JPH0545660B2

JPH0545660B2 -

Info

Publication number: JPH0545660B2
Application number: JP59250540A
Authority: JP
Inventors: Kazunori Fukisawa; Mitsushi Higuchi; Kunio Namiki
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1984-11-29
Filing date: 1984-11-29
Publication date: 1993-07-09
Also published as: JPS61130456A; DE3541792A1; DE3541792C2; GB2169313A; CA1263259A; US4778652A; GB2169313B; GB8528955D0; US4838961A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は高強度ボルトに関し、より詳細には、
特製成分組成を有する高強度ボルトに関する。（従来の技術及びその問題点）最近、自動車の燃費低減を目的とした各部品の
軽量化に伴い、部品の締結用ボルトの分野におい
ても、高強度化の要請が高まつてきている。例えば、自動車用部品を小型化、高強度化すれ
ば、コントロツドボルト、シリンダーヘツドボル
トなどの締結用ボルトも小型化にせざるを得ず、
小型のボルトで締付け力を確保するにはそのボル
トの強度を上げることが必要になる。従来、この種のボルトとしては、ISO（国際標
準化機構）規格に基づく強度区分12.9ボルトが使
用されていた。このボルトの強度規格としては引
張強さ120〜140Kgｆ／mm²、0.2％耐力≧0.9×（引
張強さ）の条件を満たすべきことが要求されてい
るが、このような規格条件を満足するボルトを用
いていた部品に対して前述の小型化に伴う高強度
化の要請に応えるためには、強度区分として
ISO14.9の条件、すなわち引張強さ140〜160Kg
ｆ／mm²、0.2％耐力≧0.9×（引張強さ）を満たす
高強度ボルトの出現が必要とされる。しかしながら、このようなより高強度のボルト
についてISOで規格され、またJIS規格でも14.9
クラスが規定されてはいるものの、かゝる条件を
満たし得る高強度ボルト用鋼の開発の点で十分で
はなく、材料面での追従が遅れているのが現状で
ある。すなわち、この種のボルトの材質とし従来使用
されていたボルト用鋼は、JISSCM440などのク
ロム・モリブデン鋼であるが、ボルトの高強度化
に当たつて最大の課題である耐遅れ破壊性の点に
関して、従来より引張強さが120Kgｆ／mm²を超え
ると急激にこの耐遅れ破壊性が劣化することが知
られており、そのために、引張強さの点でそれな
りのレベルが得られても、実際には引張強さ140
〜160Kgｆ／mm²で用いることができなかつた。更には、上記耐遅れ破壊性以外でも高強度ボル
トに要求されることがある性質、例えば疲労強度
の点でも、高引張強さと共に兼ね備え得る所望の
ボルト用鋼が見い出されていなかつた。（発明の目的）本発明は、このように状況に鑑みて前述の小型
化に伴う高強度化の要請に応えるべくなされたも
のであつて、高強度ボルトとして規格上必要とさ
れる高引張強さ、特に140〜160Kgｆ／mm²の強さ並
びに0.2％耐力の点で満足でき、更には付加的に
耐遅れ破壊性のみならず疲労強度などの性質も優
れた新規な化学成分を有する高強度ボルトを提供
することを目的とするものである。（発明の構成）従来より確認されているように、ボルト用に供
される高強度クロム・モリブデン鋼での遅れ破壊
は、旧オーステナイト粒界を起点として発生す
る。そこで、本発明者等は、この遅れの破壊の発生
機構に及ぼす金属組織、合金元素及び不純物元素
の影響を明らかにすべく種々実験、研究を重ねた
結果、以下に示すような知見を得るに至つた。すなわち、その要点は次の(1)〜(3)のとうりであ
る。 (1) 焼もどし温度はできるだけ高いことが好まし
い。焼もどしの第３段階、すなわちセメンタイ
トが析出する領域では流界に析出したセメンタ
イトが粒界をを脆化させるため、特に140〜160
Kgｆ／mm²の高い引張強さを得るにはこの領域を
避け、これより高温の焼もどしを施すことが好
ましい。 (2) Ｐ、Ｓ等の不純物は、焼入れ時のオーステナ
イト化中にオーステナイト粒界に偏析し、これ
を脆化させるので、それらの含有量を可能な限
り低く抑制するのが好ましい。 (3) 熱処理時の粒界酸化は著しく粒界強度を低下
させ、耐送れ破壊性をも劣化させる。したがつ
て、粒界酸化させ易い元素Mn、Siなどは極力
低減させることが好ましい。これらのうち、特に上記(3)については、従来よ
り耐遅れ破壊性と粒界酸化との関係について言及
された例はなく、本発明者等によつてはじめて見
い出された独創的な知見である。また、引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満足さ
せるには、熱処理条件、特に焼もどし温度領域を
詳細に管理する必要があることも見い出した。本発明者等は、以上の諸知見に基づき、高強度
ボルト用鋼として有すべき化学成分並びに熱処理
条件を更に詳細に具現化するために検討を重ねた
