JPH0570890A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼Info
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- JPH0570890A JPH0570890A JP23206891A JP23206891A JPH0570890A JP H0570890 A JPH0570890 A JP H0570890A JP 23206891 A JP23206891 A JP 23206891A JP 23206891 A JP23206891 A JP 23206891A JP H0570890 A JPH0570890 A JP H0570890A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は１４０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の引張強
さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用
鋼を提供するものである。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓ
ｉ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：１．０〜３．０％、Ｍ
ｎ：０．５０％未満、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：０．
３〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０２
％以下を含有し、さらにＡｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５％の内の１種または２種以上を含有し、残部
は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ焼入
れ焼戻し組織を有する鋼材であって、引張強度１４０ｋ
ｇｆ／ｍｍ 2 以上に調質しても、耐遅れ破壊特性に優れ
ている。
さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用
鋼を提供するものである。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓ
ｉ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：１．０〜３．０％、Ｍ
ｎ：０．５０％未満、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：０．
３〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０２
％以下を含有し、さらにＡｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５％の内の１種または２種以上を含有し、残部
は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ焼入
れ焼戻し組織を有する鋼材であって、引張強度１４０ｋ
ｇｆ／ｍｍ 2 以上に調質しても、耐遅れ破壊特性に優れ
ている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は１４０ｋｇｆ／mm2以上
の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高張力
ボルト用鋼に関するものである。
の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高張力
ボルト用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、特に構造物の大型化、自動車や土
木機械等の軽量化に伴い、引張強さ１２０〜１３０ｋｇ
ｆ／mm2 以上の高張力ボルトの開発が要求されてきてい
る。従来、高張力ボルトは、ＪＩＣ Ｇ４１０５ ＳＣ
Ｍ４３５の低合金鋼を焼入れ、焼戻し処理を行い製造さ
れているが、１４０ｋｇｆ／mm2 以上の引張強さを有す
るボルトにおいては、未だ世の中に広く普及しておら
ず、耐遅れ破壊特性が劣化することから、はるかに強度
の低いＦ１１Ｔクラスのボルトにおいてさえ、使用制限
を受けているのが現状である。
木機械等の軽量化に伴い、引張強さ１２０〜１３０ｋｇ
ｆ／mm2 以上の高張力ボルトの開発が要求されてきてい
る。従来、高張力ボルトは、ＪＩＣ Ｇ４１０５ ＳＣ
Ｍ４３５の低合金鋼を焼入れ、焼戻し処理を行い製造さ
れているが、１４０ｋｇｆ／mm2 以上の引張強さを有す
るボルトにおいては、未だ世の中に広く普及しておら
ず、耐遅れ破壊特性が劣化することから、はるかに強度
