WO2011030853A1 - 高強度ボルト - Google Patents

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木村勇次
井上忠信
村崎收二
福田又一
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扶桑機工株式会社
株式会社共和工業所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength bolt having a tensile strength of 1200 MPa or more.
  • the mechanical properties required for bolt materials are (1) easy molding and processing, (2) excellent delayed fracture resistance, and (3) no material deterioration due to environmental influences. (4) It has excellent impact resistance. However, these characteristics are in a trade-off relationship with increasing strength.
  • Delayed fracture is an abbreviation of time-delayed fracture, which is a breakdown that occurs as a result of hydrogen being generated by atmospheric corrosion and entering the steel material to cause the steel material to become brittle. Hydrogen that diffuses and accumulates in steel at room temperature is the cause of delayed fracture. Because of this delayed fracture, until about 30 years until the development of ultra high strength bolts with a tensile strength of 1400 MPa in the latter half of the 1990s, the strength of high strength bolts for civil engineering and construction has reached a peak with a tensile strength of up to 1100 MPa. (For example, Non-Patent Document 1).
  • Patent Document 2 it is disclosed that a high strength steel for mechanical structure having a tensile strength of 1800 MPa or more and excellent in delayed fracture can be obtained by defining the addition amount of C, Si, Mn, Cr, and Mo and tempering conditions. Has been.
  • Patent Document 2 a manufacturing method and mechanical characteristics of an ultra high strength bolt using the 1800 MPa class high strength steel for mechanical structure have been reported (Patent Document 2).
  • Such high-strength steel materials are difficult to soften the material, and it is difficult to form the head by cold heading.
  • delayed fracture has not yet been completely overcome. This is also pointed out (Non-patent Document 2).
  • Patent Document 3 discloses that low-temperature toughness is improved by applying a tensile stress below the elastic limit to the bolt after bolt formation and performing heat treatment therewith.
  • wt% is synonymous with mass%.
  • JP 2006-328473 A Japanese Patent No. 3861137 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-48618 PCT / 2006/323248
  • the present invention has been made by paying attention to such circumstances, and the object thereof is excellent in ductility and delayed fracture characteristics while being a high-strength bolt having a tensile strength of 1200 MPa (1.2 GPa) or more. And it is providing the thing which has the outstanding impact resistance which was not obtained conventionally.
  • the high-strength bolt of the invention 1 is characterized in that K in the following (Formula 1) is 0.8 or more and Ho ⁇ Hs.
  • (Formula 1) (Ao ⁇ Ho) / (As ⁇ Hs) K Ao: Effective cross-sectional area of the lower neck cylindrical portion having a diameter larger than that of the screw portion Ho: Hardness of the Ao measurement portion As: Effective cross-sectional area of the screw portion Hs: Hardness of the screw portion
  • Invention 2 is the high-strength bolt of Invention 1, in which C is less than 0.7 wt%, and if included, Si is 3 wt% or less, Mn is 3 wt% or less, Cr is 3 wt% or less, and Al is 0.5 wt% or less. , O is 0.3 wt% or less, N is 0.3 wt% or less, Mo is 5.0 wt% or less, Ni is 10 wt% or less, Cu is 2.0 wt% or less, Nb is 1.0 wt% or less, and the balance is It consists essentially of Fe and inevitable impurities.
  • Invention 3 is characterized in that the high-strength bolt of Invention 1 or 2 has a particle-dispersed fibrous structure.
  • the schematic diagram which shows the hardness and distribution of a characteristic in a volt
  • the hardness (strength) of steel materials and properties such as delayed fracture characteristics, toughness, ductility, and formability are in a trade-off relationship. That is, the present invention adjusts the hardness as shown in FIG. 1 based on the knowledge that the delayed fracture characteristics, toughness, ductility, and formability are improved as the hardness (strength) is lowered. , Fracture properties, toughness, ductility, and formability could be improved.
  • the above (Expression 1) means that the neck portion of the neck is softer than the screw portion, and its K is 0.8 or more, preferably 0.9 or more, more preferably 1. It is desirable to do.