結果、ここに特定の化学成分を有する高強度ボル
トの発明をなしたものである。すなわち、本発明の要旨とするところは、Ｃ：
0.30〜0.50％、Si：0.10％未満、Mn：0.40％以
下、Cr：0.30〜1.50％、Mo：0.10〜0.70％及び
Ｖ：0.15％超、0.40％以下を含み、必要に応じて
更に、Nb：0.05〜0.15％、Ti：0.05〜0.15％及び
Zr：0.05〜0.15％のうちの１種又は２種以上を含
み、残部がFe及び不可避的不純物Ｐ：0.015％以
下、Ｓ：0.010％以下よりなることを特徴とする
高強度ボルトである。以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明す
る。従来のクロム・モリブデン鋼などでは前述の高
強度化の要請に応えることができないため、本発
明は以下の成分を特定の範囲に限定し、また熱処
理条件を詳細に管理するものであり、次にそれら
の限定理由を述べる。Ｃは引張強さを増すために必要な成分であり、
140〜160Kgｆ／mm²の引張強さを確保するうえで下
限を0.30％とする。しかし、0.50％を越えると靭
延性を劣化させると共に耐遅れ破壊性も劣化する
ので、上限を0.50％とする。なお、他成分との関
係で特に耐遅れ破壊性を更によくするためには、
Ｃ含有量を0.40〜0.50％の範囲に保つのが好まし
い。 Siは前述のとうり粒界酸化を助長し、これを起
点として遅れ破壊をもたらすので、極力低減させ
る必要がある。脱酸元素であるが、粒界酸化をよ
り効果的に防止して耐遅れ破壊性を劣化させない
ために0.10％未満とする。 MnはSiとともに粒界酸化を助長する元素であ
るので極力少ない方がよいが、ある程度焼入れ性
を確保するためなどにより上限のみを0.40％とす
る。Ｐはオーステナイト化時にオーステナイト粒界
に偏析し、粒界を脆化するので、精練技術上可能
な限り低減すべきであり、0.015％以下とし、
0.010％以下にするのが好ましい。ＳはＰと同様、粒界に偏析するとともにMnS
としても存在し、耐遅れ破壊性を劣化させるの
で、これも精練技術上可能な限り低減すべきであ
り、0.010％以下とし、0.005％以下にするのが好
ましい。 Crは、焼入れ性を確保するのに必要であり、
またセメントタイトが旧オーステナイト粒界に析
出する領域（本系では約500℃）を越えた焼もど
し温度を確保するために、最低0.30％を必要とす
る。しかし、Cr量が増加すると高温焼もどし領
域での硬さが低下し、140Kgｆ／mm²以上の引張強
さが安定して得られなくなり、またSi、Mnと同
様、粒界酸化を助長するので、上限を1.50％とす
る。なお、引張強さを安定して確保するとともに
耐遅れ破壊性の劣化を防止し、焼入れ性や高焼も
どし温度の確保などをより効果的たらしめるため
には0.90〜1.10％の範囲で添加するのが好まし
い。 Moは、他元素とのバランスによるが、500℃
以上の焼もどし温度で140〜160Kgｆ／mm²の引張強
さを得るのに最低0.10％を必要とする。しかし、
0.70％以上の量を添加してもその効果が飽和し、
またMoは高価な元素でもあるので、0.70％を上
限とする。なお、高焼もどし温度で高い引張強さ
を確実に得るためには0.45〜0.65％の範囲で添加
するのが好ましい。Ｖは、炭化物を形成し、結晶粒の微細化に効果
があり、その結果、耐力を上昇させ靭延性を向上
させることができ、またMoと同様、高温焼もど
し時に炭化物として析出し、２次硬化を示して軟
化抵抗を増大させることができる。そのためには
0.15％より多く、好ましくは0.25％以上添加する
必要がある。しかし、必要以上に添加してもこれ
らの効果は飽和し、むしろ、インゴツト鋳造時或
いは鋳片製造時に粗大炭化物（一次炭化物）を形
成して靭性を劣化させるので、上限を0.40％と
し、好ましくは0.35％以下にする。 Nb、Ti及びZrは、いずれも結晶粒微細化元素
であつてＶと同様の効果を示すが、Ｖを必須添加
するので、必要に応じて１種又は２種以上を添加
することができる。添加する場合には各元素とも
0.05％以上0.15％以下とする。0.05％未満では上
記効果が得られず、0.15％を超えて添加してもＶ
が必須添加されているので効果が飽和するためで
ある。なお、参考のため、これらの特定成分組成を有
する鋼の熱処理条件を示す。すなわち、広い範囲
の熱処理温度、例えば焼入れ温度が900〜980℃、
焼もどし温度が500〜650℃で焼入れ・焼もどしの
熱処理を行つても、ISO強度区分14.9の規格を満
足し得るが、本発明に係る化学成分のうち、上記
の好ましい範囲に限定した鋼に対し、更に熱処理
条件を限定すると、特に耐遅れ破壊性の向上が顕
著であることが判明した。したがつて、優れた引
張強さと耐遅れ破壊性の双方を満足させるべく、
焼入れ温度を940±10℃、焼もどし温度を575±25
℃の範囲に厳格に管理するものである。（実施例）以下に本発明の実施例を比較例とともに示す。実施例１第１表に示す化学成分を有する鋼をいずれも
8.0mm〓の線材に圧延し、940℃から焼入れ後、575
℃で焼もどしを施し（但し、供試材Ｍについての
み、焼入れ温度850℃、焼もどし温度450℃）、M8
ボルトを製造し、140〜160Kgｆ／mm²級に調質し
た。ボルト実体の性質を調べるとともに一部、素
材での性質をも調べた。