の低いＦ１１Ｔクラスのボルトにおいてさえ、使用制限
を受けているのが現状である。
【０００３】１４０ｋｇｆ／mm2 以上の高張力ボルトと
して、例えば特開昭６０−１１４５５１号公報、特開平
２−１４５７４６号公報、特開平２−２３２３４０号公
報等に各種成分の高強度鋼及びその製造方法が提案され
ている。これらの発明は、遅れ破壊クラックがオーステ
ナイト粒界を起点・伝播経路として発生することに注目
し、粒界偏析元素の低減、粒の細粒化等により粒界強化
を図り、耐遅れ破壊特性を改善しているものである。
して、例えば特開昭６０−１１４５５１号公報、特開平
２−１４５７４６号公報、特開平２−２３２３４０号公
報等に各種成分の高強度鋼及びその製造方法が提案され
ている。これらの発明は、遅れ破壊クラックがオーステ
ナイト粒界を起点・伝播経路として発生することに注目
し、粒界偏析元素の低減、粒の細粒化等により粒界強化
を図り、耐遅れ破壊特性を改善しているものである。
【０００４】しかし、本発明者らは、遅れ破壊に関する
長年の研究により、鉄と鋼７２（１９８６）Ｓ１５１８
に示すように、遅れ破壊は１４０ｋｇｆ／mm2 以上の材
料においては、極めて微量の拡散性水素（０．３ppm 以
下）で誘起されることを明らかにしており、単に粒界強
化だけでなく、鋼材に侵入し、拡散する水素自体を抑制
しなければ、完全に遅れ破壊に対する懸念を払いのける
ことができないことを示した。
長年の研究により、鉄と鋼７２（１９８６）Ｓ１５１８
に示すように、遅れ破壊は１４０ｋｇｆ／mm2 以上の材
料においては、極めて微量の拡散性水素（０．３ppm 以
下）で誘起されることを明らかにしており、単に粒界強
化だけでなく、鋼材に侵入し、拡散する水素自体を抑制
しなければ、完全に遅れ破壊に対する懸念を払いのける
ことができないことを示した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は１４０ｋｇｆ
／mm2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優
れた高張力ボルト用鋼を提供するものである。
／mm2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優
れた高張力ボルト用鋼を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐遅れ破
壊特性に優れた高張力ボルト用鋼の開発を進めた結果、
鋼材への水素侵入・拡散を抑制する成分として、Ｓｉ及
びＮｉが極めて効果的であることを見出した。即ち、本
発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．２０〜
０．５０％、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：１．０〜
３．０％、Ｍｎ：０．５０％未満、Ｃｒ：３．０％以
下、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜０．４
％、Ｎ：０．０２％以下なる量を含有し、さらにＡｌ：
０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．５
％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の内の１種または
２種以上含有し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純
物からなり、かつ焼入れ焼戻し組織を有することを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼にあ
り、引張強度１４０ｋｇｆ／mm2 以上に調質しても、耐
遅れ破壊特性に優れていることを特徴としている。
壊特性に優れた高張力ボルト用鋼の開発を進めた結果、
鋼材への水素侵入・拡散を抑制する成分として、Ｓｉ及
びＮｉが極めて効果的であることを見出した。即ち、本
発明の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．２０〜
０．５０％、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：１．０〜
３．０％、Ｍｎ：０．５０％未満、Ｃｒ：３．０％以
下、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜０．４
％、Ｎ：０．０２％以下なる量を含有し、さらにＡｌ：
０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．５
％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の内の１種または
２種以上含有し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純
物からなり、かつ焼入れ焼戻し組織を有することを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼にあ
り、引張強度１４０ｋｇｆ／mm2 以上に調質しても、耐
遅れ破壊特性に優れていることを特徴としている。
【０００７】
【作用】以下に、本発明における鋼の組成限定理由につ
いて述べる。 （１）Ｃ：０．２０〜０．５０％ Ｃは素材鋼に熱処理を加えることにより所要の強度を付
与するのに有効な元素であり、その効果を得るためには
０．２０％以上含有させることが必要である。しかし、
多すぎると靱性を劣化させると共に耐遅れ破壊特性を劣
化させるので、０．５０％以下としたが、できれば０．
３０％以下が望ましい。
いて述べる。 （１）Ｃ：０．２０〜０．５０％ Ｃは素材鋼に熱処理を加えることにより所要の強度を付
与するのに有効な元素であり、その効果を得るためには
０．２０％以上含有させることが必要である。しかし、
多すぎると靱性を劣化させると共に耐遅れ破壊特性を劣
化させるので、０．５０％以下としたが、できれば０．
３０％以下が望ましい。
【０００８】（２）Ｓｉ：０．５０〜３．０％ Ｓｉは鋼の脱酸、強度増加に有効な元素であると同時に
鋼材への水素侵入・拡散を抑制し、耐遅れ破壊特性向上
にも有効な元素であるが、その含有量が０．５０％未満
ではその効果は得難く、できれば０．７７％を超えるこ
とが望ましい。一方、その含有量が３．０％を超えると
靱性の劣化が著しくなるため、その含有量を０．５０〜
３．０％とした。
鋼材への水素侵入・拡散を抑制し、耐遅れ破壊特性向上
にも有効な元素であるが、その含有量が０．５０％未満
ではその効果は得難く、できれば０．７７％を超えるこ
とが望ましい。一方、その含有量が３．０％を超えると
靱性の劣化が著しくなるため、その含有量を０．５０〜
３．０％とした。
【０００９】（３）Ｎｉ：１．０〜３．０％ Ｎｉは鋼の焼入性、強度、靱性及び耐腐食性の向上に効
果があるばかりでなく、Ｓｉと同時に添加することによ
り、鋼材への水素侵入・拡散を抑制し、耐遅れ破壊特性
を向上させる元素であるが、その含有量が１．０％未満
では、その効果は得難く、一方、その含有量が３．０％
を超えると効果が飽和し、しかも比較的高価な元素なの
で、その含有量を１．０〜３．０％とした。
果があるばかりでなく、Ｓｉと同時に添加することによ
り、鋼材への水素侵入・拡散を抑制し、耐遅れ破壊特性
を向上させる元素であるが、その含有量が１．０％未満
では、その効果は得難く、一方、その含有量が３．０％
を超えると効果が飽和し、しかも比較的高価な元素なの
で、その含有量を１．０〜３．０％とした。
【００１０】図１にＳｉ、Ｎｉの同時添加の効果を示
す。これは、各々１０φ×１００mmのサンプルを９５０
℃×３０分で焼入れ、５００℃×６０分で焼戻し処理
し、３６％塩酸に２０分間浸漬し強制的に鋼中に水素を
チャージした後に、熱的分別法によりサンプルの水素放
出曲線を求めたものである。図から明らかなようにＳ
ｉ、Ｎｉ同時添加したサンプルにおいて、２５０℃以下
に見られる拡散性水素の量が極めて少ないことがわか
る。つまりＳｉ、Ｎｉの同時添加が鋼中への水素侵入・
拡散を抑制するのに非常に有効であることがわかる。
す。これは、各々１０φ×１００mmのサンプルを９５０
℃×３０分で焼入れ、５００℃×６０分で焼戻し処理
し、３６％塩酸に２０分間浸漬し強制的に鋼中に水素を
チャージした後に、熱的分別法によりサンプルの水素放
出曲線を求めたものである。図から明らかなようにＳ
ｉ、Ｎｉ同時添加したサンプルにおいて、２５０℃以下
に見られる拡散性水素の量が極めて少ないことがわか
る。つまりＳｉ、Ｎｉの同時添加が鋼中への水素侵入・
拡散を抑制するのに非常に有効であることがわかる。
【００１１】特開昭６３−２９３１４号公報では、高Ｓ
ｉ化することにより鋼中の水素の拡散を抑制し、しかも
Ｎｉを０．１〜４．０％、Ｚｒを０．０１〜０．１５％
の範囲で添加することにより耐遅れ破壊特性を改善でき
ることが提案されているが、Ｓｉ及びＮｉの添加量を上
記のように適切な範囲内に制御し、しかも後述するよう
に熱処理条件を適切にすれば、Ｚｒ等の高価な元素を添
加しなくとも十分耐遅れ破壊特性は改善可能である。
ｉ化することにより鋼中の水素の拡散を抑制し、しかも
Ｎｉを０．１〜４．０％、Ｚｒを０．０１〜０．１５％
の範囲で添加することにより耐遅れ破壊特性を改善でき
ることが提案されているが、Ｓｉ及びＮｉの添加量を上
記のように適切な範囲内に制御し、しかも後述するよう
に熱処理条件を適切にすれば、Ｚｒ等の高価な元素を添
加しなくとも十分耐遅れ破壊特性は改善可能である。
【００１２】（４）Ｍｎ：０．５０％未満 Ｍｎは脱酸、脱硫に必要な元素であり、さらに焼入性及
び強度の向上に有効であるが、粒界に偏析し、粒界を脆