  • the bolt breaks not at the threaded portion but at the neck portion below the neck. Further, if K becomes too large, the diameter of the cylindrical portion under the neck of the bolt becomes too large and the function as a bolt cannot be sufficiently exhibited, so the upper limit is naturally obvious.
  • the bolt shape conforming to the JIS standard is preferable, and the K value in that case is preferably 1.3 or less.
  • Such a structure can be obtained by processing a hardened material or a tempered material according to the following procedure.
  • the threaded portion is rolled at a temperature lower than the heating temperature of the head.
  • the screw rolling temperature may be room temperature although it depends on the formability of the steel material.
  • the Ac1 point is A material 795 ° C. and B material 740 ° C. based on a well-known empirical formula (Non-Patent Document 3).
  • the Ac1 point tends to shift to a higher temperature side than the above-mentioned calculated Ac1 point.
  • the above is the temperature in line with the actual situation. Since the present invention is not limited to the compositions shown in Table 1, it is obvious that the composition is not limited to the above temperature as long as it has a composition suitable for the present purpose. It can also be easily learned from the empirical formula.
  • the following is desirable as the composition of the steel material that can be made into the high-strength bolt of the present invention by such processing.
  • the C content is less than 0.7 wt%
  • Si is 3 wt% or less
  • Mn is 3 wt% or less
  • Cr is 3 wt% or less
  • Al is 0.5 wt% or less
  • O is 0.3 wt% or less
  • N is 0. .3 wt% or less
  • Mo is 5.0 wt% or less
  • Ni is 10 wt% or less
  • Cu is 2.0 wt% or less
  • Nb is preferably 1.0 wt% or less.
  • C forms carbide particles and is the most effective component for increasing the strength. However, if it exceeds 0.70 wt%, the toughness is deteriorated, so the content is set to less than 0.70 wt%. In order to sufficiently expect an increase in strength, it is preferable to contain 0.08 wt% or more, more preferably 0.15 wt% or more.
  • Si is an element effective in deoxidizing and dissolving in ferrite to increase the strength of steel and finely disperse cementite. Therefore, it is preferable that the content is 0.05 wt% or more including those added as a deoxidizer and remaining in the steel.
  • the upper limit is not particularly limited for increasing the strength, but it is preferably 2.5 wt% or less in consideration of the workability of the steel material.
  • Mn is an element effective in reducing the austenitizing temperature and making the austenite finer, and also effective in suppressing the coarsening of the cementite by hardening into the cementite and cementite. If it is less than 0.05 wt%, it is difficult to obtain a desired effect. More preferably, 0.2 wt% or more is contained.
  • the upper limit is not particularly limited for increasing the strength, but considering the toughness of the obtained steel material, it is preferably 3.0 wt% or less.
  • Cr is an element effective for improving hardenability, and has a strong effect of delaying the growth of cementite by dissolving in cementite.
  • Al is an element effective for deoxidizing and forming an intermetallic compound with elements such as Ni to increase the strength of the steel. However, excessive addition reduces toughness, so it was made 0.5 wt% or less. In the case where an intermetallic compound of Al and another element, Al nitride, oxide, or the like is not used as the second phase dispersed particles, it is 0.02 wt% or less, and more specifically 0.01 wt% or less. It is preferable.
  • O oxygen
  • the oxide can be finely and uniformly dispersed as an oxide, it effectively acts not as an inclusion but as a grain growth suppressing or dispersion strengthening particle. However, if excessively contained, the toughness is lowered, so the content was made 0.3 wt% or less.
  • the oxide is not used as the second phase dispersed particles, the content is preferably 0.01 wt% or less.
  • N nitrogen
  • N nitrogen
  • the toughness is lowered, so the content was made 0.3 wt% or less.
  • the content is preferably 0.01 wt% or less.
  • W, V, Ti, Nb and Ta also showed the same effect as Mo, and the upper limit addition amount was determined for each. Furthermore, the combined addition of these elements is effective in finely dispersing the dispersion strengthening particles.
