ、Ｗに適正量のＶを複合して含有させることで、Ｍｏ、Ｗ、Ｖから成る、Ｍ２Ｃ型炭化物である（Ｍｏ、Ｗ、Ｖ）２Ｃが析出する。微細なＭ２Ｃ型炭化物は、鋼をオーステナイト域から焼入れした後、５７０～６９０℃の高温で焼戻しをすることで、多く析出させることができる。この微細な炭化物が析出することで、析出強化により鋼の強度を上昇させることができる。また、微細なＭ２Ｃ型炭化物は、水素のトラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。トラップ水素とは、前記Ｍ２Ｃ型炭化物によって固定された、鋼中を自由に移動できない水素である。
トラップサイトとしての効果を得るためには、Ｍｏを１．５０％以上含有させる必要がある。加えて、Ｗ、Ｖを適量加えることで、トラップサイトとしての効果はさらに向上する。一方、Ｍｏの含有量が５．００％を超えた場合、またはＷの含有量が１．００％を超えた場合、またはＶの含有量が０．２０％を超えた場合は、焼入れ加熱時に未固溶の粗大な炭窒化物が残存するため、この粗大な炭窒化物をオーステナイト中に固溶させるために焼入れ加熱温度を高くする必要が生じ、焼入れ時の歪み発生、表面の酸化物増加の問題が発生する。従って、Ｍｏの含有量は１．５０～５．００％、Ｗの含有量は０～１．００％、Ｖの含有量は０～０．２０％とする。なお、好ましいＭｏ量は、２．００～４．００％、好ましいＷ量は、０．０２～０．８０％、好ましいＶ量は、０．１０～０．１５％である。
Ｍｏ、ＷおよびＶ含有量は、式（１）、（２）を満たす必要がある。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・（１）
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・（２）
式（１）、（２）において、Ｍｏ、Ｗ、Ｖには、それぞれボルト用鋼が含有するＭｏ、Ｗ、Ｖの含有質量％が代入され、含有質量％が０の場合、０が代入される。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・（１）
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・（２）
式（１）、（２）において、Ｍｏ、Ｗ、Ｖには、それぞれボルト用鋼が含有するＭｏ、Ｗ、Ｖの含有質量％が代入され、含有質量％が０の場合、０が代入される。
Ｃｒ：０．２０～１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を確保するために有効な元素であるとともに、Ｍ２Ｃに固溶し、水素トラップ能を向上させる効果がある。Ｃｒ量が０．２０％未満であると、これらの効果が不十分となる。一方、Ｃｒ量が１．００％を超えると、セメンタイトを安定化させ、焼戻し時のＭ２Ｃ炭化物の析出を阻害するため、目的の水素トラップ効果を得ることができない。
従って、Ｃｒ量は０．２０～１．００％とする。なお、好ましいＣｒ量は０．４０～０．８０％である。
Ｍ２Ｃの析出を阻害させないためには、Ｓｉ、Ｃｒ含有量は、式（３）を満たす必要がある。
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・（３）
式（３）において、ＳｉとＣｒには、それぞれボルト用鋼が含有するＳｉとＣｒの含有質量％が代入される。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を確保するために有効な元素であるとともに、Ｍ２Ｃに固溶し、水素トラップ能を向上させる効果がある。Ｃｒ量が０．２０％未満であると、これらの効果が不十分となる。一方、Ｃｒ量が１．００％を超えると、セメンタイトを安定化させ、焼戻し時のＭ２Ｃ炭化物の析出を阻害するため、目的の水素トラップ効果を得ることができない。
従って、Ｃｒ量は０．２０～１．００％とする。なお、好ましいＣｒ量は０．４０～０．８０％である。
Ｍ２Ｃの析出を阻害させないためには、Ｓｉ、Ｃｒ含有量は、式（３）を満たす必要がある。
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・（３）
式（３）において、ＳｉとＣｒには、それぞれボルト用鋼が含有するＳｉとＣｒの含有質量％が代入される。
引張り強さ１６００ＭＰａ以上の高強度を有するボルトにおいては、耐遅れ破壊強度を向上させるために、水素トラップサイトである微細なＭ２Ｃ型炭化物を大量に鋼中に分散させることが必要である。式（１）の値が０．２０超では、水素トラップ能が不足して耐遅れ破壊強度が低下する。式（２）の値が０．１０未満では、Ｍ２Ｃ中のＭｏ，Ｗ，Ｖの複合度が低く、水素トラップ能が不足して耐遅れ破壊強度が低下する。一方、式（２）の値が０．４０超では、Ｍ２Ｃが不安定となり、別の炭化物となるため、水素トラップ能が不足して耐遅れ破壊強度が低下する。また、式（３）の値が２．０未満ではセメンタイトの析出を抑制できず、Ｍ２Ｃ型炭化物による水素トラップ能が低下する。
Ａｌ：０．０１０～０．１００％
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素であるとともに、窒化物を形成して焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に残存して、ボルトの破壊起点となる。
従って、Ａｌ量は０．０１０～０．１００％とする。なお、好ましいＡｌ量は０．０１２～０．０５０％である。
Ａｌは、脱酸剤として機能する元素であるとともに、窒化物を形成して焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に残存して、ボルトの破壊起点となる。
従って、Ａｌ量は０．０１０～０．１００％とする。なお、好ましいＡｌ量は０．０１２～０．０５０％である。