化させる元素であるため、０．５０％未満にする必要が
ある。 （５）Ｃｒ：３．０％以下 Ｃｒは焼入性、耐腐食性の向上に有効な元素であるが、
過剰になるとその効果が飽和し、むしろ靱性が劣化し、
焼戻しにも長時間を要し不経済であるので、３．０％以
下とすべきである。
び強度の向上に有効であるが、粒界に偏析し、粒界を脆
化させる元素であるため、０．５０％未満にする必要が
ある。 （５）Ｃｒ：３．０％以下 Ｃｒは焼入性、耐腐食性の向上に有効な元素であるが、
過剰になるとその効果が飽和し、むしろ靱性が劣化し、
焼戻しにも長時間を要し不経済であるので、３．０％以
下とすべきである。
【００１３】（６）Ｍｏ：０．５〜２．０％ Ｍｏは焼入性の向上に寄与すると同時に、結晶粒の微細
化及び粒界強化向上に寄与する元素である。またＣｕと
同時添加すると自然環境下における鋼表面の腐食孔の生
成を抑制する効果がある。特に、Ｎｉを大量に添加する
本発明鋼では腐食孔ができ易い欠点があるためＭｏを添
加するが、０．５％未満ではその効果は得難く、２．０
％を超えるとその効果が飽和するので、０．５〜２．０
％とした。
化及び粒界強化向上に寄与する元素である。またＣｕと
同時添加すると自然環境下における鋼表面の腐食孔の生
成を抑制する効果がある。特に、Ｎｉを大量に添加する
本発明鋼では腐食孔ができ易い欠点があるためＭｏを添
加するが、０．５％未満ではその効果は得難く、２．０
％を超えるとその効果が飽和するので、０．５〜２．０
％とした。
【００１４】（７）Ｃｕ：０．１〜０．４％ ＣｕはＭｏと同時添加することにより自然環境下におけ
る鋼表面の腐食孔の生成を抑制する効果がある。上記と
同じ理由によりＭｏと同時にＣｕを添加するが、０．１
％未満ではその効果が得難く、０．４％を超えるとその
効果が飽和するので、０．１〜０．４％とした。
る鋼表面の腐食孔の生成を抑制する効果がある。上記と
同じ理由によりＭｏと同時にＣｕを添加するが、０．１
％未満ではその効果が得難く、０．４％を超えるとその
効果が飽和するので、０．１〜０．４％とした。
【００１５】特公昭５４−４１９８２号公報には、Ｎ
ｉ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：
０．１〜０．５％の組成において、ＭｏとＣｕの同時添
加で腐食孔の生成を抑制することが可能となり、耐遅れ
破壊特性を向上できることが提案されているが、Ｎｉ：
１．０％以下では母材の水素侵入・拡散を抑制するには
不十分であり、前述の成分範囲にＳｉ、Ｎｉを添加し、
後述するように熱処理条件を適切に行えば、大幅に耐遅
れ破壊特性を改善することが可能である。
ｉ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｃｕ：
０．１〜０．５％の組成において、ＭｏとＣｕの同時添
加で腐食孔の生成を抑制することが可能となり、耐遅れ
破壊特性を向上できることが提案されているが、Ｎｉ：
１．０％以下では母材の水素侵入・拡散を抑制するには
不十分であり、前述の成分範囲にＳｉ、Ｎｉを添加し、
後述するように熱処理条件を適切に行えば、大幅に耐遅
れ破壊特性を改善することが可能である。
【００１６】（８）Ｎ：０．０２％以下 Ｎは粒界に偏析し、粒界を著しく弱くする元素であるた
め、遅れ破壊を助長する有害な元素である。そのため含
有量を０．０２％以下に抑制する必要がある。 （９）Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化及び細粒化を図るのに
有効な元素であるが、０．００５％未満ではその効果を
得ることはできず、一方、０．１％を超えて含有させて
もその効果は飽和してしまい、また介在物の増大による
疵が発生し、靱性が劣化するため、０．００５〜０．１
％とした。
め、遅れ破壊を助長する有害な元素である。そのため含
有量を０．０２％以下に抑制する必要がある。 （９）Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化及び細粒化を図るのに
有効な元素であるが、０．００５％未満ではその効果を
得ることはできず、一方、０．１％を超えて含有させて
もその効果は飽和してしまい、また介在物の増大による
疵が発生し、靱性が劣化するため、０．００５〜０．１
％とした。
【００１７】（１０）Ｖ：０．０１〜０．５％ Ｖは鋼を細粒化し、さらに析出硬化して鋼の強度を向上
させる作用があるので、より高い強度が要求される場合
に添加するが、０．０１％未満ではその効果を得ること
はできず、一方、０．５％を超えて含有させてもその効
果は飽和してしまうため、０．０１〜０．５％とした。
させる作用があるので、より高い強度が要求される場合
に添加するが、０．０１％未満ではその効果を得ること
はできず、一方、０．５％を超えて含有させてもその効
果は飽和してしまうため、０．０１〜０．５％とした。