  • P and S are not particularly defined, but P and S are elements that should be removed as much as possible in order to reduce the grain boundary strength, and are each preferably 0.03 wt% or less. In addition, it is permissible for elements other than those described above to be contained in various elements as long as the effects of the present invention are not reduced.
  • the screw part is formed by screw rolling in a temperature range lower than that of the head so that the fibrous structure is not lost.
  • the ductility, delayed fracture, and toughness of the threaded portion could be greatly increased.
  • Si is 3 wt% or less
  • Mn is 3 wt% or less
  • Cr is 3 wt% or less
  • Al is 0.5 wt% or less
  • O is 0.00%. It is preferable that 3 wt% or less, N is 0.3 wt% or less, Mo is 5.0 wt% or less, Ni is 10 wt% or less, Cu is 2.0 wt% or less, and Nb is 1.0 wt% or less.
  • Table 1 shows the steel components used for the bolt material.
  • a material has the steel component excellent in the delayed fracture characteristic relevant to patent document 2.
  • FIG. Material B corresponds to JIS-SCM440 steel.
  • the tempered material a bar having a cross-sectional area of about 2 cm 2 was prepared. The materials A and B were quenched from 950 ° C. and 920 ° C., respectively, and then tempered at 500 ° C. and 400 ° C. for 1 hour.
  • the particle-dispersed fibrous tissue material first, a square material having a cross-sectional area of 9 cm 2 is prepared, and the A material and the B material are quenched from 950 ° C.
  • the V-notch Charpy impact absorption energy shows a sufficiently high value of 100 J or more even when the tensile strength is 1500 MPa or more.
  • the end of the steel material was heated to the temperature shown in Table 3 for the obtained bar, and the head was formed. Subsequently, the bolts were each heated to the tempering temperature so as not to impair the properties of the material, and the threaded portion was produced by rolling to obtain a screw standard bolt of JIS-M12.
  • Table 3 shows the obtained bolt characteristics.
  • the hardness of the bolt is determined by using a Vickers hardness tester according to the test method specified in JIS Z 2244 for the sample cross section after the bolt is cut along the long axis and the cut surface is mirror-finished by buffing. The load was 1 kg and the holding time was 15 s.