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％
Ｎは、窒化物や炭窒化物を形成し、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｎ量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．０１５０％を超えた場合、粗大な窒化物や炭窒化物が生成して、破壊起点となる。
従って、Ｎ量は０．００１０～０．０１５０％とする。なお、好ましいＮ量は０．００２０～０．０１００％である。
Ｎは、窒化物や炭窒化物を形成し、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｎ量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．０１５０％を超えた場合、粗大な窒化物や炭窒化物が生成して、破壊起点となる。
従って、Ｎ量は０．００１０～０．０１５０％とする。なお、好ましいＮ量は０．００２０～０．０１００％である。
Ｐ：０～０．０１５％
Ｐは、不純物である。Ｐ含有量は極力低いことが好ましい。Ｐは、オーステナイト粒界に偏析する。Ｐ量が０．０１５％を超えると、焼入れ、焼戻し後の旧オーステナイト粒界が脆化して粒界割れの原因となる。このため、Ｐ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＰ含有量の上限は０．０１２％である。Ｐは不可避的にボルト用鋼に含有される不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｐは、ボルト用鋼に０％超含有されていても良い。
Ｐは、不純物である。Ｐ含有量は極力低いことが好ましい。Ｐは、オーステナイト粒界に偏析する。Ｐ量が０．０１５％を超えると、焼入れ、焼戻し後の旧オーステナイト粒界が脆化して粒界割れの原因となる。このため、Ｐ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＰ含有量の上限は０．０１２％である。Ｐは不可避的にボルト用鋼に含有される不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｐは、ボルト用鋼に０％超含有されていても良い。
Ｓ：０～０．０１５％
Ｓは、不純物である。Ｓ含有量は極力低いことが好ましい。Ｓは、鋼材中でＭｎ硫化物として存在する。Ｍｎ硫化物は、鋼表面が腐食する際の化学反応で硫化水素を発生する。この硫化水素が分解して水素を発生することで鋼中へ水素が侵入し、耐遅れ破壊強度を低下させる。また、Ｍｎ硫化物が破壊起点となる。このため、Ｓ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＳ含有量の上限は０．０１２％である。Ｓは、不可避的に含有される不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｓは、ボルト用鋼に０％超含有されていても良い。
Ｓは、不純物である。Ｓ含有量は極力低いことが好ましい。Ｓは、鋼材中でＭｎ硫化物として存在する。Ｍｎ硫化物は、鋼表面が腐食する際の化学反応で硫化水素を発生する。この硫化水素が分解して水素を発生することで鋼中へ水素が侵入し、耐遅れ破壊強度を低下させる。また、Ｍｎ硫化物が破壊起点となる。このため、Ｓ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＳ含有量の上限は０．０１２％である。Ｓは、不可避的に含有される不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｓは、ボルト用鋼に０％超含有されていても良い。
（任意元素）
本実施形態に係るボルト用鋼材は、任意元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、及びＲＥＭの少なくとも１種以上を含有してもよい。
本実施形態に係るボルト用鋼材は、任意元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、及びＲＥＭの少なくとも１種以上を含有してもよい。
Ｔｉ：０～０．１００％
Ｔｉは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングして組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｔｉを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｔｉを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
Ｔｉは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングして組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｔｉを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｔｉを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
従って、Ｔｉ含有量は０～０．１００％とすることが好ましく、０％超～０．１００％がより好ましく、０．００５～０．０５０％がさらに好ましい。
Ｎｂ：０～０．１００％
Ｎｂは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｎｂを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｎｂを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
