WO2015045951A1 - 耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼およびボルト - Google Patents

耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼およびボルト Download PDF

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delayed fracture
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less
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洋介 松本
淳 稲田
千葉　政道
嬉野　欣成
令子 加藤
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株式会社神戸製鋼所
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    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B31/00—Screwed connections specially modified in view of tensile load; Break-bolts
    • F16B31/06—Screwed connections specially modified in view of tensile load; Break-bolts having regard to possibility of fatigue rupture

Definitions

  • the present invention relates to a steel for bolts used in automobiles and various industrial machines, and a bolt obtained using this steel for bolts.
  • the present invention relates to a bolt steel useful as a material for a high-strength bolt that exhibits excellent delayed fracture resistance and bolt formability even when the tensile strength is 1100 MPa or more, and a high-strength bolt.
  • JIS standard steels such as SCM435 and SCM440 are generally used as general bolt steels.
  • these general-purpose steels when the tensile strength is 1100 MPa or more, there is a problem that so-called delayed fracture that suddenly brittle fractures after using for a certain period is likely to occur. Accordingly, steel for high-strength bolts with improved temper softening resistance has been proposed as an object of improving delayed fracture characteristics, that is, delayed fracture resistance.
  • Patent Document 1 discloses a composite compound such as a Mo compound, a Ti compound, a V compound, and a carbide or nitride containing two or more elements selected from Mo, Ti, and V.
  • a technique for improving the resistance to hydrogen embrittlement and improving delayed fracture resistance by dispersing an appropriate amount of a composite compound of 50 nm or less in steel has been proposed.
  • Patent Documents 2 and 3 propose techniques for improving delayed fracture resistance by adjusting the chemical composition of steel and appropriately adjusting the quenching and tempering conditions during bolt production.
  • delayed fracture resistance is increased to some extent by generating a large amount of composite compounds such as carbides and nitrides to generate hydrogen trap sites, and increasing the temper softening resistance by devising the bolt manufacturing process. It can be improved.
  • the amount of invading hydrogen that penetrates into the bolt from the usage environment exceeds the limit amount of hydrogen that can be neutralized by hydrogen traps with carbides and nitrides, causing delayed fracture.
  • the diffusible hydrogen that increases may lead to breakage.
  • Patent Document 3 relates to a high-strength bolt having a tensile strength of 1400 MPa or more and excellent delayed fracture resistance.
  • the tensile strength is 1400 MPa or more
  • the delayed fracture resistance may be deteriorated in a severe environment where the corrosion of the steel material and the hydrogen ingress proceed in parallel.
  • the said patent document 3 since it is necessary to provide a compressive residual stress to a screw bottom part, there exists a possibility of causing the increase in manufacturing cost.
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and its purpose is to maintain the high strength required for the bolt, and to increase the amount of hydrogen entering the bolt and the amount of corrosion.
  • Cr 0.8 to 1.2%
  • Mo 0.8 to 1.5%
  • V 0.05 to 0.13%
  • Ti 0.02 to 0.08%
  • Al 0.
  • the content is 01 to 0.1%, N: 0.001 to 0.01%, the balance being iron and inevitable impurities, and satisfying the following formulas (1) and (2) Have 0.85 ⁇ [C] + [Si] / 7 + [Mn] / 5 + [Ni] / 20 + [Cr] / 9 + [Mo] /2 ⁇ 1.3 (1) [C] ⁇ (0.07 ⁇ [Mo] + 0.20 ⁇ [V]) ⁇ 0.20 (2) However, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo], and [V] are mass%, respectively, of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, and V. Indicates the content.
  • the steel for high-strength bolts of the present invention further contains Cu: more than 0% and not more than 0.70% if necessary. Addition of Cu further improves delayed fracture resistance.
  • the high-strength bolt excellent in delayed fracture resistance according to the present invention that has solved the above problems is a bolt obtained by using the steel for high-strength bolts described above, and the grain size number of the prior austenite grain size Is 10.0 or more.
  • the high strength bolt excellent in delayed fracture resistance according to the present invention that can solve the above-mentioned problems is quenched at 880 to 960 ° C. and tempered at 550 to 650 ° C. using the above steel for high strength bolts.
  • the tensile strength satisfies 1100 to 1400 MPa.
  • a high-strength bolt steel excellent in delayed fracture resistance and bolt formability can be obtained by strictly defining the chemical composition in the steel while satisfying a predetermined relational expression.
  • a high-strength bolt can be obtained, which exhibits excellent bolt formability. Therefore, the steel for high-strength bolts of the present invention is extremely useful as a material for high-strength bolts excellent in delayed fracture resistance and bolt formability.
  • FIG. 1 is a schematic view showing the shape of a tensile test specimen.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the shape of a corrosion test specimen.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the shape of a delayed fracture test specimen.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the shape of a test piece for compression test.
  • the present inventors examined from various angles in order to improve the delayed fracture resistance of the steel for bolts. It is known that delayed fracture is more likely to occur mainly as the strength of the bolt increases, and that it becomes significantly worse particularly when the tensile strength is 1100 MPa or more. For these reasons, conventionally, a technique has been proposed in which a large amount of composite compounds such as carbides and nitrides are precipitated to generate hydrogen trap sites and improve delayed fracture resistance. However, in severe environments, even if the amount of critical hydrogen is increased by precipitation of complex compounds as described above, the amount of hydrogen penetrating into the steel is very large, so it is difficult to exhibit excellent delayed fracture resistance. is there.
  • the present inventors have earnestly researched bolt steels and bolts that can exhibit sufficient delayed fracture resistance even under harsh environments. As a result, while suppressing the C content to 0.30% or less and controlling each element to satisfy a predetermined relational expression, the ductility is dramatically improved while maintaining the high strength required for the bolt. It has been found that the delayed fracture resistance can be improved. Moreover, while suppressing the C content to 0.30% or less and adding a predetermined amount of Ni, it has also been found that the corrosion resistance of the bolt can be dramatically improved and the delayed fracture resistance can be further improved. completed.
  • the C content is suppressed to 0.30% or less, and the strength is maintained by satisfying the relationship of the above formulas (1) and (2). It becomes possible to greatly improve the ductility. Further, by suppressing the C content to 0.30% or less and adding Ni, the corrosion resistance can be greatly improved as compared with the case of adding Ni in a state where the C content is high. As a result, if the bolt steel of the present invention was used, delayed fracture resistance in harsh environments could be dramatically improved.
  • the steel whose C content is suppressed to 0.30% or less as described above is subjected to predetermined quenching and tempering, and particularly by tempering at a temperature of 550 ° C. or higher, Cr,
  • the precipitation hardening elements such as Mo, V, and Ti can be precipitated as alloy carbides. Therefore, the amount of solute C contained in the parent phase of the bolt steel can be further reduced from 0.30%. Since the fine carbide containing the precipitation hardening type element can improve not only the strength but also the critical hydrogen amount in the steel, the improvement in ductility by reducing the C content and the effect of suppressing the intrusion hydrogen amount can be achieved. By combining them, the delayed fracture resistance can be dramatically improved.
  • the steel for bolts of the present invention has a C content of 0.30% or less and contains Ni and other precipitation hardening elements in a certain range, thereby improving the corrosion resistance and ductility of the bolts and being harsh. It is characterized by enhanced delayed fracture resistance in a difficult environment. In order to ensure other characteristics necessary for the bolt, it is necessary to satisfy the chemical composition as follows.
  • C (C: 0.10 to 0.30%) C is an element necessary for ensuring hardenability and strength, but as its content increases, ductility and corrosion resistance decrease.
  • the lower the C content the better the ductility.
  • the C content is less than 0.10%, in the mass production process, it becomes difficult to cause martensitic transformation during quenching, and subsequent precipitation strengthening It becomes insufficient. Therefore, it becomes difficult to highly stabilize the strength of the bolt after quenching and tempering.