  • the tensile properties of the bolt products were evaluated by a tensile test using a wedge (wedge angle 4 °) according to JIS B 1186.
  • Table 3 SNos. 1, 4, 5, 7, 9 to 13, 16 are examples of the present invention, and the others are comparative examples.
  • the sample described as “screw part” as the fracture part is a sample fractured at the screw part, and the sample described as “cylindrical part” as the fracture part is a sample fractured at the cylinder part under the neck.

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Abstract

［課題］引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトでありながら延性、遅れ破壊特性に優れ、しかも従来には得られなかった優れた耐衝撃性を有するものを提供する。 ［解決手段］引張強度が１．２ＧＰａ以上で、ネジ部と首下円筒部を有する高強度ボルトであって、Ａｏを、ネジ部よりも大径の首下円筒部の有効断面積、Ｈｏを前記Ａｏ測定部分の硬さ、Ａｓをネジ部の有効断面積、Ｈｓをネジ部の硬さとして、Ｋ＝（Ａｏ×Ｈｏ）／（Ａｓ×Ｈｓ）が０．８以上とし、かつ、Ｈｏ＜Ｈｓであることとする。

Description

高強度ボルト
　本発明は、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトに関するものである。
　近年、構造物の大型化や自動車部品などの軽量化に伴い、これまで以上に高強度でかつ強靭な高強度金属材料が求められている。その中で、鋼板や形鋼の高強度化だけでなく、同時に、それらの鋼材を接合する際に用いられるボルトの高強度化も切望されている（例えば、特許文献１、非特許文献１）。
　ボルトの素材に要求される機械的特性は、（１）成形・加工が容易であること、（２）耐遅れ破壊性に優れていること、（３）環境などの影響により材質劣化のないこと、（４）耐衝撃性に優れていることなどがあげられる。しかし、これらの特性は強度上昇とトレードオフ関係にある。
　引張強さが１２００ＭＰａを超える鋼材ではとくに遅れ破壊が深刻な問題であり、高力ボルト高強度化の大きな妨げとなっている。遅れ破壊とは、大気腐食によって水素が発生、鋼材中に侵入して鋼材が脆化する結果起こる破壊で、時間遅れ破壊の略称である。室温において鋼中で拡散集積する水素が遅れ破壊の原因である。この遅れ破壊のため、１９９０年代後半に引張強さが１４００ＭＰａの超高力ボルトが開発されるまでの約３０年間、土木建築用高力ボルトの高強度化は引張強さが１１００ＭＰａまでで頭打ち状態であった（例えば、非特許文献１）。
　一般的に、ボルトの製造は、鋼材を軟質化処理した後に、ボルト頭部を冷間圧造によりヘッダ成形、ネジ部を冷間転造により成形した後、焼入れ焼戻しによる調質処理を施して製造される。特許文献２では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量と焼戻条件を規定することにより引張強さが１８００ＭＰａ以上で遅れ破壊に優れた高強度機械構造用鋼を得られることが開示されている。また、この１８００ＭＰａ級高強度機械構造用鋼を用いた超高力ボルトの製造法および機械的特性が報告されている（特許文献２）。ところが、このような高強度鋼材では素材の軟質化が難しく冷間圧造による頭部成形が困難であること、ＪＩＳ規格形状のボルト製品とした場合には遅れ破壊が未だ完全には克服できていないことも指摘されている（非特許文献２）。
　ボルト調質処理は手間のかかる工程であるため、調質処理工程を省略する製造方法（非調質ボルト）も行われている。微細なパーライト組織を有する鋼材を強伸線加工して得られる線材を素材として、冷間圧造によりボルト形状に成形したものについて、歪時効処理を施すことで、遅れ破壊特性とリラクゼーションが改善されることが開示されている（特許文献３）。特許文献１ではボルト成形後に弾性限界以下の引張応力をボルトに与え、そのもとで熱処理を行うと低温靭性が改善されることも開示されている。しかしこれらはいずれもボルトへの成形が冷間で行われることが前提であるため、ボルト形状およびサイズが制約される。しかも高強度化には炭素量を０．７ｗｔ％以上に増加する必要があり、衝撃靭性の大幅な改善が期待できない。ｗｔ％は質量％と同意である。
特開２００６－３２８４７３号公報 特許３８６１１３７号公報 特開２００１－４８６１８号公報 ＰＣＴ／２００６／３２３２４８号公報
高力ボルト接合における高強度化技術の最前線、２００８年度日本建築学会大会（中国）構造部門（鋼構造）パネルディスカッション資料 鋼構造論文集第１４巻第５４号(2007)、 pp.121-127. Steels: Heat Treatment and Processing Principles, ASM International, (1990), p.14. Science、320、 (2008)、 pp.1057-1060.