Ｎｂは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｎｂを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｎｂを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
従って、Ｎｂ含有量は０～０．１００％とすることが好ましく、０％超～０．１００％がより好ましく、０．００５～０．０５０％がさらに好ましい。
Ｂ：０～０．００５０％
Ｂは、オーステナイト中に僅かに固溶させただけで鋼の焼入れ性を高める。Ｂは、浸炭焼入れ時にマルテンサイトを効率的に得るために鋼材に含有させてもよい。一方、Ｂを０．００５０％を超えて添加すると、多量のＢＮを形成してＮを消費するため、オーステナイト粒の粗大化を招来する。従って、Ｂ含有量は０～０．００５０％とすることが好ましく、０超～０．００５０％がより好ましく、０．０００７～０．００３０％がさらに好ましい。
Ｂは、オーステナイト中に僅かに固溶させただけで鋼の焼入れ性を高める。Ｂは、浸炭焼入れ時にマルテンサイトを効率的に得るために鋼材に含有させてもよい。一方、Ｂを０．００５０％を超えて添加すると、多量のＢＮを形成してＮを消費するため、オーステナイト粒の粗大化を招来する。従って、Ｂ含有量は０～０．００５０％とすることが好ましく、０超～０．００５０％がより好ましく、０．０００７～０．００３０％がさらに好ましい。
Ｎｉ：０～０．２０％
Ｎｉは耐食性と靭性を高める元素であり、鋼材に含有させても良い。添加量が多量になると、コストに見合った効果が得られないため、その上限を０．２０％とする。
Ｎｉは耐食性と靭性を高める元素であり、鋼材に含有させても良い。添加量が多量になると、コストに見合った効果が得られないため、その上限を０．２０％とする。
Ｃｕ：０～０．２０％
Ｃｕは耐食性を高める元素であり、鋼材に含有させても良い。一方、その量が０．２０％を超えると熱間延性が低下するため、その上限を０．２０％とする。
Ｃｕは耐食性を高める元素であり、鋼材に含有させても良い。一方、その量が０．２０％を超えると熱間延性が低下するため、その上限を０．２０％とする。
ＲＥＭ：０～０．０２００％
ＲＥＭ（希土類元素）とは、原子番号５７のランタンから原子番号７１ルテシウムまでの１５元素と、原子番号２１のスカンジウム及び原子番号３９のイットリウムと、の合計１７元素の総称である。鋼材にＲＥＭが含有されると、圧延時及び熱間鍛造時にＭｎＳ粒子の伸延が抑制され、冷間鍛造時の割れを抑制する効果が得られる。但し、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、ＲＥＭを含む硫化物が大量に生成され、鋼の被削性が劣化する。従って、ＲＥＭ含有量は、前記１７元素の合計量で０～０．０２０％とすることが好ましく、０％超～０．０２００％がより好ましく、０．００５％～０．０１５％がさらに好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）とは、原子番号５７のランタンから原子番号７１ルテシウムまでの１５元素と、原子番号２１のスカンジウム及び原子番号３９のイットリウムと、の合計１７元素の総称である。鋼材にＲＥＭが含有されると、圧延時及び熱間鍛造時にＭｎＳ粒子の伸延が抑制され、冷間鍛造時の割れを抑制する効果が得られる。但し、ＲＥＭ含有量が０．０２０％を超えると、ＲＥＭを含む硫化物が大量に生成され、鋼の被削性が劣化する。従って、ＲＥＭ含有量は、前記１７元素の合計量で０～０．０２０％とすることが好ましく、０％超～０．０２００％がより好ましく、０．００５％～０．０１５％がさらに好ましい。
本実施形態におけるボルト用鋼およびボルトの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石、スクラップ、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。Ｐ、Ｓ以外の不純物として、たとえば、Ｏ、Ｐｂ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｃａ等が存在し得る。これらの不純物元素はボルトの耐遅れ破壊強度を低下させない範囲での含有が許容される。また、防食効果が期待される、Ｓｎ、Ｂｉは、適宜添加することができる。Ｓｎ、Ｂｉは鋼の鋳造性（高温延性）を低下させるため、その上限を０．２０％とする。
＜ボルトの製造方法＞
以下、本実施形態に係るボルト用鋼材を用いて、本実施形態に係るボルトの製造方法の一例について詳述する。
以下、本実施形態に係るボルト用鋼材を用いて、本実施形態に係るボルトの製造方法の一例について詳述する。
（ボルト形状に成形する工程）
本実施形態に係るボルト用鋼材を溶解した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工によって、丸棒など所要の粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に伸線、焼鈍、冷間加工、ねじ転造などを施して、所定のボルト形状に成形する。複数回の冷間加工の中間に、焼鈍または球状化焼鈍処理を複数回施してもよい。また、成形の工程に熱間加工を含めることもできる。
本実施形態に係るボルト用鋼材を溶解した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工によって、丸棒など所要の粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に伸線、焼鈍、冷間加工、ねじ転造などを施して、所定のボルト形状に成形する。複数回の冷間加工の中間に、焼鈍または球状化焼鈍処理を複数回施してもよい。また、成形の工程に熱間加工を含めることもできる。
（焼入れ・焼戻しを行う工程）