【表】 (注) 本発明鋼(1)〜(3)は特許請求の範囲の項番号に
対応し、(4)〜(5)は好ましい範囲の例である。

【表】

【表】まず、前記ボルトよりJIS 14A号試験片（第３
図）を加工し、引張試験を行つた。その結果を第
２表に示す。同表よりわかるように、いずれの本
発明鋼もISO 14.9を強度規格（引張強さ、0.2％
耐力）を十分に満足しており、特にNb、Ti、Zr
の１種以上を添加してより微細化した本発明鋼は
各々これらの元素を含まない本発明鋼に比べて
0.2％耐力が高い。これに対し、比較鋼Ｍ
（AMS6304D）及びＮ（JIS SCM440）ともに引張
り強さは得られているものの、特に比較鋼Ｎは
0.2％耐力の点で前記規格を満たしていない。また、ボルト実体について遅れ破壊試験を行つ
た。試験方法としてはボルト実体を0.2％耐力ま
で締め付けて応力を負荷し、0.1N、Hclの環境下
で200時間まで浸漬保持して、20本のうち破断し
た本数の割合（％）を調べた。試験結果を引張強
さ140〜160Kgｆ／mm²の得られる範囲内で、焼もど
し温度で整理した結果を第１図に示す。なお、比
較鋼としてAMS 6304Dを示した。このボルト実体遅れ破壊試験の結果よりわかる
ように、20本中、１本も破断が生じなかつた焼も
どし温度領域は、比較鋼のAMS 6304Dが600〜
625℃であるのに対し、本発明鋼はこれより広く、
特に本発明鋼(4)、(5)は550〜600℃の温度領域で皆
無であつた。また、８mm〓の素材より曲げ型促進試験片（第
４図）を加工し、遅れ破壊試験（曲げ型促進試
験）を行つた。試験方法としては、試験片を片持
ちで支持し、ノツチ部に0.1N、Hclを滴下しなが
ら自由端側に重りを下げることにより曲げ応力を
かけて、遅れ破壊曲線（曲げ応力vs.破断時間）
を作成した。この曲線に基づいて、30時間強度
σ₃₀hr（30時間経過時の応力）と静曲げ応力σ_SB（曲
げ応力のかけた零時間のときの応力）を求め、そ
の比σ₃₀hr／σ_SBを遅れ破壊強度比と定義して、こ
れをもつて対遅れ破壊性を評価した。遅れ破壊強
度比と引張強さとの関係を第２図に示す。なお、
通常ISO 12.8クラスに用いられるJIS SCM440及
び比較的優れた耐遅れ破壊性の得られる
AMS6304Dについても比較鋼として併わせて示
した。その結果、本発明鋼はいずれも比較鋼に比べて
高強度域で優れた破壊性を示し、特に本発明鋼の
うちでも化学成分を好ましい範囲に限定した本発
明鋼(4)、(5)が特に高い遅れ破壊強度比を示してい
る。一方、比較鋼JISSCM440は120〜140Kgｆ／
mm²級の低強度域でも遅れ破壊強度比が高強度化と
ともに低下しているが、本発明鋼はそのような強
度域でも上記比較鋼と同等以上の効果を示してい
る。実施例２熱処理条件、特に焼入れ温度の耐遅れ破壊性に
及ぼす影響を調べるために、実施例と同様の条件
で、但し焼入れ温度を変化させてボルトを製造
し、引張試験を行うとともに、一部、素材につい
て同様に遅れ破壊強度比を調べた。その結果を第
３表に示す。これより、焼入れ温度が940±10℃
の範囲を若干外れ低い温度或いは高い温度であつ
ても、引張強さの点では140Kgｆ／mm²以上を確保
できるが、耐遅れ破壊性が劣化する。