  • the C content exceeds 0.30%, delayed fracture resistance deteriorates due to deterioration of ductility.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.15% or more, more preferably 0.20% or more, and the preferable upper limit is 0.27% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Ni is an element effective in improving corrosion resistance, suppressing hydrogen intrusion, and improving delayed fracture resistance. In order to exhibit such effects sufficiently, it is necessary to contain 0.4% or more of Ni after suppressing the C content to 0.30% or less as described above. On the other hand, when Ni is contained excessively, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the upper limit of the Ni content is set to 0.7% or less.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 0.45% or more, more preferably 0.50% or more, and the preferable upper limit is 0.65% or less, more preferably 0.60% or less.
  • Si 0% to 0.2%)
  • Si is an element effective for ensuring the strength, but if its content is excessive, the bolt formability deteriorates. Therefore, the Si content needs to be 0.2% or less. Preferably it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • the lower limit of the Si content may be 0%, but since there is a mixture from raw materials, refractories, etc., Si is, for example, about 0.005% or more, particularly about 0.01% or more. preferable.
  • Mn is a hardenability improving element and is an element useful for achieving high strength. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.3% or more of Mn. On the other hand, when the Mn content is excessive, segregation to the grain boundary is promoted and the grain boundary strength is lowered, so that delayed fracture is likely to occur. From such a viewpoint, the upper limit of the Mn content is suppressed to 0.8% or less.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.40% or more, More preferably, it is 0.45% or more, and a preferable upper limit is 0.70% or less, More preferably, it is 0.60% or less.
  • P is an element that promotes grain boundary fracture due to grain boundary segregation and degrades delayed fracture resistance, so a lower value is desirable, and its upper limit is 0.03% or less. It is difficult to reduce the P content to 0%, and it is generally preferable that the P content is 0.001% or more.
  • the upper limit with preferable P content is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less.
  • S (S: more than 0% and 0.03% or less) S forms MnS in the steel, and this MnS becomes a stress concentration point when stress is applied, and can be a starting point of delayed fracture. Therefore, in order to improve delayed fracture resistance, it is necessary to reduce the S content as much as possible, and in the present invention, it is suppressed to 0.03% or less. It is difficult to make the S content 0%, and it is generally preferable that the S content is 0.001% or more.
  • the upper limit with preferable S content is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less.
  • Cr 0.8-1.2%) Cr has the effect of enhancing the hardenability and corrosion resistance of the steel and, as described above, precipitates as carbides during tempering, and thus effectively acts to improve strength and delayed fracture resistance. In order to fully exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.8% or more of Cr. On the other hand, if the Cr content is excessive, the cold workability deteriorates and the bolt formability decreases, so it is necessary to make it 1.2% or less.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.90% or more, more preferably 0.95% or more, and the preferable upper limit is 1.10% or less, more preferably 1.05% or less.
  • Mo is an element effective for improving the strength after tempering because it is a hardenability improving element and is also a precipitation hardening type element.
  • the C content is suppressed to 0.30% or less. Therefore, in order to ensure the high strength required for the bolts, it is necessary to contain 0.8% or more of Mo. There is.
  • the Mo content is excessive, the cold workability is deteriorated and the bolt formability is lowered. Therefore, the upper limit of the Mo content is set to 1.5% or less.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.85% or more, More preferably, it is 0.90% or more, A preferable upper limit is 1.20% or less, More preferably, it is 1.10% or less.
  • V (V: 0.05-0.13%) V can refine the crystal grains of steel and improve strength and delayed fracture resistance by carbides precipitated during tempering. In order to exert these effects, the V content needs to be 0.05% or more. However, if the V content is excessive, it precipitates as coarse carbides during rolling, resulting in deterioration of cold workability and an increase in cost. Therefore, the upper limit of the V content needs to be 0.13% or less. There is.
  • the minimum with preferable V content is 0.06% or more, More preferably, it is 0.08% or more, and a preferable upper limit is 0.10% or less, More preferably, it is 0.09% or less.
  • Ti 0.02-0.08%
  • Ti becomes TiN or TiC in the rolling stage and can be used as a hydrogen trap site.
  • the Ti content needs to be 0.02% or more.
  • the upper limit is made 0.08% or less.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and the preferable upper limit is 0.07% or less, more preferably 0.06% or less.
  • Al is an element effective as a deoxidizing agent, and also has an effect of forming AlN to refine crystal grains. Considering the use as a deoxidizer, it actually exceeds 0%, and from the viewpoint of exhibiting the effect of refining crystal grains, it is present at 0.01% or more. Preferably it is 0.02% or more, More preferably, it is 0.03% or more. On the other hand, as the Al content increases, the amount of coarse carbonitride inclusions increases and the delayed fracture resistance tends to decrease. Therefore, the Al content is suppressed to 0.1% or less. Preferably it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • N combines with Ti in the solidification stage after steel melting to form TiN. Since TiN does not dissolve even when heated at a high temperature, the amount of TiC generated at the time of tempering is reduced, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, N needs to be 0.01% or less. It is difficult to make N 0%, and it is usually 0.001% or more.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.005% or more, more preferably 0.006% or more, and the preferable upper limit is 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the basic components in the steel for high-strength bolts of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities. Specifically, impurities other than the above P and S are allowed, but as the unavoidable impurities, mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. can be allowed.
  • the steel for high-strength bolts of the present invention further contains Cu: more than 0% and not more than 0.70% if necessary.
  • Cu more than 0% and 0.70% or less
  • Cu is an element effective for enhancing corrosion resistance, suppressing hydrogen intrusion, and further improving delayed fracture resistance.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.70% or less.
  • the upper limit with more preferable Cu content is 0.65% or less, More preferably, it is 0.60% or less.
  • the minimum with preferable Cu content for exhibiting said effect effectively is 0.40% or more, More preferably, it is 0.45% or more, More preferably, it is 0.50% or more.
  • the bolt steel of the present invention cannot achieve the object of the present invention only by appropriately adjusting the range of each component as described above, and the following relational expressions (1) and (2) Need to be satisfied.
  • These functions and effects are as follows. 0.85 ⁇ [C] + [Si] / 7 + [Mn] / 5 + [Ni] / 20 + [Cr] / 9 + [Mo] /2 ⁇ 1.3 (1) [C] ⁇ (0.07 ⁇ [Mo] + 0.20 ⁇ [V]) ⁇ 0.20 (2)
  • [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo], and [V] are mass%, respectively, of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, and V. Indicates the content.
  • the value calculated by ([C] + [Si] / 7 + [Mn] / 5 + [Ni] / 20 + [Cr] / 9 + [Mo] / 2) is referred to as the A value.
  • a value calculated by [[C] ⁇ (0.07 ⁇ [Mo] + 0.20 ⁇ [V])] may be referred to as a B value.
  • the above formula (1) is a formula corresponding to the carbon equivalent of steel.
  • the amount of invading hydrogen is reduced by suppressing the C content to 0.30% or less.
  • the carbon equivalent represented by the A value needs to be 0.85 or more.
  • the A value is smaller than 0.85, it becomes difficult to secure a strength of 1100 MPa or more at a tempering temperature of 550 ° C. or more.
  • the upper limit was made 1.3 or less.
  • the preferable lower limit of the A value is 0.93 or more, more preferably 0.95 or more, and the preferable upper limit is 1.10 or less, more preferably 1.05 or less.
  • the above equation (2) is a relational expression that conveniently indicates how much carbon in the steel is consumed by Mo and V precipitated as carbides in the tempering treatment.
  • the coefficient of Mo of 0.07 is the atomic weight ratio of Mo and C in the carbide Mo 2 C
  • the coefficient of V of 0.20 is the atomic weight ratio of V and C in the carbide V 4 C 3. is there.
  • the B value does not mean the amount of solute C in steel, but can be used as a numerical value for relatively comparing how much solute C remains after tempering. . Therefore, the B value serves as an index indicating whether the ductility is good. In order to exhibit good ductility, the B value needs to be 0.20 or less.