所定のボルト形状に成形した後、強度を付与するため、鋼をオーステナイト化以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。なお、焼入れのための加熱温度（以下、「焼入れ加熱温度」という。）が低すぎると、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの炭窒化物のマトリックス中への固溶が不十分となり、粗大な炭化物が残存する。その結果、焼戻し時に析出する微細なＭｏ、Ｖの炭窒化物の量が少なくなるため、目的の強度や水素トラップ効果を得ることができない。
所定のボルト形状に成形した後、強度を付与するため、鋼をオーステナイト化以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。なお、焼入れのための加熱温度（以下、「焼入れ加熱温度」という。）が低すぎると、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの炭窒化物のマトリックス中への固溶が不十分となり、粗大な炭化物が残存する。その結果、焼戻し時に析出する微細なＭｏ、Ｖの炭窒化物の量が少なくなるため、目的の強度や水素トラップ効果を得ることができない。
一方、焼入れ加熱温度を過度に高くすると、結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣化を招き、また、操業熱処理炉の炉体および付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、好ましくない。このため、焼入れ加熱温度は９３０～１０５０℃とするのが好ましい。
耐遅れ破壊強度を向上させるためには、上記の焼入れ処理を行った後に焼戻しを行う必要がある。本発明では、焼戻しの温度を、５７０～６９０℃に限定する必要がある。焼戻し温度が５７０℃未満では、焼戻し時に析出するＭｏ、Ｗ、Ｖ 炭化物による析出が不十分で、目的の水素トラップ能、および遅れ破壊限界水素量を達成することができない。
一方、焼戻し温度が６９０℃超の場合は、Ｍ２Ｃ型炭化物がオストワルド成長し、目的の水素トラップ能、および遅れ破壊限界水素量を達成することができない。そのため、焼戻し温度は５７０～６９０℃に限定する。
なお、焼戻し温度の好ましい範囲は、５９０～６６０℃である。
以上の工程により、本実施形態に係るボルトが製造される。
なお、焼戻し温度の好ましい範囲は、５９０～６６０℃である。
以上の工程により、本実施形態に係るボルトが製造される。
＜ボルト＞
本実施形態に係るボルトは、上記本実施形態に係るボルト用鋼材からなり、引張強さが１６００ＭＰａ以上であり、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上であり、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷し、破断に至るまでの時間を測定し、１００時間破断しないことを特徴とする。
本実施形態に係るボルトは、上記本実施形態に係るボルト用鋼材からなり、引張強さが１６００ＭＰａ以上であり、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上であり、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷し、破断に至るまでの時間を測定し、１００時間破断しないことを特徴とする。
以下、本実施形態に係るボルトの引張強さ、トラップ水素量、及び耐遅れ破壊特性について詳述する。
（引張強さ）
本実施形態に係るボルトにおいて、ボルトから引張り試験片を採取して測定した引張強さは１６００ＭＰａ以上である。
本実施形態に係るボルトにおいて、ボルトから引張り試験片を採取して測定した引張強さは１６００ＭＰａ以上である。
（トラップ水素量）
本実施形態に係るボルトにおいて、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上である。トラップ水素量が３．０ｐｐｍ未満であると、ボルトに侵入した水素が拡散し、旧オーステナイト結晶粒界に集積して、遅れ破壊が生じる危険性が高まる。そのため、トラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上である必要がある。
本実施形態に係るボルトにおいて、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上である。トラップ水素量が３．０ｐｐｍ未満であると、ボルトに侵入した水素が拡散し、旧オーステナイト結晶粒界に集積して、遅れ破壊が生じる危険性が高まる。そのため、トラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上である必要がある。
トラップ水素量は、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定した。昇温速度１００℃／ 時間で、室温から４００℃ までに試料から放出される水素量を水素トラップ量と定義した。
（耐遅れ破壊強度）
本実施形態に係るボルトは、実環境で使用するため、十分な耐遅れ破壊強度を備える必要がある。本実施形態に係わるボルトは、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上である必要がある。１００時間で破断しなかった場合、耐遅れ破壊強度に優れると判断した。ここで、めっきは、鋼材中に水素を閉じ込めるために行うものであり、Ｃｄ、Ｚｎめっき等を用いることができる。