【００１８】（１１）Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ｔｉは鋼を細粒化し、さらに析出硬化して鋼の強度を向
上させる作用があるので、より高い強度が要求される場
合に添加するが、０．００５％未満ではその効果を得る
ことはできず、一方、０．０５％を超えて含有させても
その効果は飽和してしまい、しかも被削性も劣化するよ
うになるため、０．００５〜０．０５％とした。
上させる作用があるので、より高い強度が要求される場
合に添加するが、０．００５％未満ではその効果を得る
ことはできず、一方、０．０５％を超えて含有させても
その効果は飽和してしまい、しかも被削性も劣化するよ
うになるため、０．００５〜０．０５％とした。
【００１９】（１２）Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｎｂは鋼を細粒化し、さらに析出硬化して鋼の強度を向
上させる作用があるので、より高い強度が要求される場
合に添加するが、０．０１％未満ではその効果を得るこ
とはできず、一方、０．２％を超えて含有させてもその
効果は飽和してしまうため、０．０１〜０．２％とし
た。
上させる作用があるので、より高い強度が要求される場
合に添加するが、０．０１％未満ではその効果を得るこ
とはできず、一方、０．２％を超えて含有させてもその
効果は飽和してしまうため、０．０１〜０．２％とし
た。
【００２０】（１３）Ｂ：０．０００３〜０．００５％ Ｂは鋼の焼入性を一段と向上させる作用があるので、特
に大型の製品で、より高い強度が要求される場合に添加
するが、０．０００３％未満ではその効果を得ることが
できず、一方、０．００５％を超えて含有させてもその
効果は飽和してしまい、しかも靱性も劣化させるため、
０．０００３〜０．００５％とした。
に大型の製品で、より高い強度が要求される場合に添加
するが、０．０００３％未満ではその効果を得ることが
できず、一方、０．００５％を超えて含有させてもその
効果は飽和してしまい、しかも靱性も劣化させるため、
０．０００３〜０．００５％とした。
【００２１】上記組成の鋼で１４０ｋｇｆ／mm2 以上の
引張強さと良好な耐遅れ破壊特性を付与するためには、
焼入れして低温での変態生成物（マルテンサイトや低温
ベイナイト）となし、これを焼戻した焼入れ焼戻し組織
とすることが必要であるため、鋼の組織を焼入れ焼戻し
組織と定めた。即ち、焼ならし材、圧延まま材、圧延材
を焼戻した鋼材の組織の如く、高温での変態生成物であ
るベイナイト、フェライト、パーライトを主とする組織
では、安定した引張強さで１４０ｋｇｆ／mm2 以上の高
強度を得難く、耐遅れ破壊特性と引張強さで１４０ｋｇ
ｆ／mm2以上 の高強度を共に得ようとする本発明の所期
の目的を達成することができない。一方、焼入れままの
鋼は引張強さは高いが、降伏点が低く機械構造用鋼とし
て使用される場合に使用中に応力緩和の増大が生じ、さ
らに焼入れままでは耐遅れ破壊特性、靱性、加工性等が
良好ではないという問題がある。
引張強さと良好な耐遅れ破壊特性を付与するためには、
焼入れして低温での変態生成物（マルテンサイトや低温
ベイナイト）となし、これを焼戻した焼入れ焼戻し組織
とすることが必要であるため、鋼の組織を焼入れ焼戻し
組織と定めた。即ち、焼ならし材、圧延まま材、圧延材
を焼戻した鋼材の組織の如く、高温での変態生成物であ
るベイナイト、フェライト、パーライトを主とする組織
では、安定した引張強さで１４０ｋｇｆ／mm2 以上の高
強度を得難く、耐遅れ破壊特性と引張強さで１４０ｋｇ
ｆ／mm2以上 の高強度を共に得ようとする本発明の所期
の目的を達成することができない。一方、焼入れままの
鋼は引張強さは高いが、降伏点が低く機械構造用鋼とし
て使用される場合に使用中に応力緩和の増大が生じ、さ
らに焼入れままでは耐遅れ破壊特性、靱性、加工性等が
良好ではないという問題がある。
【００２２】従って、鋼に所定の強度と耐遅れ破壊特性
を付与するためには焼入れ焼戻し処理して、鋼の組織を
焼入れ焼戻し組織とする必要がある。さらに焼戻し処理
は、Ｓｉ及びＮｉの水素侵入・拡散抑制効果を十分に確
保するため、できれば（１）（２）式の条件を満足する
ことが望ましい。 Ｔ≦５０×｛［Ｓｉ］＋［Ｎｉ］｝＋７７３．１５ （１） ４３５．１５≦Ｔ×（２０＋ｌｏｇｔ）≦１８５００ （２） 但し、Ｔは絶対温度表示の焼戻し処理温度、ｔは時間表
示の焼戻し処理時間、［Ｓｉ］［Ｎｉ］は重量％表示の
Ｓｉ及びＮｉの鋼中濃度である。
を付与するためには焼入れ焼戻し処理して、鋼の組織を
焼入れ焼戻し組織とする必要がある。さらに焼戻し処理
は、Ｓｉ及びＮｉの水素侵入・拡散抑制効果を十分に確
保するため、できれば（１）（２）式の条件を満足する
ことが望ましい。 Ｔ≦５０×｛［Ｓｉ］＋［Ｎｉ］｝＋７７３．１５ （１） ４３５．１５≦Ｔ×（２０＋ｌｏｇｔ）≦１８５００ （２） 但し、Ｔは絶対温度表示の焼戻し処理温度、ｔは時間表