  • the upper limit with preferable B value is 0.17 or less, More preferably, it is 0.15 or less, A preferable minimum is 0.02 or more, More preferably, it is 0.03 or more.
  • the present invention also includes bolts obtained using the above steel for bolts.
  • the bolt of the present invention is obtained by quenching at 880 to 960 ° C. and tempering at 550 to 650 ° C. using the above steel for bolts, and has excellent delayed fracture resistance and tensile strength. Satisfies high strength of 1100 to 1400 MPa.
  • the bolt steel of the present invention having the above chemical composition has potentially excellent strength characteristics and delayed fracture resistance, but the steel has sufficient strength characteristics and delayed fracture resistance.
  • the heating temperature during quenching is 880 ° C. or higher.
  • precipitation hardening type elements such as Cr, Mo, V, and Ti do not dissolve in the steel, and sufficient precipitates cannot be secured even after tempering.
  • spheroidizing annealing may be performed before quenching, but if the heating temperature during quenching is low, spheroidized carbides may be present in the structure before quenching, and the spheroidized carbides remain undissolved and have a predetermined tensile strength. It becomes difficult to obtain strength.
  • the heating temperature during quenching is preferably 900 ° C. or higher.
  • the heating temperature at the time of quenching is too high, defects such as uneven burning and coarsening of the crystal grains at the time of quenching occur, and cost increases such as facility improvement occur.
  • the heating temperature during quenching is 960 ° C. or lower. More preferably, it is 930 degrees C or less.
  • the tempering temperature is set to 550 ° C. or higher in order to precipitate precipitation hardening type elements such as Cr, Mo, V, Ti, etc., which are solid-dissolved during quenching heating, as fine precipitates. Even if tempering is performed at a temperature lower than 550 ° C., fine carbides are hardly precipitated, and temper softening resistance and a hydrogen trap effect cannot be obtained. Therefore, delayed fracture resistance cannot be sufficiently improved. Further, when the tempering temperature is lowered, the precipitation of cementite becomes insufficient and the ductility is lowered. More preferably, the heating temperature during tempering is 570 ° C. or higher.
  • the tempering temperature is too high, the effect of the temper softening resistance is diminished and sufficient softening resistance cannot be obtained, and a predetermined strength cannot be obtained. More preferably, it is 600 degrees C or less. Both the quenching temperature and the tempering temperature are obtained by measuring the surface temperature of steel formed into a bolt shape.
  • the bolt of the present invention is characterized in that it is quenched and tempered at the above temperature using the bolt steel of the present invention.
  • Conditions other than the heating temperature in quenching and tempering can be appropriately set in consideration of the respective heating temperatures and the characteristics of the precipitation hardening type elements. For example, the following conditions can be employed. [Hardening conditions] Holding time of heating: preferably 10 minutes or more, more preferably 20 minutes or more, preferably 1 hour or less, more preferably 50 minutes or less Cooling conditions: preferably oil cooling or water cooling
  • the heating holding time at the time of quenching is set in order to sufficiently dissolve the precipitation hardening type element present in the steel central portion, and is preferably 10 minutes or more. Moreover, since the coarsening of a crystal grain will be anxious if the holding time of the heating at the time of hardening becomes long, a preferable upper limit was made into 1 hour or less.
  • Holding time of heating preferably 30 minutes or more, preferably 70 minutes or more, preferably 3 hours or less, preferably 2 hours or less
  • Cooling conditions preferably oil cooling, water cooling or air cooling
  • the heating holding time during tempering is preferably 30 minutes or more in order to precipitate the alloy carbide. Moreover, even if the heating holding time during tempering exceeds 3 hours, the effect is saturated, so the preferable upper limit is set to 3 hours or less.
  • manufacturing conditions other than those described above are not limited, and bolts can be manufactured using a commonly used method. Specifically, for example, after hot rolling using a bolt that satisfies the above chemical component composition, the wire is drawn after spheroidizing annealing as necessary. Then, after performing cold working such as cold forging to form a bolt shape, it is possible to manufacture the bolt by performing threading by rolling and then performing quenching and tempering as described above.
  • the above-described spheroidizing annealing is a process generally performed when a high-strength bolt having a tensile strength of 1100 MPa or more is manufactured, and then bolt forming is performed.
  • the steel for bolts in which the C content is suppressed to 0.30% or less is used, it is possible to form the bolt shape without performing spheroidizing annealing.
  • the bolt of the present invention obtained as described above exhibits a high strength with a tensile strength of 1100 MPa or more. Moreover, although the bolt of the present invention has a high tensile strength of 1100 MPa or more, good delayed fracture resistance is exhibited. Specifically, in the bolt described above, grain coarsening at the time of quenching is prevented, and the grain size number of the prior austenite grain size is as fine as 10.0 or more, so that the ductility is improved and under high load stress. Excellent delayed fracture resistance at high temperatures. More preferably, the prior austenite grain size number is 10.5 or more, more preferably 11.0 or more. As a result, the delayed fracture strength ratio described later is 0.80 or more, preferably 0.90 or more.
  • the upper limit of the prior austenite grain size number is not particularly limited, but is preferably controlled to 13.0 or less in consideration of the balance with productivity and cost.
  • the prior austenite grain size can be adjusted to the above range by appropriately controlling, for example, the amount of Ti in the steel and the quenching temperature.
  • the upper limit of the tensile strength in the bolt of the present invention is 1400 MPa or less.
  • the high-strength bolt of the present invention can be applied to, for example, high tension bolts, torcia-type bolts, hot-dip galvanized high-strength bolts, rust-proof high-strength bolts, refractory steel high-strength bolts and the like.
  • the bolt is optimal as a bolt having high strength, corrosion resistance, and delayed fracture resistance used in fields such as the automobile field, the architectural field, and the industrial machine field.
  • a test piece for corrosion test shown in FIG. 2 was prepared by cutting, and a corrosion test by acid immersion was performed. The unit in the figure is mm.
  • the corrosion test was performed by immersing the above test piece for corrosion test in an acidic aqueous solution of 15% by mass HCl for 30 minutes. After the mass change amount of the test piece before and after immersion was divided by the initial mass of the test piece, a value converted to a percentage was obtained as “corrosion weight loss”. In this example, corrosion weight loss of 0.02% or less was evaluated as being excellent in corrosion resistance.
  • the corrosion test was not performed about the test piece whose tensile strength is less than 1100 MPa, it described as "-" in the table
  • a delayed fracture strength ratio of 0.80 or more was evaluated as being excellent in delayed fracture resistance. It is known that when the delayed fracture strength ratio satisfies the above numerical value, the probability that delayed fracture actually occurs is extremely small. In addition, since the delayed fracture test was not performed about the test piece whose tensile strength is less than 1100 MPa, it described as "-" in the table
  • the Ac 1 transformation point of each steel is obtained by the following equation (3), held at a temperature of (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) for 5 hours, and at a cooling rate of 10 ° C./Hr at 680 ° C. The reaction was carried out after cooling.
  • Ac 1 transformation point 723-10.7 ⁇ [Mn] ⁇ 16.9 ⁇ [Ni] + 29.1 ⁇ [Si] + 16.9 ⁇ [Cr] (3)
  • [Mn], [Ni], [Si] and [Cr] are each in mass% and indicate the contents of Mn, Ni, Si and Cr.
  • Test No. Nos. 1 to 12 satisfy the requirements defined in the present invention, and show high strength of 1100 MPa or more and excellent delayed fracture resistance in harsh environments. In addition, the crack limit compression rate is high, and the bolt formability is excellent.
  • test no. Nos. 13 to 34 do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated.
  • Test No. Nos. 13 and 14 satisfy the requirements defined in the present invention with respect to the chemical composition. However, since the tempering temperature is low, the tensile strength exceeds 1400 MPa, and the delayed fracture strength ratio decreases. Test No. No. 13 is a test no. Since the tempering temperature was lower than that of No. 14, cementite was not sufficiently precipitated, the squeezing was lowered, and the ductility was also lowered.