本実施形態に係るボルトは、実環境で使用するため、十分な耐遅れ破壊強度を備える必要がある。本実施形態に係わるボルトは、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上である必要がある。１００時間で破断しなかった場合、耐遅れ破壊強度に優れると判断した。ここで、めっきは、鋼材中に水素を閉じ込めるために行うものであり、Ｃｄ、Ｚｎめっき等を用いることができる。
以上に示すとおり、本実施形態に係るボルトは、最適な化学組成を備える鋼材に、最適な焼入れ焼戻しを施すことで、引張強さ、トラップ水素量及び遅れ破壊限界水素量の好適化を図ったものである。
次に、本発明の実施例について説明するが、以下に示す各条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一例にすぎず、本発明の条件はこの一例に限定されるものではない。本発明の実施においては、その要旨を逸脱せず、その目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用することができる。
＜各種試験片の成形＞
（棒鋼の準備）
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｏ及びＡＡ～ＡＲ）をそれぞれ溶製し、熱間鍛造により、直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの棒鋼を準備した。なお、表１－１及び表１－２において下線を付した数値は当該数値が本発明の範囲外であることを示す。また、表１－１及び表１－２における空欄部は各元素が無添加であることを示す。
（棒鋼の準備）
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｏ及びＡＡ～ＡＲ）をそれぞれ溶製し、熱間鍛造により、直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの棒鋼を準備した。なお、表１－１及び表１－２において下線を付した数値は当該数値が本発明の範囲外であることを示す。また、表１－１及び表１－２における空欄部は各元素が無添加であることを示す。
次にボルト製造を再現するため、表２の条件で焼入れ、焼戻しを施し、続いて、焼入れ、焼戻ししたボルト相当品の引張り強度、トラップ水素量の測定、および耐遅れ破壊強度を以下の方法で評価した。
（焼入れの実施）
上記のようにして得た直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの丸棒を切断し、直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒を切り出し、表２に記載の温度で焼入れを行った。焼入れ加熱温度での保持時間は６０分とした。その後、６０℃に保持した油槽へ焼入れを行った。
上記のようにして得た直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの丸棒を切断し、直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒を切り出し、表２に記載の温度で焼入れを行った。焼入れ加熱温度での保持時間は６０分とした。その後、６０℃に保持した油槽へ焼入れを行った。
（焼戻しの実施）
油焼入れ後、表２に記載の温度で焼戻しを行った。焼戻し温度での保持時間は６０分とし、焼戻し後の冷却は空冷とした。
油焼入れ後、表２に記載の温度で焼戻しを行った。焼戻し温度での保持時間は６０分とし、焼戻し後の冷却は空冷とした。
（引張試験片）
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、全長７０ｍｍ、平行部直径６ｍｍ、長さ３２ｍｍの平滑引張試験片を採取した。
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、全長７０ｍｍ、平行部直径６ｍｍ、長さ３２ｍｍの平滑引張試験片を採取した。
（トラップ水素量調査用の試験片作製）
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒を採取し、トラップ水素量調査用の試験片とした。
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒を採取し、トラップ水素量調査用の試験片とした。
（遅れ破壊試験片の作製）
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの切欠き（切欠き部直径４．２ｍｍ、角度６０°）付き丸棒試験片を採取し、遅れ破壊試験片とした。
上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの切欠き（切欠き部直径４．２ｍｍ、角度６０°）付き丸棒試験片を採取し、遅れ破壊試験片とした。
以上のようにして、製造Ｎｏ．１～３８の引張試験片、製造Ｎｏ．１～３８のトラップ水素量調査用の試験片、及び製造Ｎｏ．１～３８の遅れ破壊試験片を、それぞれ得た。ただし、製造Ｎｏ．２４、３０（比較例７、１３）については焼割れが発生したため、製造Ｎｏ．２５（比較例８）については加工割れが発生したため、以降の試験を中断した。
＜各試験片を用いた性能評価＞
（引張強さ）
上記の手順で作製した引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、室温の大気中で引張試験を行い、引張強さを求めた。
（引張強さ）
上記の手順で作製した引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、室温の大気中で引張試験を行い、引張強さを求めた。
（トラップ水素量）
上記の手順で作製した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージを行った。その後、ガスクロマトグラフを用い、昇温速度１００℃／ 時間で、室温から４００℃まで昇温し、試料から放出される水素量を測定した。