　本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的とするところは、引張強さが１２００ＭＰａ（１．２ＧＰａ）以上の高強度ボルトでありながら延性、遅れ破壊特性に優れ、しかも従来には得られなかった優れた耐衝撃性を有するものを提供することである。
　発明１の高強度ボルトは、下記（式１）のＫが０．８以上とし、かつ、Ｈｏ＜Ｈｓであることを特徴とする。
（式１）
（Ａｏ×Ｈｏ）／（Ａｓ×Ｈｓ）＝Ｋ
Ａｏ：ネジ部より大径の首下円筒部の有効断面積
Ｈｏ：前記Ａｏ測定部分の硬さ
Ａｓ：ネジ部の有効断面積
Ｈｓ：ネジ部の硬さ
　発明２は、発明１の高強度ボルトにおいて、Ｃが０．７ｗｔ％未満で、含有するとすればＳｉが３ｗｔ％以下、Ｍｎが３ｗｔ％以下、Ｃｒが３ｗｔ％以下、Ａｌが０．５ｗｔ％以下、Ｏが０．３ｗｔ％以下、Ｎが０．３ｗｔ％以下、Ｍｏが５．０ｗｔ％以下、Ｎｉが１０ｗｔ％以下、Ｃｕが２．０ｗｔ％以下、Ｎｂが１．０ｗｔ％以下で、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
　発明３は、発明１又は２の高強度ボルトにおいて、粒子分散型繊維状組織を有することを特徴とする。
　既存のボルト製造機を用いた温間成形プロセスで引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度レベルでありながら延性、遅れ破壊特性、とくに耐衝撃性に優れた性能を発揮させることができ、長年の夢であった高強度ボルトの実用化を実現することができた。
　これは、ＨｏをＨｓより小さくし、前記（式１）のＫを上記範囲にすることで、圧造が困難であった高強度ボルトの頭部を既存のボルト製造機を用いた温間成形プロセスでネジ部よりも高温で圧造できるようになった。また、ネジ部に対して、ボルト首下円筒部および頭部の硬さを傾斜的に低くすることで硬さの上昇とはトレードオフの関係にある延性、耐衝撃性、遅れ破壊特性を首下円筒部および頭部で高めることができたことによるものである。
ボルトにおける硬さおよび特性の分布を示す模式図。 は表３のＳNo.４の実施例ボルトの引張試験後の破断写真と破断部近傍の拡大写真である。 は表３のＳNo.５の実施例ボルトの引張試験後の破断写真と破断部近傍の拡大写真である。 は表３のＳNo.６の比較例ボルトの引張試験後の破断写真と破断部近傍の拡大写真である。
　前述のように鋼材の硬さ（強度）と遅れ破壊特性、靭性、延性、成形性などの特性はトレードオフの関係にある。つまり、本発明は、硬さ（強度）が低くなるほど遅れ破壊特性、靭性、延性、成形性は向上するとの知見を基に、図１に示すように、その硬さを調整し、頭部では、破壊特性、靭性、延性、成形性を高めることができたものである。
　前記（式１）は、ネジ部よりも首下円筒部が軟質な組織となっていることを意味しており、そのＫが０．８以上、好ましくは０．９以上、より好ましくは１とするのが望ましい。Ｋがこの値未満ではボルトがネジ部でなく首下円筒部で破断してしまう。
　またＫが大きくなりすぎるとボルトの首下円筒部の径が大きくなりすぎてボルトとしての機能が十分に発揮できなくなるので、その上限は自ずと明らかである。ボルトの汎用性を考慮するとＪＩＳ規格に準じたボルト形状が好ましく、その場合のＫ値は１．３以下とするのが好ましい。
　このような組織は、以下の手順で焼入れ材または調質材を加工することにより得られる。
　まずボルトの頭部となる素材の端部を３５０℃以上Ａｃ１点（オーステナイト相の析出開始温度）＋２０℃以下の温度域に加熱し、頭部形状に圧造する。ついで頭部の加熱温度よりも低い温度でネジ部を転造する。なお、ネジ転造温度は鋼材の成形性にもよるが室温としても問題ない。
　なお、Ａｃ１点は、例えば、表１に示す組成からすれば、従来周知の経験式（非特許文献３）に基づき，Ａ材７９５℃、Ｂ材７４０℃となる。しかし、高周波加熱装置を用いて素材を急速に加熱した場合などではＡｃ１点は前述の算定Ａｃ１点より高温側にずれる傾向にあることが従来より知られており、このことを考慮した場合は、上記のようにするのが実態に即した温度である。
　なお、本発明は、表１に示す組成のものに限らないのであるから、本趣旨に適合する組成のものであれば、上記温度に限るものではないことは明らかであり、また従来周知のＡｃ１実験式より、容易に知り得るものでもある。
　このような加工によって、本発明の高強度ボルトにし得る鋼材の組成としては、以下のようなものが望ましい。