  • Test No. 15 is an example using the steel type A1 of Table 1 with a low C content. Therefore, even if predetermined heat treatment conditions are performed, martensitic transformation does not occur at the time of quenching, and a desired strength cannot be ensured.
  • Test No. 16 is an example using the steel type B1 of Table 1 with a large C content. Therefore, the amount of invading hydrogen increased due to the deterioration of corrosion resistance, the delayed fracture strength ratio was lowered, and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. 17 is an example using the steel type C1 in Table 1 having a high Si content. Therefore, although the delayed fracture resistance showed an excellent value, the crack limit compression rate was lowered and bolt forming was difficult.
  • Test No. 18 is an example using the steel type D1 of Table 1 with a low Mn content. Therefore, the hardenability of steel is low, quenching becomes insufficient, and a predetermined tensile strength cannot be secured.
  • Test No. 19 is an example using steel type E1 of Table 1 with excessive Mn content. As a result, the grain boundary strength decreased, the delayed fracture strength ratio decreased, and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. No. 20 is an example using the steel type F1 of Table 1 with a high P and S content. As a result, the grain boundaries became brittle and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. 21 is an example using the steel type G1 of Table 1 with a low Ni content. As a result, the corrosion resistance deteriorated, the amount of invading hydrogen increased, the delayed fracture strength ratio decreased, and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. 22 is an example using the steel type H1 of Table 1 with a low Cr content. Therefore, the hardenability is low and the precipitation strengthening at the time of tempering is insufficient, so that a predetermined tensile strength cannot be secured.
  • Test No. 23 is also an example using the steel type I1 of Table 1 with a low Cr content. Therefore, although the tensile strength could be ensured, the corrosion resistance deteriorated. Moreover, since the amount of invading hydrogen increased, the delayed fracture strength ratio was lowered, and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. 24 is an example using the steel type J1 of Table 1 with excessive Cr content. Therefore, although tensile strength and delayed fracture resistance are excellent, bolt forming is difficult because the crack limit compression rate has decreased.
  • Test No. 25 is an example using the steel type K1 of Table 1 with a low Mo content and a low A value. Therefore, the hardenability is low and the precipitation strengthening at the time of tempering is insufficient, so that a predetermined tensile strength cannot be secured.
  • Test No. 26 is an example using the steel type L1 of Table 1 with a large Mo content. Therefore, the delayed fracture resistance is excellent, but the crack forming limit compression rate is lowered, so that bolt forming is difficult.
  • Test No. 27 is an example using the steel type M1 of Table 1 to which V content is not added. Therefore, as shown in Table 2, even when tempering at 580 ° C., no precipitated carbide crystals were formed, and the hydrogen trap effect was not sufficient, so the delayed fracture strength ratio was lowered and the delayed fracture resistance deteriorated.
  • Test No. 28 is an example using the steel type N1 of Table 1 with a large V content. For this reason, coarse carbides precipitate, the crack limit compression ratio decreases, and bolt forming is difficult.
  • Test No. 29 is an example using the steel type O1 of Table 1 which does not add Ti content. Therefore, the prior austenite crystal grains became coarse and the ductility decreased. Further, since there was no hydrogen trap effect by TiC, the delayed fracture strength ratio was lowered, and the delayed fracture resistance was deteriorated.
  • Test No. 30 is an example using the steel type P1 of Table 1 with a large Ti content. Therefore, coarse carbides precipitate, the crack limit compression ratio decreases, and bolt forming is difficult.
  • Test No. Nos. 31 and 32 are examples using the steel types Q1 and R1 of Table 1 which satisfy the requirements of the present invention for each additive element but have a small A value. Therefore, high tensile strength could not be ensured.
  • Test No. No. 33 is an example using the steel type S1 of Table 1 having a large B value, although the individual additive elements satisfy the requirements of the present invention. Therefore, the amount of dissolved C was large, the delayed fracture strength ratio was lowered due to the deterioration of ductility, and the delayed fracture resistance was degraded.