上記の手順で作製した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージを行った。その後、ガスクロマトグラフを用い、昇温速度１００℃／ 時間で、室温から４００℃まで昇温し、試料から放出される水素量を測定した。
（遅れ破壊強度）
上記の手順で作製したφ７ｍｍ×７０ｍｍの切欠き（切欠き部φ４．２ｍｍ、角度６０°）付き遅れ破壊試験片に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、Ｚｎで水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷し、破断に至るまでの時間を測定した。１００時間破断しなかった場合は試験を打ち切りとした。
上記の手順で作製したφ７ｍｍ×７０ｍｍの切欠き（切欠き部φ４．２ｍｍ、角度６０°）付き遅れ破壊試験片に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、Ｚｎで水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷し、破断に至るまでの時間を測定した。１００時間破断しなかった場合は試験を打ち切りとした。
引張強さ、トラップ水素量、及び遅れ破壊有無の結果を表２に記載する。なお、表２中の下線を付した数値は当該数値が本発明の範囲外であることを示す。また、表２中の符号“－”は、引張強さ等の必要条件を満たさなかったため、試験を行わなかったことを意味する。
表１～表２から明らかなように、化学組成、並びに、焼入れ焼戻しの条件について好適化を図った発明例１～１５（製造Ｎｏ．１～１５）は、いずれも、引張強さが高く、また、トラップ水素量が高く、遅れ破壊が生じなかったことから、優れた強度と耐遅れ破壊特性が得られていることが判る。
尚、発明例１６、１７は、本発明の組成要件を満たすが、焼入れ条件が好適な範囲から若干外れる製造条件で製造された。発明例１６は、他の発明例に比べて焼入れ温度が高い製造条件で製造されており、その強度は他の発明例に比べて若干大きい。そのため、強度－延性バランスに関しては、他の発明例の方が相対的に優れている。また、発明例１７は、他の発明例に比べて焼入れ温度が低い製造条件で製造されており、強度に関しては、他の発明例の方が相対的に優れている。
これに対し、化学組成、並びに、焼入れ焼戻しの条件について、少なくともいずれかについて好適化を図っていない比較例１～２１（製造例１８～３８）については、いずれも、優れた強度や耐遅れ破壊特性が得られていないことが判る。
本発明によれば、高強度で、かつ、優れた耐遅れ破壊強度を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供できる。
Claims (3)
- 組成が、質量％で、
Ｃ ：０．３５～０．５０％、
Ｓｉ：１．５０～４．００％、
Ｍｎ：０．２０～０．８０％、
Ｍｏ：１．５０～５．００％、
Ｗ ：０～１．００％、
Ｖ ：０～０．２０％、
Ｃｒ：０．２０～１．００％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１５０％、
Ｐ：０～０．０１５％、
Ｓ：０～０．０１５％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｉ：０～０．２０％、
Ｃｕ：０～０．２０％、
ＲＥＭ：０～０．０２００％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
かつ、式（１）、（２）、（３）を満たし、
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱後、焼入れ処理を行い、５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻した時の引張強さが、１６００ＭＰａ以上であることを特徴とする、ボルト用鋼。
２Ｖ／（Ｍｏ＋０．５Ｗ）≦０．２０ ・・・（１）
０．１０≦（２Ｖ＋０．５Ｗ）／Ｍｏ≦０．４０ ・・・（２）
２．００≦Ｓｉ／Ｃｒ ・・・（３）
但し、式（１）、（２）、（３）において、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗには、それぞれボルト用鋼が含有するＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの含有質量％が代入され、含有質量％が０の場合、０が代入される。 - 請求項１記載のボルト用鋼をボルト形状に成形し、
９３０～１０５０℃の温度範囲に加熱した後、焼入れ処理を行い、
５７０～６９０℃の温度範囲で焼戻し処理を行い、１６００ＭＰａ以上の引張強
さとすることを特徴とする、ボルトの製造方法。 - 請求項１記載のボルト用鋼の組成を有し、
引張強さが１６００ＭＰａ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージした後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上であり、
３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり０．３ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上であることを特徴とするボルト。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019091321A JP7273295B2 (ja) | 2019-05-14 | 2019-05-14 | ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019091321A JP7273295B2 (ja) | 2019-05-14 | 2019-05-14 | ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2020186437A JP2020186437A (ja) | 2020-11-19 |