　Ｃ量が０．７ｗｔ％未満とする場合は、Ｓｉが３ｗｔ％以下、Ｍｎが３ｗｔ％以下、Ｃｒが３ｗｔ％以下、Ａｌが０．５ｗｔ％以下、Ｏが０．３ｗｔ％以下、Ｎが０．３ｗｔ％以下、Ｍｏが５．０ｗｔ％以下、Ｎｉが１０ｗｔ％以下、Ｃｕが２．０ｗｔ％以下、Ｎｂが１．０ｗｔ％以下含有するのが好ましい。
　Ｃ：Ｃは炭化物粒子を形成し、強度増加に最も有効な成分であるが、０．７０ｗｔ％を超えると靱性劣化を招くことから、含有量を０．７０ｗｔ％未満とした。強度増加を充分に期待するためには、好ましくは、０．０８ｗｔ％以上、より好ましくは０．１５ｗｔ％以上を含有させる。
　Ｓｉ：Ｓｉは脱酸およびフェライト中に固溶して鋼の強度を高めるとともにセメンタイトを微細に分散させるのに有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．０５ｗｔ％以上とすることが好ましい。高強度化を図る上で上限は特に制限しないが、鋼材の加工性を考慮すれば、２．５ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化に有効であるとともに、焼入れ性ならびにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの粗大化を抑制するのに有効な元素である。０．０５ｗｔ％未満では所望の効果が得られにくいため、０．０５ｗｔ％以上と定めることが好ましい。より好ましくは０．２ｗｔ％以上を含有させる。高強度化を図る上で上限は特に制限しないが、得られる鋼材の靭性を考慮すれば、３．０ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの成長を遅滞させる作用が強い元素である。また、比較的多く添加することでセメンタイトよりも熱的に安定な高Ｃｒ炭化物を形成したり、耐食性を向上させる、本発明では重要な元素のひとつでもある。従って、少なくとも０．０１ｗｔ％以上含有させるのが好ましい。好ましくは０．１ｗｔ％以上であって、より好ましくは０．８ｗｔ％以上を含有させる。ただし上限は３ｗｔ%以下である。
　Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＮｉなどの元素と金属間化合物を形成して鋼の強度を高めるのに有効な元素である。ただし過剰な添加は靱性を低下させるため、０．５ｗｔ％以下とした。なお、Ａｌと他の元素の金属間化合物やＡｌの窒化物や酸化物などを第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０２ｗｔ％以下、さらに限定的には０．０１ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｏ：Ｏ（酸素）は酸化物として微細で均一に分散させることができれば、介在物ではなく、粒成長抑制や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させると靱性を低下させるので０．３ｗｔ％以下とした。酸化物を第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０１ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：Ｎ（窒素）は窒化物として微細で均一に分散させることができれば、粒成長抑制粒子や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させると靱性を低下させるので０．３ｗｔ％以下とした。窒化物を第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０１ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：Ｍｏは本発明において鋼の高強度化に有効な元素であり、鋼の焼入れ性向上を向上させるだけでなく、セメンタイト中にも少量固溶してセメンタイトを熱的に安定にする。とくにセメンタイトとはまったく別個に基地相中に新しく転位上に合金炭化物を核生成（ｓｅｐａｒａｔｅ　ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）することで２次硬化を起こして鋼を強化する。しかも形成された合金炭化物は微細粒化に有効であると共に水素の置換にも有効である。したがって、好ましくは０．１ｗｔ％以上、より好ましくは０．５ｗｔ％以上を含有させるが、高価な元素であるとともに過剰な添加は粗大な未固溶炭化物または金属間化合物を形成して靱性を劣化させるため、添加量の上限を５ｗｔ％に定めた。経済性の観点からは、２ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　なお、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂならびにＴａについてもＭｏと同様な効果を示し、それぞれ前記上限の添加量を定めた。さらにこれらの元素の複合添加は、分散強化粒子を微細に分散する上で有効である。