  • Test No. 34 is an example using the steel type T1 of Table 1 which simulated SCM435 of conventional steel. Specifically, the amount of C is large, Ni, V, and Ti are not contained, the A value is small, and the B value is large. Therefore, the prior austenite crystal grains became coarse and ductility decreased. Moreover, since Ni was not added, corrosion resistance fell. Further, since there was no hydrogen trap effect by TiC, the delayed fracture strength ratio was lowered, and the delayed fracture resistance was lowered.

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Abstract

　過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮することができ、しかもボルト成形性の良好な高強度ボルト用鋼を提供する。本発明の高強度ボルト用鋼は、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｎｉ：０．４～０．７％としつつ化学成分組成を適切に調整し、且つ、下記（１）式および（２）式を満足する。　０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２≦１．３　・・・（１） ［Ｃ］－（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０　・・・（２）

Description

耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼およびボルト
　本発明は、自動車や各種産業機械等に用いられるボルト用鋼、およびこのボルト用鋼を用いて得られるボルトに関する。特に引張強度が１１００ＭＰａ以上であっても、優れた耐遅れ破壊性およびボルト成形性を発揮する高強度ボルトの素材として有用なボルト用鋼、および高強度ボルトに関する。
　一般のボルト用鋼として、特にＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０等のＪＩＳ規格鋼が汎用されている。しかしながら、これらの汎用鋼では、引張強度が１１００ＭＰａ以上となると、一定期間使用した後に突然脆性破壊するいわゆる遅れ破壊が生じ易くなるという問題がある。そこで遅れ破壊に対する特性、すなわち耐遅れ破壊性を改善すること目的として、焼戻し軟化抵抗の向上を図った高強度ボルト用鋼が提案されている。
　例えば、特許文献１には、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、並びにＭｏ，Ｔｉ，Ｖより選択される２種以上の元素を含む炭化物や窒化物等の複合化合物で、大きさが５０ｎｍ以下の複合化合物を鋼中に適量分散させることによって、耐水素脆化特性を向上させ、耐遅れ破壊性を改善する技術が提案されている。
　また特許文献２、３には、鋼の化学成分組成を調整すると共に、ボルト製造時の焼入れ・焼戻し条件を適切に調整することによって、耐遅れ破壊性を改善する技術が提案されている。
特開平１０－１７９８５号公報 特開２００４－８４０１０号公報 特開２００７－３１７３４号公報
　上述の通り、炭化物や窒化物等の複合化合物を多量に析出させて水素トラップサイトを生成させたり、ボルトの製造工程を工夫することによって焼戻し軟化抵抗を増加させることにより、耐遅れ破壊性をある程度改善することはできる。しかしながら、ボルトの使用環境が更に過酷になると、炭化物や窒化物による水素トラップで無力化できる限界水素量に比べて、使用環境からボルトに侵入する侵入水素量が上回ってしまい、遅れ破壊の原因となる拡散性水素が増加することにより、破断に至ることがある。
　上記特許文献１では、水中で定荷重を付与して耐遅れ破壊性を評価しており、上記特許文献２では塩酸に一定時間浸漬した後、大気中で定荷重を負荷することにより、耐遅れ破壊性を評価している。しかし、いずれの場合も評価の環境が更に過酷になれば、耐遅れ破壊性が低下することが懸念される。
　一方、上記特許文献３は、引張強度が１４００ＭＰａ以上で耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトに関する。しかし、引張強度が１４００ＭＰａ以上になると、鋼材の腐食および水素進入が平行して進行する過酷な環境では、耐遅れ破壊性の低下が懸念される。また、上記特許文献３では、ねじ底部に圧縮残留応力を付与する必要があるため、製造コストの増大を招く可能性がある。
　このように、耐遅れ破壊性を改善するためにこれまで提案されている従来技術では、いずれも過酷な環境下での耐遅れ破壊性が十分とはいえない。
　本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、ボルトに要求される高い強度を維持したままで、ボルトへの侵入水素量や腐食量が多くなる過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮することができ、しかもボルト成形性も良好なボルトを製造することが可能な高強度ボルト用鋼、および上記ボルト用鋼から得られるボルトを提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｎｉ：０．４～０．７％、Ｓｉ：０％以上０．２％以下、Ｍｎ：０．３～０．８％、Ｐ：０％超０．０３％以下、Ｓ：０％超０．０３％以下、Ｃｒ：０．８～１．２％、Ｍｏ：０．８～１．５％、Ｖ：０．０５～０．１３％、Ｔｉ：０．０２～０．０８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つ、下記（１）式および（２）式を満足する点に要旨を有する。
０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２≦１．３　・・・（１）　　
［Ｃ］－（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０　・・・（２）　　　　
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は夫々、質量％で、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量を示す。
　本発明の高強度ボルト用鋼には、必要によって、更にＣｕ：０％超０．７０％以下を含有させることも有用である。Ｃｕの添加によって、耐遅れ破壊性が更に改善される。
　また、上記課題を解決し得た本発明に係る耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトは、上記の高強度ボルト用鋼を用いて得られるボルトであって、旧オーステナイト結晶粒度の結晶粒度番号が１０．０以上である。
　また、上記課題を解決し得た本発明に係る耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトは、上記の高強度ボルト用鋼を用い、８８０～９６０℃で焼入れ、５５０～６５０℃の焼戻しをすることにより得られるものであり、引張強度が１１００～１４００ＭＰａを満足する。
　本発明によれば、鋼中の化学成分組成を所定の関係式を満足しつつ厳密に規定することによって、耐遅れ破壊性とボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼が得られる。このような高強度ボルト用鋼を所定の焼入れ・焼戻し条件で熱処理することによって、ボルトに要求される高い強度を維持したままで、侵入水素量が多くなる過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮することができ、しかも良好なボルト成形性を示す高強度ボルトが得られる。よって、本発明の高強度ボルト用鋼は、耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルトの素材として極めて有用である。
図１は、引張試験用試験片の形状を示す模式図である。 図２は、腐食試験用試験片の形状を示す模式図である。 図３は、遅れ破壊試験用試験片の形状を示す模式図である。 図４は、圧縮試験用試験片の形状を示す模式図である。
　本発明者らは、ボルト用鋼の耐遅れ破壊性を改善すべく、様々な角度から検討した。遅れ破壊は、主にボルトの強度が上昇するほど生じ易くなり、特に引張強度が１１００ＭＰａ以上になると顕著に悪化することが知られている。こうしたことから、従来では炭化物や窒化物などの複合化合物を多量に析出させることにより、水素トラップサイトを生成し、耐遅れ破壊性を向上させた技術が提案されている。しかしながら、過酷な環境下では、上記のように複合化合物析出により限界水素量を高めても、鋼中への侵入水素量が非常に多いため、優れた耐遅れ破壊性を発揮させることは困難である。
　本発明者らは、過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮できるボルト用鋼、およびボルトについて鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制すると共に、各元素を所定の関係式を満足させるように制御することにより、ボルトに要求される高い強度を維持したまま、延性を飛躍的に向上させて耐遅れ破壊性が改善できることを見出した。また、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制すると共に、所定量のＮｉを含有させることによって、ボルトの耐食性を飛躍的に向上させ、耐遅れ破壊性を更に改善できることも見出し、本発明を完成した。
　以下、本発明に到達した経緯について詳しく説明する。従来では、Ｃ含有量が０．３０％より多い鋼を５５０℃以上で焼戻すことにより、強度と耐遅れ破壊性を両立させていた。しかし、Ｃ含有量が０．３０％より多いと、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化型元素を含む炭窒化物による水素トラップサイトを析出させても、過酷な環境下では耐食性が低いために、侵入水素量が限界水素量よりも多くなり、優れた耐遅れ破壊性を確保することは困難であることが分かった。
　また、Ｃ含有量が０．３０％より多くなると、焼戻しにより炭化物を析出させても、鋼中の固溶Ｃ量が多いために、焼戻し後の延性が低くなり、鋼中水素量が一定以上になったときに遅れ破壊が発生しやすくなることも分かった。
　これに対して本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制し、且つ、上記（１）式および（２）式の関係を満足させることで、強度を維持したまま延性を大きく向上させることが可能となる。また、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制したうえで、Ｎｉを添加することにより、Ｃ含有量が高い状態でＮｉを添加する場合に比べて、耐食性を大きく向上することができる。その結果、本発明のボルト用鋼を用いれば、過酷な環境での耐遅れ破壊性を飛躍的に向上することができた。
　また、本発明では、上記のようにＣ含有量が０．３０％以下に抑制された上記鋼に所定の焼入れ、焼戻しを行っており、特に５５０℃以上の温度で焼戻すことによって、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の上記析出硬化型元素を合金炭化物として析出させることができる。そのため、ボルト用鋼の母相に含まれる固溶Ｃ量を、０．３０％よりも更に低減することができる。上記析出硬化型元素を含む微細炭化物は、強度向上のみならず、鋼中の限界水素量も向上することができるため、Ｃ含有量の低減による延性の向上と、侵入水素量の抑制効果とを組み合わせることにより、耐遅れ破壊性を飛躍的に向上することができる。
　本発明のボルト用鋼は上記の通り、Ｃ含有量を０．３０％以下とし、Ｎｉと他の析出硬化型元素を一定の範囲で含有させることにより、ボルトの耐食性と延性を向上させて過酷な環境での耐遅れ破壊性を高めた点に特徴がある。ボルトとして必要なその他の特性を確保するためには、下記の通り化学成分組成を満足させる必要がある。
　（Ｃ：０．１０～０．３０％）
　Ｃは、焼入れ性と強度確保のために必要な元素であるが、その含有量が増大するにつれて延性と耐食性が低下する。本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量が低くなるほど延性が向上するが、Ｃ含有量が０．１０％未満になると、量産工程では焼入れ時にマルテンサイト変態を起こしにくくなり、その後の析出強化も不十分となる。そのため、焼入れ・焼戻し後のボルトの強度を高度に安定させることが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、延性の悪化により耐遅れ破壊性が劣化する。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上であり、好ましい上限は０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
　（Ｎｉ：０．４～０．７％）
　Ｎｉは、耐食性を向上させて水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を改善する上で有効な元素である。こうした効果を十分に発揮させるには、上記のとおりＣ含有量を０．３０％以下に抑制した上で、Ｎｉを０．４％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、その効果が飽和すると共にコストアップを招く。そのため、Ｎｉ含有量の上限を０．７％以下とした。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上であり、好ましい上限は０．６５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　（Ｓｉ：０％以上０．２％以下）
　Ｓｉは、強度確保に有効な元素であるが、その含有量が過剰になるとボルト成形性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２％以下とする必要がある。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下である。尚、Ｓｉ含有量の下限は、０％であってもよいが、原料や耐火物等からの混入があるため、Ｓｉは例えば０．００５％以上、特に０．０１％以上程度であることが好ましい。
　（Ｍｎ：０．３～０．８％）
　Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するために有用な元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｎを０．３％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界への偏析が助長されて粒界強度が低下するため、遅れ破壊が生じ易くなる。こうした観点から、Ｍｎ含有量の上限は０．８％以下に抑える。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％以上、より好ましくは０．４５％以上であり、好ましい上限は０．７０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　（Ｐ：０％超０．０３％以下）
　Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる元素であるため、低いほうが望ましく、その上限を０．０３％以下とする。Ｐ含有量を０％にすることは困難であり、おおむね、０．００１％以上であることが好ましい。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
　（Ｓ：０％超０．０３％以下）
　Ｓは、鋼中にＭｎＳを形成し、該ＭｎＳが応力負荷時に応力集中箇所となり、遅れ破壊の起点となり得る。従って、耐遅れ破壊性の改善には、Ｓ含有量をできるだけ減少させる必要があり、本発明では０．０３％以下に抑える。Ｓ含有量を０％にすることは困難であり、おおむね、０．００１％以上であることが好ましい。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
　（Ｃｒ：０．８～１．２％）
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性および耐食性を高める作用があると共に、前述した通り、焼戻し時に炭化物として析出するため、強度と耐遅れ破壊性を向上させるのに有効に作用する。こうした効果を十分に発揮させるには、Ｃｒを０．８％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、冷間加工性が劣化してボルト成形性が低下するため、１．２％以下にする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％以上、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．１０％以下、より好ましくは１．０５％以下である。
　（Ｍｏ：０．８～１．５％）
　Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、且つ析出硬化型元素でもあるため、焼戻し後の強度を向上させるのに有効な元素である。前述したとおり本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制しているため、ボルトに要求される高い強度を確保するには、Ｍｏを０．８％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、冷間加工性が悪化してボルト成形性が低下するため、Ｍｏ含有量の上限を１．５％以下とした。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．８５％以上、より好ましくは０．９０％以上であり、好ましい上限は１．２０％以下、より好ましくは１．１０％以下である。
　（Ｖ：０．０５～０．１３％）
　Ｖは、鋼の結晶粒を微細化すると共に、焼戻し時に析出する炭化物により、強度と耐遅れ破壊性を向上させることができる。これらの作用を発揮させるには、Ｖ含有量を０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、圧延時に粗大な炭化物として析出し、冷間加工性が悪化したり、コストアップの要因となるため、Ｖ含有量の上限は０．１３％以下とする必要がある。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６％以上、より好ましくは０．０８％以上であり、好ましい上限は０．１０％以下、より好ましくは０．０９％以下である。
　（Ｔｉ：０．０２～０．０８％）
　Ｔｉは、圧延段階でＴｉＮやＴｉＣとなり、水素トラップサイトとして活用することができる。この様な効果を発揮させるには、Ｔｉ含有量を０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が析出して冷間加工性が劣化したり、コストアップの要因となるため、上限を０．０８％以下とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上であり、好ましい上限は０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
　（Ａｌ：０．０１～０．１％）
　Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、またＡｌＮを形成して結晶粒を微細化する効果もある。脱酸剤としての利用を考慮すると、現実的には０％を超えており、結晶粒微細化効果を発揮させる観点からは０．０１％以上存在させる。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量の増加に伴い、粗大な炭窒化物系介在物量が増大して、耐遅れ破壊性が低下し易くなる。よってＡｌ含有量は０．１％以下に抑える。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
　（Ｎ：０．００１～０．０１％）
　Ｎは、鋼の溶製後の凝固段階でＴｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは高温で加熱しても溶解しないため、焼戻し時に生成するＴｉＣ量を低下させて、耐遅れ破壊性の低下を招く。従って、Ｎは０．０１％以下とする必要がある。Ｎを０％にすることは困難であり、通常０．００１％以上である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％以上、より好ましくは０．００６％以上であり、好ましい上限は０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　本発明の高強度ボルト用鋼における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。詳細には上記Ｐ，Ｓ以外の不純物であるが、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。
　本発明の高強度ボルト用鋼には、必要によって、更にＣｕ：０％超０．７０％以下を含有させることも有用である。
　（Ｃｕ：０％超０．７０％以下）
　Ｃｕは前述したＮｉと同様に、耐食性を高めて水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を更に向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、効果が飽和すると共にコストアップの原因となる。こうした観点から、Ｃｕ含有量の上限は０．７０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．６５％以下、更に好ましくは０．６０％以下である。また、上記の効果を有効に発揮させるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．４０％以上であり、より好ましくは０．４５％以上、更に好ましくは０．５０％以上である。
　本発明のボルト用鋼は、上記のように各成分の範囲を適切に調整するだけでは、本発明の目的を達成することができず、下記（１）式および（２）式の関係式を満足する必要がある。これらの作用効果は下記の通りである。
　０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２≦１．３　・・・（１）　　
［Ｃ］－（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０　・・・（２）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は夫々、質量％で、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量を示す。
　以下では、上記（１）式中、（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２）で算出される値をＡ値と呼ぶ場合がある。また、上記（２）式中、［［Ｃ］－（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）］で算出される値をＢ値と呼ぶ場合がある。
　上記（１）式は、鋼の炭素当量に相当する式である。本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制することにより、侵入水素量を低減しているが、ボルトに要求される高い強度を確保するためには、上記（１）式において、Ａ値で表される炭素当量を０．８５以上にする必要がある。Ａ値が０．８５より小さい場合には、５５０℃以上の焼戻し温度で１１００ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。一方、Ａ値が大きくなり過ぎると、合金含有量が増大し、高コストとなるため、その上限を１．３以下とした。Ａ値の好ましい下限は０．９３以上、より好ましくは０．９５以上であり、好ましい上限は１．１０以下、より好ましくは１．０５以下である。
　上記（２）式は、焼戻し処理で炭化物として析出するＭｏとＶによって、鋼中の炭素がどの程度消費されるかを便宜的に示した関係式である。ここで、Ｍｏの係数である０．０７は炭化物Ｍｏ2ＣでのＭｏとＣの原子量比であり、Ｖの係数である０．２０は炭化物Ｖ4Ｃ3でのＶとＣの原子量比である。上記（２）式において、Ｂ値は、鋼中の固溶Ｃ量を意味するものではないが、焼戻し後の固溶Ｃがどの程度残っているかを相対的に比較する数値として利用可能である。従って、Ｂ値は延性の良否を示す指標となり、良好な延性を示すためには、Ｂ値は０．２０以下とする必要がある。Ｂ値の好ましい上限は０．１７以下、より好ましくは０．１５以下であり、好ましい下限は０．０２以上、より好ましくは０．０３以上である。
　以上、本発明のボルト用鋼について説明した。
　本発明には、上記ボルト用鋼を用いて得られるボルトも含まれる。詳細には本発明のボルトは、上記ボルト用鋼を用い、８８０～９６０℃で焼入れ、５５０～６５０℃の焼戻しをすることにより得られるものであり、耐遅れ破壊性に優れると共に、引張強度が１１００～１４００ＭＰａの高強度を満足する。
　すなわち、上記の化学成分組成を有する本発明のボルト用鋼は、潜在的に優れた強度特性および耐遅れ破壊性を有しているが、この鋼を用いて強度特性および耐遅れ破壊性が十分に優れた高強度ボルトを得るには、所定のボルト形状に加工した後、焼入れ・焼戻しを適切な条件で行うことが推奨される。
　具体的には、焼入れ時の加熱温度を８８０℃以上とする。焼入れ時の加熱温度が８８０℃よりも低くなると、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化型元素が鋼中に固溶せず、その後に焼戻しを行っても十分な析出物を確保できない。また、焼入れ前に球状化焼鈍を行う場合があるが、焼入れ時の加熱温度が低いと、焼入れ前の組織に球状化炭化物が存在する場合があり、該球状化炭化物が溶け残って所定の引張強度が得られ難くなる。焼入れ時の加熱温度は、好ましくは９００℃以上とする。一方、焼入れ時の加熱温度が高すぎると、焼ムラ、焼入れ時の結晶粒粗大化等の不具合が生じたり、設備改善等のコストアップを招く。こうしたことから、焼入れ時の加熱温度は９６０℃以下とする。より好ましくは９３０℃以下である。
　一方、焼戻し温度は、焼入れ加熱時に固溶したＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化型元素を微細な析出物として析出させるために、５５０℃以上とする。５５０℃より低い温度で焼戻しを行っても微細炭化物が析出し難く、焼戻し軟化抵抗と水素トラップ効果が得られないため、耐遅れ破壊性を十分に改善することができない。また、焼戻し温度が低くなるとセメンタイトの析出も不十分となり、延性の低下も生じる。より好ましくは、焼戻し時の加熱温度を５７０℃以上とする。一方、焼戻し温度が高すぎると、焼戻し軟化抵抗の効果が薄れて十分な軟化抵抗が得られず、所定の強度が得られなくなるため、その上限を６５０℃以下とする。より好ましくは６００℃以下である。上記焼入れ温度および焼戻し温度は、いずれもボルト形状に成形した鋼の表面温度を測定したものである。
　上述したように本発明のボルトは、本発明のボルト用鋼を用いて上記温度の焼入れ・焼戻しを行ったところに特徴がある。焼入れ・焼戻しにおける上記加熱温度以外の条件は、それぞれの加熱温度と析出硬化型元素の特性を考慮して適切に設定することができる。例えば、下記の条件を採用することができる。
[焼入れ条件]
　加熱の保持時間：好ましくは１０分以上、より好ましくは２０分以上
　　　　　　　　　好ましくは１時間以下、より好ましくは５０分以下
　冷却条件：好ましくは油冷または水冷
　ここで、焼入れ時の加熱の保持時間は、鋼中心部に存在する析出硬化型元素を十分固溶させるために設定されたものであり、１０分以上が好ましい。また、焼入れ時の加熱の保持時間が長くなると、結晶粒の粗大化が懸念されるので、好ましい上限を１時間以下とした。
　[焼戻し条件]
　加熱の保持時間：好ましくは３０分以上、好ましくは７０分以上
　　　　　　　　　好ましくは３時間以下、好ましくは２時間以下
　冷却条件：好ましくは油冷，水冷または空冷
　ここで、焼戻し時の加熱の保持時間は、合金炭化物を析出させるために３０分以上の加熱が好ましい。また、焼戻し時の加熱の保持時間が３時間を超えても、効果が飽和するため、好ましい上限を３時間以下とした。
　本発明では、上記以外の製造条件は限定されず、通常用いられる方法を用いてボルトを製造することができる。具体的には、上記化学成分組成を満たすボルト用を用いて、例えば熱間圧延した後、必要に応じて球状化焼鈍を行った後に伸線する。その後、冷間鍛造等の冷間加工を行ってボルト形状に成形した後、転造にてねじ加工してから、前述した焼入れ、焼戻しを行ってボルトを製造することができる。
　ここで、前述した球状化焼鈍は、引張強度が１１００ＭＰａ以上の高強度ボルトを製造する場合に一般に行われる処理であり、その後にボルト成形を行う。しかしながら、本発明では前述したようにＣ含有量が０．３０％以下に抑制されたボルト用鋼を用いているため、球状化焼鈍を実施せずとも、ボルト形状への成形が可能となる。
　上述のようにして得られた本発明のボルトは、引張強度が１１００ＭＰａ以上と高強度を示す。しかも本発明のボルトは、引張強度が１１００ＭＰa以上と高いにも拘わらず、良好な耐遅れ破壊性が発揮される。具体的には、上記ボルトでは、焼入れ時の結晶粒粗大化が防止されて、旧オーステナイト結晶粒度の結晶粒度番号：１０．０以上と微細であるため、延性が向上し、高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊性にも優れている。より好ましくは旧オーステナイト結晶粒度番号は１０．５以上、更に好ましくは１１．０以上である。その結果、後述する遅れ破壊強度比が０．８０以上、好ましくは０．９０以上を示す。なお、旧オーステナイト結晶粒度番号の上限は特に限定されないが、生産性やコストなどとのバランスを考慮すると、おおむね、１３．０以下に制御することが好ましい。旧オーステナイト結晶粒度は、例えば鋼中のＴｉ量や焼入れ温度などを適切に制御することによって上記範囲に調整することができる。但し、引張強度が１４００ＭＰaを超えると、良好な耐遅れ破壊性を確保することが困難となるため、本発明のボルトにおける引張強度の上限は１４００ＭＰａ以下である。
　本発明の高強度ボルトは、例えばハイテンションボルト、トルシア型ボルト、溶融亜鉛めっき高力ボルト、防錆処理高力ボルト、耐火鋼高力ボルト等に適用できる。上記ボルトは、自動車分野、建築分野、産業機械分野などの分野に用いられる高強度、且つ耐食性、耐遅れ破壊性に優れたボルトとして最適である。
　本願は、２０１３年９月２５日に出願された日本国特許出願第２０１３－１９８７４２号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年９月２５日に出願された日本国特許出願第２０１３－１９８７４２号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示した化学成分組成からなる鋼種Ａ～Ｆ、Ａ１～Ｔ１を、φ１２ｍｍまで熱間圧延した後、下記表２に示す条件で焼入れ・焼戻しした。熱間圧延の条件は以下のとおりである。
ビレットの再加熱温度：１０００～１２００℃、仕上げ圧延温度：９００～１１００℃、その後、０．０５～１０℃／秒の平均冷却速度で３００℃まで冷却。
　この様にして得られた各試料について、旧オーステナイト結晶粒度番号、引張強度（ＴＳ）、延性（絞り）、腐食減量、遅れ破壊強度比、および割れ限界圧縮率を下記の要領で調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　[旧オーステナイト結晶粒度番号の測定]
　焼入れ・焼戻しを行った試料の横断面のＤ／４部（Ｄ：直径）を観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に規定の「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従って、旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した。
　[引張強度および延性の測定]
　上記旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した後、図１に示す引張試験用試験片を切削加工により作製して、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行った。図中の単位はｍｍである。本実施例では、引張強度が１１００ＭＰａ以上のものを十分な引張強度を示すと評価した。また、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づき、引張試験での絞りを測定し、絞りが６５．０％よりも大きいものを延性に優れていると評価した。
　[腐食減量の測定]
　上記旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した後、図２に示す腐食試験用試験片を切削加工により作製して酸浸漬による腐食試験を行った。図中の単位はｍｍである。腐食試験は、上記腐食試験用試験片を１５質量％ＨＣｌの酸性水溶液に３０分浸漬して行った。浸漬前・後の試験片の質量変化量を試験片の初期質量で除した後、百分率に換算した値を「腐食減量」として求めた。本実施例では、腐食減量が０．０２％以下のものを、耐食性に優れると評価した。なお、引張強度が１１００ＭＰａ未満の試験片については腐食試験を行わなかったため、表中に「―」と記載した。