【表】実施例３高強度ボルトとして用いるに当たつては、耐遅
れ破壊性のみならず、疲労強度の高いことも重要
である。疲労強度を上昇させる手段として、ねじ
転造を熱処理の前後に分割して行い、熱処理後の
圧縮残留応力を高めることが考えられる。熱処理
前後の転造の割合としては、熱処理前に50〜95
％、熱処理後で50〜５％が妥当である。この点を確認するため、実施例１で本発明鋼Ｊ
を用いて得たボルト実体について、第４表に示す
条件で転造を行い、疲労試験を行つた。試験条件
及び結果は同表に示すとうりである。その結果、
本発明鋼は元来、耐遅れ破壊性が優れているた
め、耐遅れ破壊性を劣化させずに疲労強度を高め
ることが可能であるが、ねじ転造を熱処理前後に
分割して行えば、一層疲労強度の上昇を期待でき
る。但し、従来用いられている通常のボルト用鋼種
では、圧縮応力を高め強度を高めることは耐遅れ
破壊性の劣化につながることを別途確認した。

【表】両振り疲労試験
なお、本発明鋼は140〜160Kgｆ／mm²級を対象と
して開発したものであるが、上記実施例でも明ら
かなように、これ以下の強度で用いても当然、従
来鋼と同等以上の性能を有するものである。ま
た、本発明の高強度ボルトは、常温で使用するの
みならず、高温用ボルトとしても適用可能であ
る。（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、高強度
化の要請に十分応え得る優れた強度を有し、特に
140〜160Kgｆ／mm²の高引張強さと0.2％耐力の向
上の双方を満足でき、更には耐遅れ破壊性、疲労
強度などの性質でも優れた高強度ボルトを提供す
ることができる。勿論、従来鋼の使用強度レベル
でもそれと同等以上の性能を有するほか、高温用
ボルトとしても使用できるので、一層の適用範囲
の拡大を可能とする等々、その効果は極めて大き
い。

【図面の簡単な説明】

第１図はボルト実体遅れ破壊試験の結果を示す
図であつて、破断試験片の割合と焼もどし温度と
の関係を示し、第２図は遅れ破壊強度比と引張強
さとの関係を示す図。第３図及び第４図は各々試
験片の形状、寸法（mm）を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.30〜0.50％、Si：0.10％未
満、Mn：0.40％以下、Cr：0.30〜1.50％、Mo：
0.10〜0.70％及びＶ：0.15％超、0.40％以下を含
み、残部がFe及び不可避的不純物Ｐ：0.015％以
下、Ｓ：0.010％以下よりなることを特徴とする
高強度ボルト。２重量％で、Ｃ：0.30〜0.50％、Si：0.10％未
満、Mn：0.40％以下、Cr：0.30〜1.50％、Mo：
0.10〜0.70％及びＶ：0.15％超、0.40％以下を含
み、更にNb：0.05〜0.15％、Ti：0.05〜0.15％及
びZr：0.05〜0.15％のうちの１種又は２種以上を
含み、残部がFe及び不可避的不純物Ｐ：0.015％
以下、Ｓ：0.010％以下よりなることを特徴とす
る高強度ボルト。３前記高強度ボルトの強度は引張強さ140〜160
Kgｆ／mm²級のものである特許請求の範囲第２項記
載の高強度ボルト。