　Ｎｉ：Ｎｉは焼き入れ性の向上に有効であるとともに、オーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化や靱性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。また、適量を含有させればＴｉやＡｌと金属間化合物を形成して鋼を析出強化させるのにも有効な元素である。０．０１ｗｔ％未満では所望の効果が得られないため、０．０１ｗｔ％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．２ｗｔ％以上を含有させる。上限については特に
制限は無いが、高価な元素であるため、９ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：Ｃｕは熱間脆性を引き起こす有害な元素である反面、適量を添加すれば５００℃～６００℃で微細なＣｕ粒子の析出をもたらし、鋼を強化する。多量に添加すると熱間脆性を引き起こすので、フェライト中へのほぼ最大固溶量である２ｗｔ％以下とした。
　なお、微細な金属間化合物の析出による高強度化を意図する場合には、Ｃｏ：１５ｗｔ％以下を含有することも有効である。
　Ｐ（燐）およびＳ（硫黄）については特に規定されないが、ＰやＳは粒界強度を低下させるため極力取り除きたい元素であり、それぞれ０．０３ｗｔ％以下とすることが好ましい。
　なお、上記以外の元素についても、本発明の効果を下げない範囲で各種の元素が含有されることが許容される。
　粒子分散型繊維状結晶粒組織を有する鋼材を創製すると、既存鋼と比べて、引張強さが１５００ＭＰａ以上でも延性、遅れ破壊特性、とくに耐衝撃性が著しく改善されることが報告されている（特許文献４、非特許文献４参照）。
　本発明においても以下のようにすることで、このような粒子分散型繊維状結晶粒組織を有するボルトを創製することが可能である。
　ボルト成形前に調質処理を行い、これを３５０℃以上、鋼のＡｃ１点の２０℃以下の温度範囲で、減面率３０％以上の温間加工により長手方向に繊維化させる。その後、頭部を圧造が可能な温間域で成形する。ネジ部は繊維状組織が消失しないように頭部よりも低い温度域でネジ転造により成形する。これによりネジ部の延性、遅れ破壊性、靭性を大幅に高めることが出来た。その結果、高強度でありながらかつ壊れにくい高強度ボルトが実現できた。
　ここで、温間域として３５０℃以上Ａｃ１点＋２０℃以下の温度範囲とする。ただし、頭部ヘッダ加工では高速に塑性変形が加わるため、加工前温度が上記の温度範囲であっても発熱によって、上記温度範囲を超えることがある。しかし、それは瞬間的なことであるため、金属組織を粗大にさせることはない。
　ボルト成形前の素材の粒子分散型繊維状組織を確実に得るためには、製造条件だけでなく鋼の化学組成にも注意を払うことが必要である。
　本発明では、様々な成分を有した鋼を用いて、圧延とボルト製造条件による効果の相違を観察した結果、とくに良好な靭性を得るためには、Ｃ量を０．７ｗｔ％未満、好ましくは０．６ｗｔ％以下、より好ましくは０．５ｗｔ％以下とするのが望ましい。また、焼入性や焼戻軟化抵抗を上げて高強度化を図るにはＳｉが３ｗｔ％以下、Ｍｎが３ｗｔ％以下、Ｃｒが３ｗｔ％以下、Ａｌが０．５ｗｔ％以下、Ｏが０．３ｗｔ％以下、Ｎが０．３ｗｔ％以下、Ｍｏが５．０ｗｔ％以下、Ｎｉが１０ｗｔ％以下、Ｃｕが２．０ｗｔ％以下、Ｎｂが１．０ｗｔ％以下を含有することが好ましい。
　以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳述するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に、ボルト素材に用いた鋼成分を示す。Ａ材は特許文献２に関連した遅れ破壊特性に優れた鋼材成分を有する。Ｂ材はＪＩＳ－ＳＣＭ４４０鋼に相当する。調質処理材については、断面積約２ｃｍ2の棒材を用意した。Ａ材、Ｂ材は、それぞれ９５０℃、９２０℃から焼入処理した後、５００℃、４００℃で１時間の焼き戻処理を施した。一方、粒子分散型繊維状組織材については、まず断面積が９ｃｍ2の角材を用意し、Ａ材、Ｂ材をそれぞれ９５０℃、９２０℃から焼入れ処理を施してほぼ１００体積％に近いマルテンサイト単一組織を得た。なお焼入れ組織における旧オーステナイト粒径は約５０μｍであった。ついで、Ａ材、Ｂ材は５００℃、４００℃でそれぞれ１時間の焼戻処理を施した後、溝ロール圧延機を用いて断面積２ｃｍ2まで減面し棒材とした。表２にＡ材およびＢ材の粒子分散型繊維状組織材（それぞれ、ＡＦおよびＢＦ）、Ａ材およびＢ材の調質材（ＡＱおよびＢＱ）の機械的特性を示す。とくに素材の金属組織を粒子分散型繊維状組織とすることで引張強さが１５００ＭＰａ以上でもＶノッチシャルピー衝撃吸収エネルギー（ＪＩＳ　Ｚ　２２４２）が１００Ｊ以上の十分に高い値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ボルトの作製にあたっては、まず、得られた棒材を表３に示す温度に鋼材の端部を加熱し、頭部を成形した。ついで、素材の特性を損なわないように前記焼戻温度にボルトをそれぞれ加熱してねじ部を転造により作製し、ＪＩＳ－Ｍ１２のネジ規格のボルトとした。得られたボルト特性を表３に示す。ボルトの硬さは、ボルトを長軸に沿って切断後、切断面をバフ研磨により鏡面仕上げした試料断面について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４で規定されている試験方法に準じて、ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重１ｋｇ、保持時間１５ｓで測定した。ボルト製品の引張特性は、ＪＩＳ　Ｂ　１１８６に準じてくさび（くさび角度４°）を用いた引張試験により評価した。
なお、表３のＳNo.１、４、５、７、９から１３、１６は本発明の実施例であり、その他は比較例である。
破断部位として「ネジ部」と記載しているサンプルはネジ部で破断したサンプルであり、破断部位として「円筒部」と記載しているサンプルは首下円筒部で破断したサンプルを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記温間加工プロセスにより、冷間鍛造性に問題があったＡ材でもＪＩＳ規格の六角頭部形状のボルトを作製できた。得られたボルトのネジ部はＨｖ４２０以上の高い硬さを有するのに対し、首下円筒部はＨｖ２８０～４００の遅れ破壊しにくい硬さ（引張強さ８８０～１２５０ＭＰａに相当）となっている。Ｋ値が０．８以上では、ＪＩＳボルトはネジ部で破断するのに対し、０．８未満では首下円筒部で破断した。首下円筒部破断では、ネジ部破断よりも引張強さが低くなり、ボルトの強度特性を満足しない。すなわち、Ｋ値が０．８以上となるように素材を温間成形することで目的とするボルトが得られた。
　引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトでありながら延性、遅れ破壊特性に優れ、しかも従来には得られなかった優れた耐衝撃性を有するものを提供することができた。

Claims (3)

  1. 　引張強度が１．２ＧＰａ以上で、ネジ部と首下円筒部を有する高強度ボルトであって、下記（式１）のＫが０．８以上とし、かつ、Ｈｏ＜Ｈｓであることを特徴とする高強度ボルト。
    （式１）
    （Ａｏ×Ｈｏ）／（Ａｓ×Ｈｓ）＝Ｋ
    Ａｏ：ネジ部より大径の首下円筒部の有効断面積
    Ｈｏ：前記Ａｏ測定部分の硬さ
    Ａｓ：ネジ部の有効断面積
    Ｈｓ：ネジ部の硬さ
  2. 請求項１に記載の高強度ボルトにおいて、Ｃが０．７ｗｔ％未満、Ｓｉが３ｗｔ％以下、Ｍｎが３ｗｔ％以下、Ｃｒが３ｗｔ％以下、Ａｌが０．５ｗｔ％以下、Ｏが０．３ｗｔ％以下、Ｎが０．３ｗｔ％以下、Ｍｏが５．０ｗｔ％以下、Ｎｉが１０ｗｔ％以下、Ｃｕが２．０ｗｔ％以下、Ｎｂが１．０ｗｔ％以下含有し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高強度ボルト。
  3. 　請求項１又は２に記載の高強度ボルトにおいて、粒子分散型繊維状組織を有することを特徴とする高強度ボルト。
     
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