　[遅れ破壊強度比の測定]
　上記旧オーステナイト結晶粒度番号の測定および引張試験を行った後、引張強度が１１００ＭＰａ以上の試験片について、図３に示すボルトのねじ部を模擬した遅れ破壊試験用試験片を切削加工により作製して遅れ破壊試験を行った。図中の単位はｍｍである。上記試験片での遅れ破壊試験結果は、実ボルトでの遅れ破壊試験結果と良い相関が得られることが知られている。遅れ破壊試験は、上記遅れ破壊試験用試験片を１５質量％ＨＣｌの酸性水溶液中に３０分浸漬し、種々のレベルの応力を１００時間に亘って負荷し続けても破断しない最大負荷応力を、試験片の引張強度で除した値を「遅れ破壊強度比」として求めた。本実施例では、遅れ破壊強度比：０．８０以上のものを、耐遅れ破壊性に優れると評価した。遅れ破壊強度比が上記数値を満足するものは、遅れ破壊の実際に生じる確率が極めて小さいことが知られている。なお、引張強度が１１００ＭＰａ未満の試験片については遅れ破壊試験を行わなかったため、表中に「―」と記載した。
　[割れ限界圧縮率の測定]
　熱間圧延後の供試鋼を球状化焼鈍した球状化材を用い、図４に示す円柱状の圧縮試験用試験片に加工した後、プレス機を用いて圧縮試験を実施した。図中の単位はｍｍである。圧縮試験時における圧縮率を７０～８０％の範囲で変化させ、下記（ａ）～（ｃ）の手順によって圧縮試験片に割れが発生しない限界の圧縮率を求め、これを割れ発生限界圧縮率と表記とした。本実施例では、割れ限界圧縮率が、ボルトのフランジ加工が可能となる７５．０％以上のものを、冷間加工性に優れる、すなわち、ボルト成形性に優れると評価した。尚、球状化焼鈍については、各鋼のＡｃ1変態点を下記（３）式によって求め、（Ａｃ1変態点＋１０℃）の温度で５時間保持し、１０℃／Ｈｒの冷却速度で６８０℃まで冷却して実施した。
　Ａｃ1変態点＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］　・・・（３）　
　但し、［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｓｉ］および［Ｃｒ］は夫々、質量％で、Ｍｎ，Ｎｉ，ＳｉおよびＣｒの含有量を示す。
　（割れ限界圧縮率の測定手順）
　（ａ）下記（４）式で示される圧縮率が５０％となる圧縮試験を、各試験片の夫々について３回行ない、３回とも割れが発生しなかった場合に、圧縮率を５２．５％として新しい試験片を用いて圧縮試験を実施した。
　圧縮率＝［（ｈ0－ｈ）／ｈ0］×１００（％）　・・・（４）
　但し、ｈ0：試験片の初期高さを意味し、１５ｍｍである
　　　　ｈ：試験片の試験後の高さ
　（ｂ）圧縮率を５２．５％となる圧縮試験を、各試験片の夫々について３回行ない、３回とも割れが発生しなかった場合に、圧縮率を５５．０％として新しい試験片を用いて圧縮試験を実施した。
　（ｃ）ｎ＝３回の圧縮試験で１つも割れが発生しない圧縮率の最大値を「割れ限界圧縮率」とした。
　これらの結果を、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの結果から、次のように考察することができる。試験Ｎｏ．１～１２は、本発明で規定する要件を満足するものであり、１１００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に、過酷な環境下での耐遅れ破壊性にも優れていることが分かる。また、割れ限界圧縮率も高く、ボルト成形性に優れている。
　これに対し、試験Ｎｏ．１３～３４は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、いずれかの特性が劣化している。
　試験Ｎｏ．１３，１４は、化学成分組成に関しては本発明で規定する要件を満足しているが、いずれも焼戻し温度が低いため、引張強度が１４００ＭＰａを超えており、遅れ破壊強度比が低下した。試験Ｎｏ．１３は、試験Ｎｏ．１４に比べて焼戻し温度が更に低いため、セメンタイトの析出が不十分となり、絞りも低くなり、延性も低下した。
　試験Ｎｏ．１５は、Ｃ含有量が少ない表１の鋼種Ａ１を用いた例である。そのため、所定の熱処理条件を行っても焼入れ時にマルテンサイト変態を起こさず、所望とする強度を確保することができなかった。
　試験Ｎｏ．１６は、Ｃ含有量が多い表１の鋼種Ｂ１を用いた例である。そのため、耐食性の劣化により侵入水素量が増加して遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ.１７は、Ｓｉ含有量が多い表１の鋼種Ｃ１を用いた例である。そのため、耐遅れ破壊性は優れた値を示したが、割れ限界圧縮率が低下し、ボルト成形が困難である。
　試験Ｎｏ.１８は、Ｍｎ含有量が少ない表１の鋼種Ｄ１を用いた例である。そのため、鋼の焼入れ性が低く、焼入れが不十分となり、所定の引張強度を確保できなかった。
　試験Ｎｏ．１９は、Ｍｎ含有量が過剰な表１の鋼種Ｅ１を用いた例である。そのため、粒界強度が低下して遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２０は、ＰおよびＳの含有量が共に多い表１の鋼種Ｆ１を用いた例である。そのため、粒界が脆化し、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｎｉ含有量が少ない表１の鋼種Ｇ１を用いた例である。そのために耐食性が劣化し、侵入水素量が増加して遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２２は、Ｃｒ含有量が少ない表１の鋼種Ｈ１を用いた例である。そのため、焼入れ性が低く、焼戻し時の析出強化も不十分なため、所定の引張強度を確保できなかった。
　試験Ｎｏ．２３も、Ｃｒ含有量が少ない表１の鋼種Ｉ１を用いた例である。そのため、引張強度は確保することができたが、耐食性が悪化した。また、侵入水素量が増加したため、遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２４は、Ｃｒ含有量が過剰な表１の鋼種Ｊ１を用いた例である。そのため、引張強度や耐遅れ破壊性は優れているが、割れ限界圧縮率が低下したため、ボルト成形が困難である。
　試験Ｎｏ．２５は、Ｍｏ含有量が少なく、Ａ値が低い表１の鋼種Ｋ１を用いた例である。そのために焼入れ性が低く、焼戻し時の析出強化も不十分なため、所定の引張強度を確保できなかった。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｍｏ含有量が多い表１の鋼種Ｌ１を用いた例である。そのために、耐遅れ破壊性は優れているが、割れ発生限界圧縮率が低下したため、ボルト成形が困難である。
　試験Ｎｏ．２７は、Ｖ含有量を添加しない表１の鋼種Ｍ１を用いた例である。そのため、表２に示すように５８０℃で焼戻しても析出炭化物結晶が生成せず、水素トラップ効果が十分できないため、遅れ破壊強度比が低くなって耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２８は、Ｖ含有量が多い表１の鋼種Ｎ１を用いた例である。そのため、粗大な炭化物が析出して割れ限界圧縮率が低下し、ボルト成形が困難である。
　試験Ｎｏ．２９は、Ｔｉ含有量を添加しない表１の鋼種Ｏ１を用いた例である。そのため、旧オーステナイト結晶粒が粗くなって、延性が低下した。また、ＴｉＣによる水素トラップ効果がないため、遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．３０は、Ｔｉ含有量が多い表１の鋼種Ｐ１を用いた例である。そのため、粗大な炭化物が析出し、割れ限界圧縮率が低下し、ボルト成形が困難である。
　試験Ｎｏ．３１，３２は、個々の添加元素については本発明の要件を満足しているがＡ値が小さい表１の鋼種Ｑ１、Ｒ１を用いた例である。そのため、高い引張強度を確保することができなかった。
　試験Ｎｏ．３３は、個々の添加元素については本発明の要件を満足しているが、Ｂ値が大きい表１の鋼種Ｓ１を用いた例である。そのため、固溶Ｃ量が多く、延性の劣化によって遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が劣化した。
　試験Ｎｏ．３４は、従来鋼のＳＣＭ４３５を模擬した表１の鋼種Ｔ１を用いた例である。詳細にはＣ量が多く、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉを含有せず、Ａ値は小さく、Ｂ値は大きい。そのため、旧オーステナイト結晶粒が粗くなって延性が低下した。また、Ｎｉを添加しないため、耐食性が低下した。また、ＴｉＣによる水素トラップ効果などがないため、遅れ破壊強度比が低くなり、耐遅れ破壊性が低下した。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．３０％
    　Ｎｉ：０．４～０．７％、
    　Ｓｉ：０％以上０．２％以下
    　Ｍｎ：０．３～０．８％、
    　Ｐ　：０％超０．０３％以下
    　Ｓ　：０％超０．０３％以下
    　Ｃｒ：０．８～１．２％、
    　Ｍｏ：０．８～１．５％、
    　Ｖ　：０．０５～０．１３％、
    　Ｔｉ：０．０２～０．０８％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１％、
    　Ｎ　：０．００１～０．０１％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　且つ、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする耐遅れ破壊性およびボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼。
    ０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２≦１．３　・・・（１）　　
    ［Ｃ］－（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０　・・・（２）
    　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は夫々、質量％で、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量を示す。
  2. 　更に、Ｃｕ：０％超０．７０％以下を含むものである請求項１に記載の高強度ボルト用鋼。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼を用いて得られるボルトであって、旧オーステナイト結晶粒度の結晶粒度番号が１０．０以上である耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
  4. 　請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼を用い、８８０～９６０℃で焼入れ、５５０～６５０℃で焼戻しをすることにより得られる、引張強度が１１００～１４００ＭＰａの耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
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