| JP7273295B2 true JP7273295B2 (ja) | 2023-05-15 |
Family
ID=73221408
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019091321A Active JP7273295B2 (ja) | 2019-05-14 | 2019-05-14 | ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7273295B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7499691B2 (ja) | 2020-12-16 | 2024-06-14 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼およびボルト |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006131990A (ja) | 2004-10-08 | 2006-05-25 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法 |
| JP2018012874A (ja) | 2016-07-22 | 2018-01-25 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線の製造方法 |
-
2019
- 2019-05-14 JP JP2019091321A patent/JP7273295B2/ja active Active
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006131990A (ja) | 2004-10-08 | 2006-05-25 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法 |
| JP2018012874A (ja) | 2016-07-22 | 2018-01-25 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2020186437A (ja) | 2020-11-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2014294080B2 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
| JP2842579B2 (ja) | 疲労強度の優れた高強度ばね用鋼 | |
| JP7188466B2 (ja) | ボルト、及びボルト用鋼材 | |
| JP6190298B2 (ja) | 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 | |
| CN109790602B (zh) | 钢 | |
| EP3315626B1 (en) | Bolt | |
| JPH10110247A (ja) | 耐水素脆性および疲労特性に優れたばね鋼 | |
| JP7273295B2 (ja) | ボルト用鋼、ボルト、及びボルトの製造方法 | |
| JP4867638B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性および耐腐食性に優れた高強度ボルト | |
| JP7457234B2 (ja) | ボルト及びボルトの製造方法 | |
| JP4241552B2 (ja) | 水素侵入抑制効果を有する高強度低合金鋼 | |
| JP4430559B2 (ja) | 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 | |
| JP7464832B2 (ja) | ボルト、及びボルト用鋼材 | |
| JP6648659B2 (ja) | 機械構造用部品 | |
| JP7164032B2 (ja) | ボルト、及びボルト用鋼材 | |
| JP6601140B2 (ja) | 高強度ボルト及び高強度ボルト用鋼 | |
| JP4332446B2 (ja) | 冷間加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼、並びに耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品 | |
| JP6682886B2 (ja) | 高強度低合金鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220111 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230110 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230124 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230328 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230410 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7273295 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |