JPH07278735A - 耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼Info
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- JPH07278735A JPH07278735A JP7621894A JP7621894A JPH07278735A JP H07278735 A JPH07278735 A JP H07278735A JP 7621894 A JP7621894 A JP 7621894A JP 7621894 A JP7621894 A JP 7621894A JP H07278735 A JPH07278735 A JP H07278735A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は引張強さ１２５kgf/mm2 以上を有す
る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。 【構成】 Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓi:０．１０％
未満、Ｍｎ：０．４０％超１．００％未満、Ｐ：０．０
０８％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜
１．５％未満、Ｍｏ：０．３５％超１．５％未満、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．３０％超１．
０％以下を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．００５
〜０．０３０％、Ｔi:０．００５〜０．０３０％の１種
又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る鋼及び上記の鋼をボルト成形後焼入れ処理を行い、４
５０℃以上の温度で焼戻すことにより引張強度を１２５
kgf/mm2以上に調質されることを前提とした耐遅れ破壊
特性に優れた高張力ボルト用鋼。 【効果】 本発明に従って得られた高張力ボルト用鋼は
引張強度１２５kgf/mm2以上と高強度であり、同時に水
素が侵入し難く、耐遅れ破壊特性にも優れている。
る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。 【構成】 Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓi:０．１０％
未満、Ｍｎ：０．４０％超１．００％未満、Ｐ：０．０
０８％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５〜
１．５％未満、Ｍｏ：０．３５％超１．５％未満、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．３０％超１．
０％以下を含有し、更に必要に応じてＮｂ：０．００５
〜０．０３０％、Ｔi:０．００５〜０．０３０％の１種
又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る鋼及び上記の鋼をボルト成形後焼入れ処理を行い、４
５０℃以上の温度で焼戻すことにより引張強度を１２５
kgf/mm2以上に調質されることを前提とした耐遅れ破壊
特性に優れた高張力ボルト用鋼。 【効果】 本発明に従って得られた高張力ボルト用鋼は
引張強度１２５kgf/mm2以上と高強度であり、同時に水
素が侵入し難く、耐遅れ破壊特性にも優れている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張強さ１２５kgf/mm2
以上を有する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。
以上を有する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】自動車や産業用機械の高性能化、また建
築構造物の大型化に伴い、引張強さが１２５kgf/mm2 以
上の高張力ボルトの開発が要求されてきている。高張力
ボルトは、例えばＪＩＳ Ｇ４１０５で規定されている
ＳＣＭ４３５等の低合金鋼に焼入れ、巻戻し処理を施す
ことによって製造されているが、このような機械用強靭
鋼を実用に供した場合、１２５kgf/mm2 以上の引張強さ
を有するボルトにおいては降伏応力以下での使用におい
ても締結からある時間経過後にボルトが突然破断する遅
れ破壊現象が顕著に現れるため、自動車、橋梁等の重要
部品であるボルトには使用できない。そのためボルトの
高強度化は１００kgf/mm2 級、１１０kgf/mm2 級で停滞
しているのが現状である。
築構造物の大型化に伴い、引張強さが１２５kgf/mm2 以
上の高張力ボルトの開発が要求されてきている。高張力
ボルトは、例えばＪＩＳ Ｇ４１０５で規定されている
ＳＣＭ４３５等の低合金鋼に焼入れ、巻戻し処理を施す
ことによって製造されているが、このような機械用強靭
鋼を実用に供した場合、１２５kgf/mm2 以上の引張強さ
を有するボルトにおいては降伏応力以下での使用におい
ても締結からある時間経過後にボルトが突然破断する遅
れ破壊現象が顕著に現れるため、自動車、橋梁等の重要
部品であるボルトには使用できない。そのためボルトの
高強度化は１００kgf/mm2 級、１１０kgf/mm2 級で停滞
しているのが現状である。
【０００３】このような要求に答える高張力ボルト用鋼
及びその製造方法が例えば特開平３−１７３７４５号公
報、特開平１−１９１７６２号公報等のように提案され
ている。これらは遅れ破壊の破面が粒界破壊を呈するこ
とからＰ，Ｓ等の不純物を低減して粒界を強化し、組織
制御の観点からＭｏ，Ｃｒを添加して４００℃以上の高
温焼戻しを指向し、遅れ破壊の原因である水素が鋼中に
侵入しても容易に破壊に至らない特性を鋼に付与してい
る。また、従来より耐遅れ破壊特性向上には例えば特開
平５−９６５３号公報のように特にＰ量を低減すること
が有効であることが数多く報告されており、できるだけ
低減化することが望ましいとされている。この技術はＰ
量を低減化することにより粒界に偏析するＰを低減し、
粒界強化を図ることを目的としている。
及びその製造方法が例えば特開平３−１７３７４５号公
報、特開平１−１９１７６２号公報等のように提案され
ている。これらは遅れ破壊の破面が粒界破壊を呈するこ
とからＰ，Ｓ等の不純物を低減して粒界を強化し、組織
制御の観点からＭｏ，Ｃｒを添加して４００℃以上の高
温焼戻しを指向し、遅れ破壊の原因である水素が鋼中に
侵入しても容易に破壊に至らない特性を鋼に付与してい
る。また、従来より耐遅れ破壊特性向上には例えば特開
平５−９６５３号公報のように特にＰ量を低減すること
が有効であることが数多く報告されており、できるだけ
低減化することが望ましいとされている。この技術はＰ
量を低減化することにより粒界に偏析するＰを低減し、
粒界強化を図ることを目的としている。
【０００４】しかしながら上記の方法を用いてもある濃
度以上の水素がボルト中に侵入すれば遅れ破壊が引き起
こされるという問題がある。従って更に耐遅れ破壊特性
を向上させるには粒界強化技術のみでは不十分であり、
遅れ破壊の原因である水素を鋼中に侵入し難くするこ
と、あるいは旧オーステナイト粒界への水素の集積を低
減することが効果的である。メッキ等の表面処理によら
ずこれを実現したものは少ないが、例えば特開平５−７
０８９０号公報のようにＳｉ，Ｎｉの同時添加が鋼材へ
の水素侵入・拡散を抑制するとされている。しかしＳｉ
の添加はボルトの冷鍛性を損ない、Ｎｉの添加はコスト
高であるという問題があった。
度以上の水素がボルト中に侵入すれば遅れ破壊が引き起
こされるという問題がある。従って更に耐遅れ破壊特性
を向上させるには粒界強化技術のみでは不十分であり、
遅れ破壊の原因である水素を鋼中に侵入し難くするこ
と、あるいは旧オーステナイト粒界への水素の集積を低
減することが効果的である。メッキ等の表面処理によら
ずこれを実現したものは少ないが、例えば特開平５−７
０８９０号公報のようにＳｉ，Ｎｉの同時添加が鋼材へ
の水素侵入・拡散を抑制するとされている。しかしＳｉ
の添加はボルトの冷鍛性を損ない、Ｎｉの添加はコスト
高であるという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
要求に答えるため１２５kgf/mm2 以上の引張強さを有し
かつ耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼を提供すること
を目的とする。詳細には現在ボルト用鋼として一般に使
用されている１００kgf/mm2 級、１１０kgf/mm2級に調
質したＪＩＳ Ｇ４１０５で規定されているＳＣＭ４３
５等の低合金鋼が遅れ破壊を引き起こす水素量が侵入し
ても遅れ破壊を起こさず、同時に厳しい腐食環境中でも
水素が侵入し難い引張強度１２５kgf/mm2 以上を有する
高張力ボルト用鋼を提供することを目的とする。
要求に答えるため１２５kgf/mm2 以上の引張強さを有し
かつ耐遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼を提供すること
を目的とする。詳細には現在ボルト用鋼として一般に使
用されている１００kgf/mm2 級、１１０kgf/mm2級に調
質したＪＩＳ Ｇ４１０５で規定されているＳＣＭ４３
５等の低合金鋼が遅れ破壊を引き起こす水素量が侵入し
ても遅れ破壊を起こさず、同時に厳しい腐食環境中でも
水素が侵入し難い引張強度１２５kgf/mm2 以上を有する
高張力ボルト用鋼を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の本発明の目的を達
成するため本発明者らは数多くの実験を重ねた結果、以
下の事項を知見した。すなわちＭｏ，Ｃｒ，Ｖをある
成分範囲で複合添加して４５０℃以上の温度域で焼戻し
を施すことによって低温焼戻し脆性域を回避し、粒界炭
化物の形態を制御することができる、特定量のＶ添加
により旧オーステナイト粒を微細化することが可能であ
るとともに、焼戻し時に析出するＶ炭窒化物が水素のト
ラップサイトとなり、粒界に集積する水素が低減するこ
とによって耐遅れ破壊特性が大幅に向上する、粒界に
偏析する不純物であるＳｉ，Ｓ，Ｐ量を規制することが
耐遅れ破壊特性向上に対して極めて効果的であり、特に
Ｐ量を規制することによって従来から知見されている耐
遅れ破壊特性の向上にとどまらず鋼中に侵入する水素量
が著しく減少する。
成するため本発明者らは数多くの実験を重ねた結果、以
下の事項を知見した。すなわちＭｏ，Ｃｒ，Ｖをある
成分範囲で複合添加して４５０℃以上の温度域で焼戻し
を施すことによって低温焼戻し脆性域を回避し、粒界炭
化物の形態を制御することができる、特定量のＶ添加
により旧オーステナイト粒を微細化することが可能であ
るとともに、焼戻し時に析出するＶ炭窒化物が水素のト
ラップサイトとなり、粒界に集積する水素が低減するこ
とによって耐遅れ破壊特性が大幅に向上する、粒界に
偏析する不純物であるＳｉ，Ｓ，Ｐ量を規制することが
耐遅れ破壊特性向上に対して極めて効果的であり、特に
Ｐ量を規制することによって従来から知見されている耐
遅れ破壊特性の向上にとどまらず鋼中に侵入する水素量
が著しく減少する。
【０００７】具体的な方策としては、焼戻し時に顕著
な二次硬化を起こす元素であるＭｏ，Ｃｒ，Ｖの複合添
加により、４５０℃以上の高温焼戻しにおいても強度１
２５kgf/mm2 以上を達成することを可能とし、０．３
５％超１．０％以下のＶ添加によって旧オーステナイト
粒度をNo．１０以下の細粒とし、４５０℃以上の高温で
焼戻すことにより水素のトラップサイトとなるＶ炭窒化
物を析出させ、粒界に偏析する不純物であるＰ，Ｓ，
Ｓｉを低減して旧オーステナイト粒界を強化し、特にＰ
量を０．００８％以下に低減することによって厳しい腐
食環境である３６％塩酸浸漬においてもボルトが容易に
腐食せず、鋼中に侵入する水素量が著しく減少し、同時
に耐遅れ破壊特性も向上させ、フェライトの固溶強化
元素であるＳｉを低減することによって球状化焼鈍時の
軟化量を確保し、他の耐遅れ破壊特性を向上させる合金
元素添加量を削減することなく冷間鍛造が可能となるこ
とを明らかにして本発明を完成させるに至ったものであ
る。
な二次硬化を起こす元素であるＭｏ，Ｃｒ，Ｖの複合添
加により、４５０℃以上の高温焼戻しにおいても強度１
２５kgf/mm2 以上を達成することを可能とし、０．３
５％超１．０％以下のＶ添加によって旧オーステナイト
粒度をNo．１０以下の細粒とし、４５０℃以上の高温で
焼戻すことにより水素のトラップサイトとなるＶ炭窒化
物を析出させ、粒界に偏析する不純物であるＰ，Ｓ，
Ｓｉを低減して旧オーステナイト粒界を強化し、特にＰ
量を０．００８％以下に低減することによって厳しい腐
食環境である３６％塩酸浸漬においてもボルトが容易に
腐食せず、鋼中に侵入する水素量が著しく減少し、同時
に耐遅れ破壊特性も向上させ、フェライトの固溶強化
元素であるＳｉを低減することによって球状化焼鈍時の
軟化量を確保し、他の耐遅れ破壊特性を向上させる合金
元素添加量を削減することなく冷間鍛造が可能となるこ
とを明らかにして本発明を完成させるに至ったものであ
る。
【０００８】図１にＰ量低減の効果を示す。これは、９
２０℃×６０分で焼入れ、４７５℃×３０分で焼戻し処
理した２２mmφの棒鋼を５mmφ×５５mmのＶノッチ付き
試験片に切削加工し、３６％塩酸に所定時間浸漬して強
制的に鋼中に水素を吸蔵させた後に熱的分析法により鋼
中の拡散性水素量を測定したものである。図から明らか
なようにＰ量低減が水素侵入を抑制するのに非常に有効
であることがわかる。図２は上記の試験片の塩酸浸漬に
よる腐食減量を測定したものである。すなわち、Ｐ量低
減化により非常に厳しい腐食環境中でも腐食し難い特性
を付与することができることを示している。
２０℃×６０分で焼入れ、４７５℃×３０分で焼戻し処
理した２２mmφの棒鋼を５mmφ×５５mmのＶノッチ付き
試験片に切削加工し、３６％塩酸に所定時間浸漬して強
制的に鋼中に水素を吸蔵させた後に熱的分析法により鋼
中の拡散性水素量を測定したものである。図から明らか
なようにＰ量低減が水素侵入を抑制するのに非常に有効
であることがわかる。図２は上記の試験片の塩酸浸漬に
よる腐食減量を測定したものである。すなわち、Ｐ量低
減化により非常に厳しい腐食環境中でも腐食し難い特性
を付与することができることを示している。
【０００９】図３，図４にＶの添加の効果を示す。図３
はＶを含有しないＳＣＭ４３５に水素を吸蔵させた後、
熱的分析法により測定した水素の放出挙動であり、図４
はＶを０．３６％含有する鋼の水素放出挙動を同様にし
て測定したものである。図３，４から明らかなようにＶ
添加鋼は２７０℃付近で多くの水素が放出されている一
方、Ｖを含有しないＳＣＭ４３５では、この温度域から
放出される水素は存在しないことから、Ｖ炭窒化物が水
素の安定なトラップサイトとなっていることがわかる。
はＶを含有しないＳＣＭ４３５に水素を吸蔵させた後、
熱的分析法により測定した水素の放出挙動であり、図４
はＶを０．３６％含有する鋼の水素放出挙動を同様にし
て測定したものである。図３，４から明らかなようにＶ
添加鋼は２７０℃付近で多くの水素が放出されている一
方、Ｖを含有しないＳＣＭ４３５では、この温度域から
放出される水素は存在しないことから、Ｖ炭窒化物が水
素の安定なトラップサイトとなっていることがわかる。
【００１０】本発明に従うと、重量％でＣ：０．３０〜
０．４５％、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：０．４０％
超１．００％未満、Ｐ：０．００８％未満、Ｓ：０．０
１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５％未満、Ｍｏ：０．
３５％超１．５％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．１００
％、Ｖ：０．３０％超１．０％以下を含有し、更に必要
に応じてＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％の１種又は２種を含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れ
た高張力ボルト用鋼と、上記成分の鋼をボルト成形後焼
入れ処理を行い、４５０℃以上の温度から焼戻すことに
より引張強度１２５kgf/mm2 以上に調質されることを前
提とした耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼が提
供される。
０．４５％、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：０．４０％
超１．００％未満、Ｐ：０．００８％未満、Ｓ：０．０
１０％以下、Ｃｒ：０．５〜１．５％未満、Ｍｏ：０．
３５％超１．５％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．１００
％、Ｖ：０．３０％超１．０％以下を含有し、更に必要
に応じてＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％の１種又は２種を含有し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れ
た高張力ボルト用鋼と、上記成分の鋼をボルト成形後焼
入れ処理を行い、４５０℃以上の温度から焼戻すことに
より引張強度１２５kgf/mm2 以上に調質されることを前
提とした耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼が提
供される。
【００１１】
【作用】本発明を上記のような成分、焼戻し温度に限定
した理由を述べる。 （Ａ）鋼の化学成分 Ｃ：Ｃは鋼に容易に強度を付与させるのに有効な元素で
あるが、その含有量が０．３０％未満では強度を確保す
ることができず、また０．４５％を超えて添加すると靭
性が劣化する。従ってその成分範囲を０．３０〜０．４
５％以下とした。
した理由を述べる。 （Ａ）鋼の化学成分 Ｃ：Ｃは鋼に容易に強度を付与させるのに有効な元素で
あるが、その含有量が０．３０％未満では強度を確保す
ることができず、また０．４５％を超えて添加すると靭
性が劣化する。従ってその成分範囲を０．３０〜０．４
５％以下とした。
【００１２】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素であり
鋼の強度向上に有効であるが、その含有量が０．１％以
上であると靭性が劣化し、鋼の脆性が著しくなる。ま
た、フェライトの固溶強化作用の大きい元素であるため
に、球状化焼鈍を行っても冷間鍛造が困難となる。更に
熱処理時に粒界酸化が起き易くなり、その切欠効果によ
ってボルトの耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるた
め極力低減すべきである。従ってその成分範囲を０．１
０％未満に制限した。
鋼の強度向上に有効であるが、その含有量が０．１％以
上であると靭性が劣化し、鋼の脆性が著しくなる。ま
た、フェライトの固溶強化作用の大きい元素であるため
に、球状化焼鈍を行っても冷間鍛造が困難となる。更に
熱処理時に粒界酸化が起き易くなり、その切欠効果によ
ってボルトの耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるた
め極力低減すべきである。従ってその成分範囲を０．１
０％未満に制限した。
【００１３】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を向上させるのに有効
な元素であるが、その添加量が０．４０％以下では所望
の効果を得ることができず、また１．００％以上添加す
ると焼戻し脆化を生じ、耐遅れ破壊特性が劣化するので
その成分範囲を０．４０％超１．００％未満と定めた。 Ｐ：Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させ耐遅れ破壊
特性を劣化させる元素である。また厳しい腐食環境であ
る塩酸中において鋼材表面での水素発生を促進する効果
を通じて鋼の腐食量を増加させる元素であり、極力低減
すべきである。その含有量が０．００８％以上であると
鋼材中に侵入する水素量が著しく増大するため０．００
８％未満とした。
な元素であるが、その添加量が０．４０％以下では所望
の効果を得ることができず、また１．００％以上添加す
ると焼戻し脆化を生じ、耐遅れ破壊特性が劣化するので
その成分範囲を０．４０％超１．００％未満と定めた。 Ｐ：Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させ耐遅れ破壊
特性を劣化させる元素である。また厳しい腐食環境であ
る塩酸中において鋼材表面での水素発生を促進する効果
を通じて鋼の腐食量を増加させる元素であり、極力低減
すべきである。その含有量が０．００８％以上であると
鋼材中に侵入する水素量が著しく増大するため０．００
８％未満とした。
【００１４】Ｓ：Ｓは粒界に偏析して鋼の脆化を促進す
る元素であるためその含有量を極力低減すべきである。
その含有量が０．０１０％を超えると脆化が著しくなる
ため、上限を０．０１０％以下と定めた。 Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素で
あり、かつ鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する効果がある
が、その添加量が０．５％未満では前記作用に効果が得
られず、他方経済性を考慮しその添加量を０．５〜１．
５％未満とした。
る元素であるためその含有量を極力低減すべきである。
その含有量が０．０１０％を超えると脆化が著しくなる
ため、上限を０．０１０％以下と定めた。 Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素で
あり、かつ鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する効果がある
が、その添加量が０．５％未満では前記作用に効果が得
られず、他方経済性を考慮しその添加量を０．５〜１．
５％未満とした。
【００１５】Ｍｏ：Ｍｏは顕著な二次硬化を起こす元素
であり、高温焼戻しを可能とすることによって耐遅れ破
壊特性を向上させる元素であるがその添加量が０．３５
％未満では所望の効果を得ることができず、１．５％を
超えて添加すると焼入れ時に未溶解炭化物が母相に固溶
し難くなり、延性を損なうためその添加量を０．３５％
超〜１．５％未満と定めた。 Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であり、窒化物を形
成して旧オーステナイト粒を微細化させる効果がある。
しかし０．０１０％未満ではその効果が小さく、また
０．１００％を超えるとアルミナ系介在物が増大し、靭
性を阻害することからその成分範囲を０．０１０〜０．
１００％と定めた。
であり、高温焼戻しを可能とすることによって耐遅れ破
壊特性を向上させる元素であるがその添加量が０．３５
％未満では所望の効果を得ることができず、１．５％を
超えて添加すると焼入れ時に未溶解炭化物が母相に固溶
し難くなり、延性を損なうためその添加量を０．３５％
超〜１．５％未満と定めた。 Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であり、窒化物を形
成して旧オーステナイト粒を微細化させる効果がある。
しかし０．０１０％未満ではその効果が小さく、また
０．１００％を超えるとアルミナ系介在物が増大し、靭
性を阻害することからその成分範囲を０．０１０〜０．
１００％と定めた。
【００１６】Ｖ：Ｖは焼戻し時に微細な窒化物、炭化物
として析出して鋼の強度を向上させ、高温焼戻しを可能
とする元素であり、かつ旧オーステナイト粒を微細化さ
せる効果がある。更に焼戻し時に粒内に析出した炭窒化
物は水素のトラップサイトとなり、粒界に集積する水素
を低減することによって耐遅れ破壊特性を大幅に向上さ
せる効果を持つ。しかしその添加量が０．３％以下では
旧オーステナイト粒度No．１０を達成できず、耐遅れ破
壊特性を向上させるまでには至らない。また１．０％を
超えて添加するとボルトの冷鍛性を損なう。またＶは高
価な元素であるため経済性も考慮してその含有量を０．
３％超１．０％以下と定めた。
として析出して鋼の強度を向上させ、高温焼戻しを可能
とする元素であり、かつ旧オーステナイト粒を微細化さ
せる効果がある。更に焼戻し時に粒内に析出した炭窒化
物は水素のトラップサイトとなり、粒界に集積する水素
を低減することによって耐遅れ破壊特性を大幅に向上さ
せる効果を持つ。しかしその添加量が０．３％以下では
旧オーステナイト粒度No．１０を達成できず、耐遅れ破
壊特性を向上させるまでには至らない。また１．０％を
超えて添加するとボルトの冷鍛性を損なう。またＶは高
価な元素であるため経済性も考慮してその含有量を０．
３％超１．０％以下と定めた。
【００１７】Ｎｂ：Ｎｂは旧オーステナイト粒を微細化
させ、更に析出硬化して鋼の強度を向上させる作用があ
る。しかしその添加量が０．００５％未満ではその効果
を得ることはできず、一方０．０３０％を超えて含有さ
せてもその効果は飽和してしまうため、その含有量を
０．００５〜０．０３０％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは旧オーステナイト粒を微細化させ、更に析
出硬化して鋼の強度を向上させる作用がある。しかしそ
の添加量が０．００５％未満ではその効果を得ることは
できず、一方０．０３０％を超えて含有させてもその効
果は飽和してしまうため、その含有量を０．００５〜
０．０３０％とした。
させ、更に析出硬化して鋼の強度を向上させる作用があ
る。しかしその添加量が０．００５％未満ではその効果
を得ることはできず、一方０．０３０％を超えて含有さ
せてもその効果は飽和してしまうため、その含有量を
０．００５〜０．０３０％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは旧オーステナイト粒を微細化させ、更に析
出硬化して鋼の強度を向上させる作用がある。しかしそ
の添加量が０．００５％未満ではその効果を得ることは
できず、一方０．０３０％を超えて含有させてもその効
果は飽和してしまうため、その含有量を０．００５〜
０．０３０％とした。
【００１８】（Ｂ）焼戻し温度 遅れ破壊は旧オーステナイト粒界割れを呈することか
ら、ボルトの耐遅れ破壊特性の向上には２５０〜４００
℃の低温焼戻し脆性温度領域を避けること、更に旧オー
ステナイト粒界へのフィルム状セメンタイトの析出を抑
制するため焼戻し温度上昇による炭化物の形態の制御が
有効であること、及び水素のトラップサイトとなるＶ炭
窒化物を析出させ、粒界に集積する水素を低減すること
が有効であるので焼戻し温度を４５０℃以上と定めた。
ら、ボルトの耐遅れ破壊特性の向上には２５０〜４００
℃の低温焼戻し脆性温度領域を避けること、更に旧オー
ステナイト粒界へのフィルム状セメンタイトの析出を抑
制するため焼戻し温度上昇による炭化物の形態の制御が
有効であること、及び水素のトラップサイトとなるＶ炭
窒化物を析出させ、粒界に集積する水素を低減すること
が有効であるので焼戻し温度を４５０℃以上と定めた。
【００１９】
【実施例】まず真空溶解炉により表１に示す成分組織の
鋼を溶製した。No．１〜２７は本発明のボルト用鋼に従
ったものであり、No．２８〜３３は比較鋼である。これ
らの鋼の２２mmφ棒鋼を表２の熱処理条件で焼入れ、焼
戻しを行うことによりそれぞれ１２５kgf/mm2 以上の強
度に調質した。この時の引張強度を表２に示す。
鋼を溶製した。No．１〜２７は本発明のボルト用鋼に従
ったものであり、No．２８〜３３は比較鋼である。これ
らの鋼の２２mmφ棒鋼を表２の熱処理条件で焼入れ、焼
戻しを行うことによりそれぞれ１２５kgf/mm2 以上の強
度に調質した。この時の引張強度を表２に示す。
【００２０】これらの鋼が遅れ破壊に対してどの程度の
拡散性水素を許容し得るか、すなわち各鋼の限界拡散性
水素量を調査した。遅れ破壊試験はＶノッチ付き試験片
を切削加工により製作し実施した。この試験片を所定時
間３６％塩酸に浸漬し強制的に水素を吸蔵させた後、大
気中に３０分間放置し、定荷重負荷装置によってノッチ
引張強度×０．７の引張応力を負荷した。
拡散性水素を許容し得るか、すなわち各鋼の限界拡散性
水素量を調査した。遅れ破壊試験はＶノッチ付き試験片
を切削加工により製作し実施した。この試験片を所定時
間３６％塩酸に浸漬し強制的に水素を吸蔵させた後、大
気中に３０分間放置し、定荷重負荷装置によってノッチ
引張強度×０．７の引張応力を負荷した。
【００２１】この時鋼中に侵入した拡散性水素量を熱的
分析法により測定し、拡散性水素量と破断時間との関係
を調査して試験片が１００時間以上破断しない限界の拡
散性水素量で耐遅れ破壊特性を評価した。結果を表２に
示すが、本発明鋼は比較鋼に比べ耐遅れ破壊特性に優れ
ていることが明らかである。
分析法により測定し、拡散性水素量と破断時間との関係
を調査して試験片が１００時間以上破断しない限界の拡
散性水素量で耐遅れ破壊特性を評価した。結果を表２に
示すが、本発明鋼は比較鋼に比べ耐遅れ破壊特性に優れ
ていることが明らかである。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】本発明に従って得られた高張力ボルト用
鋼は従来のボルト用鋼に比べ引張強度１２５kgf/mm2 以
上と高強度であり、同時に水素が侵入し難く、耐遅れ破
壊特性にも優れている。本発明を用いればボルトの小径
化による軽量化、締結数を削減による作業工数の低減、
高強度化による設計の自由度の向上等が可能となるた
め、近年の鋼構造物の大型化・高層化、あるいは自動車
・産業機械の高性能化・軽量化への要求に大きく寄与す
ることができる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になる。
鋼は従来のボルト用鋼に比べ引張強度１２５kgf/mm2 以
上と高強度であり、同時に水素が侵入し難く、耐遅れ破
壊特性にも優れている。本発明を用いればボルトの小径
化による軽量化、締結数を削減による作業工数の低減、
高強度化による設計の自由度の向上等が可能となるた
め、近年の鋼構造物の大型化・高層化、あるいは自動車
・産業機械の高性能化・軽量化への要求に大きく寄与す
ることができる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になる。
【図１】侵入水素量に及ぼすＰ量低減の効果を示す図表
である。
である。
【図２】腐食減量に及ぼすＰ量低減の効果を示す図表で
ある。
ある。
【図３】従来鋼であるＳＣＭ４３５の水素放出挙動を示
す図表である。
す図表である。
【図４】Ｖを０．３６％含有する鋼の水素放出挙動を示
す図表である。
す図表である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．３０〜０．４５％、 Ｓｉ：０．１０％未満、 Ｍｎ：０．４０％超１．００％未満、 Ｐ ：０．００８％未満、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：０．５〜１．５％未満、 Ｍｏ：０．３５％超１．５％未満、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、 Ｖ ：０．３０％超１．０％以下 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性
に優れた高張力ボルト用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．３０〜０．４５％、 Ｓｉ：０．１０％未満、 Ｍｎ：０．４０％超１．００％未満、 Ｐ ：０．００８％未満、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｒ：０．５〜１．５％未満、 Ｍｏ：０．３５％超１．５％未満、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、 Ｖ ：０．３０％超１．０％以下 を含有し、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分を有し、ボ
ルト成形後焼入れ処理を行い、４５０℃以上の温度で焼
戻すことにより引張強度が１２５kgf/mm2 以上に調質さ
れることを前提とした耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボ
ルト用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07621894A JP3358679B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07621894A JP3358679B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278735A true JPH07278735A (ja) | 1995-10-24 |
| JP3358679B2 JP3358679B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=13599049
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07621894A Expired - Lifetime JP3358679B2 (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3358679B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1371863A1 (en) * | 2001-03-22 | 2003-12-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt excellent in delayed fracture resistance characteristics and its steel product |
| JP2007031736A (ja) * | 2005-07-22 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
| JP2009299180A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 |
| US8016953B2 (en) | 2003-02-20 | 2011-09-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| JP2020128592A (ja) * | 2019-02-08 | 2020-08-27 | 日本製鉄株式会社 | ボルト、ボルト用鋼、及びボルトの製造方法 |
| KR20210104862A (ko) | 2019-02-08 | 2021-08-25 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 볼트, 및 볼트용 강재 |
-
1994
- 1994-04-14 JP JP07621894A patent/JP3358679B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1371863A1 (en) * | 2001-03-22 | 2003-12-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt excellent in delayed fracture resistance characteristics and its steel product |
| EP1371863A4 (en) * | 2001-03-22 | 2004-10-20 | Nippon Steel Corp | HIGH RESISTANCE BOLT HAVING EXCELLENT DEFERRED FRACTURE RESISTANCE PROPERTIES AND ITS PRODUCING STEEL |
| 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 |
| US8016953B2 (en) | 2003-02-20 | 2011-09-13 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| US8557060B2 (en) | 2003-02-20 | 2013-10-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel material with excellent hydrogen embrittlement resistance |
| JP2007031736A (ja) * | 2005-07-22 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
| JP4485424B2 (ja) * | 2005-07-22 | 2010-06-23 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
| JP2009299180A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 |
| JP2020128592A (ja) * | 2019-02-08 | 2020-08-27 | 日本製鉄株式会社 | ボルト、ボルト用鋼、及びボルトの製造方法 |
| KR20210104862A (ko) | 2019-02-08 | 2021-08-25 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 볼트, 및 볼트용 강재 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3358679B2 (ja) | 2002-12-24 |
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