示の焼戻し処理時間、［Ｓｉ］［Ｎｉ］は重量％表示の
Ｓｉ及びＮｉの鋼中濃度である。
【００２３】例えば、１０φ×１００mmのサンプルを
（１）式及び（２）式を満足する温度範囲内で焼戻し処
理を実施した場合とそうでない場合で、３６％塩酸に２
０分間浸漬し、強制的に鋼中に水素をチャージした後
に、熱的分別法により検出される拡散水素量（２５０℃
以下で放出される水素の総計）を比較すると、図２、３
に示すように、拡散性水素量は指定した条件を外れると
急激に増加することがわかる。つまり、（１）（２）式
を満足する温度範囲内での焼戻し処理が重要である。
（１）式及び（２）式を満足する温度範囲内で焼戻し処
理を実施した場合とそうでない場合で、３６％塩酸に２
０分間浸漬し、強制的に鋼中に水素をチャージした後
に、熱的分別法により検出される拡散水素量（２５０℃
以下で放出される水素の総計）を比較すると、図２、３
に示すように、拡散性水素量は指定した条件を外れると
急激に増加することがわかる。つまり、（１）（２）式
を満足する温度範囲内での焼戻し処理が重要である。
【００２４】
【実施例】次に、本発明を実施例により説明する。先ず
通常の方法により表１に示す成分組成の鋼を（符号１〜
２６）を溶製した。鋼１〜１６は本発明の範囲の組成を
有している鋼で、鋼１７〜２６は表１中の＃印を付けた
点において本発明の範囲から外れた鋼である。表１に成
分組成を示した。
通常の方法により表１に示す成分組成の鋼を（符号１〜
２６）を溶製した。鋼１〜１６は本発明の範囲の組成を
有している鋼で、鋼１７〜２６は表１中の＃印を付けた
点において本発明の範囲から外れた鋼である。表１に成
分組成を示した。
【００２５】各々について、強度を１４０〜１６０ｋｇ
ｆ／mm2 のレベルに調質し、遅れ破壊評価試験を実施し
た。遅れ破壊評価試験は、図４に示す形状のノッチ付き
試験片を製作し実施した。この１端を固定し、他端に荷
重をかけることにより曲げ応力を加え、ノッチ部分を酢
酸ナトリウムと塩酸でpH＝２に調整した溶液に浸漬しつ
つ保持した。
ｆ／mm2 のレベルに調質し、遅れ破壊評価試験を実施し
た。遅れ破壊評価試験は、図４に示す形状のノッチ付き
試験片を製作し実施した。この１端を固定し、他端に荷
重をかけることにより曲げ応力を加え、ノッチ部分を酢
酸ナトリウムと塩酸でpH＝２に調整した溶液に浸漬しつ
つ保持した。
【００２６】荷重を変えて、曲げ応力と破断時間との関
係を調べ、遅れ破壊曲線を作成し、３０時間以上破断せ
ずに維持できた荷重を下限界応力とし、３０時間強度
（σB3 0hr ）／静的曲げ応力（σSB）の値、つまり３０
時間強度比で耐遅れ破壊特性を評価した。結果を表２に
示すが、本発明鋼は耐遅れ破壊特性に優れていることは
明らかである。
係を調べ、遅れ破壊曲線を作成し、３０時間以上破断せ
ずに維持できた荷重を下限界応力とし、３０時間強度
（σB3 0hr ）／静的曲げ応力（σSB）の値、つまり３０
時間強度比で耐遅れ破壊特性を評価した。結果を表２に
示すが、本発明鋼は耐遅れ破壊特性に優れていることは
明らかである。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は１４０ｋｇ
ｆ／mm2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に
優れた高張力ボルト用鋼を提供するものである。例え
ば、最近特に構造物の大型化、自動車や土木機械等の軽
量化に伴い、引張強さ１４０ｋｇｆ／mm2 以上の高張力
ボルトの開発の要求が社会的に高まっているが、本発明
はこれらのニーズに十分応えることが可能な耐遅れ破壊
特性に優れた高張力ボルト用鋼を提供することが可能と
なる。
ｆ／mm2 以上の引張強さを有し、かつ耐遅れ破壊特性に
優れた高張力ボルト用鋼を提供するものである。例え
ば、最近特に構造物の大型化、自動車や土木機械等の軽
量化に伴い、引張強さ１４０ｋｇｆ／mm2 以上の高張力
ボルトの開発の要求が社会的に高まっているが、本発明
はこれらのニーズに十分応えることが可能な耐遅れ破壊
特性に優れた高張力ボルト用鋼を提供することが可能と
なる。
【図１】Ｓｉ、Ｎｉ同時添加の効果を示す図である。
【図２】焼戻し条件と鋼材の拡散性水素量の関係を示す
図である。
図である。
【図３】焼戻し条件と鋼材の拡散性水素量の関係を示す
図である。
図である。
【図４】遅れ破壊評価試験片形状を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｎｉ：１．０〜３．０％、Ｍ
ｎ：０．５０％未満、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：０．
５〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜０．４％、Ｎ：０．０２
％以下なる量を含有し、さらにＡｌ：０．００５〜０．
１％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００
３〜０．００５％の内の１種または２種以上含有し、残
部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ焼
入れ焼戻し組織を有することを特徴とする耐遅れ破壊特
性に優れた高強度ボルト用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23206891A JPH0570890A (ja) | 1991-09-11 | 1991-09-11 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23206891A JPH0570890A (ja) | 1991-09-11 | 1991-09-11 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570890A true JPH0570890A (ja) | 1993-03-23 |
Family
ID=16933486
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23206891A Pending JPH0570890A (ja) | 1991-09-11 | 1991-09-11 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0570890A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7070664B2 (en) | 2001-03-22 | 2006-07-04 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt superior in delayed fracture resistant property and steel material for the same |
| EP1884573A1 (fr) * | 2006-07-31 | 2008-02-06 | GSB Acero, S.A. | Processus de fabrication d'un acier et l'acier obtenu lors de ce processus |
| JP2012088241A (ja) * | 2010-10-21 | 2012-05-10 | Nippon Steel Corp | Ｐｃ鋼材の遅れ破壊特性評価方法 |
| WO2014014540A3 (en) * | 2012-04-27 | 2014-03-27 | Crs Holdings, Inc. | High strength, high toughness steel alloy |
| CN114107822A (zh) * | 2021-11-30 | 2022-03-01 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法 |
-
1991
- 1991-09-11 JP JP23206891A patent/JPH0570890A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7070664B2 (en) | 2001-03-22 | 2006-07-04 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt superior in delayed fracture resistant property and steel material for the same |
| EP1884573A1 (fr) * | 2006-07-31 | 2008-02-06 | GSB Acero, S.A. | Processus de fabrication d'un acier et l'acier obtenu lors de ce processus |
| JP2012088241A (ja) * | 2010-10-21 | 2012-05-10 | Nippon Steel Corp | Ｐｃ鋼材の遅れ破壊特性評価方法 |
| WO2014014540A3 (en) * | 2012-04-27 | 2014-03-27 | Crs Holdings, Inc. | High strength, high toughness steel alloy |
| CN114107822A (zh) * | 2021-11-30 | 2022-03-01 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法 |
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