JP2007031746A - 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト - Google Patents
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Abstract
【課題】 ＭｏおよびＶを多量に含有せずとも、充分な焼戻し軟化抵抗を示す高強度ボルト用鋼を提供すること。
【解決手段】 Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．２％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｖ：０．０５〜０．３５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１５％、Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎが下記式（１）を満たす耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
【解決手段】 Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．２％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｖ：０．０５〜０．３５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１５％、Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、Ｚｒ、Ａｌ、Ｎが下記式（１）を満たす耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
Description
本発明は、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルトに関するものである。
一般のボルト用鋼としては、ＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０等のＪＩＳ規定鋼が汎用されているが、これらの鋼では、引張強さが約１２００Ｎ／ｍｍ2を超えると一定期間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。そこで耐遅れ破壊性の改善を目的に、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では、Ｍｏを増量することにより、また特許文献２および３では、ＭｏおよびＶを複合添加することにより、鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、この鋼材を高温焼戻しすることによって耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することが提案されている。
特開平５−１４８５７６号公報
特開平５−１４８５８０号公報
特許第２７３９７１３号公報
上記のように、ＭｏやＶを含有させることによって高強度ボルト用鋼の焼戻し軟化抵抗を向上させれば、高強度ボルトの耐遅れ破壊性を向上させることはできるが、ＭｏおよびＶは非常に高価な元素であり、添加による製品のコストアップは免れない。このコストアップが、高強度ボルト用鋼を実用化する際における障壁の１つになっている。
そこで本発明の目的は、ＭｏやＶを多量に含有せずとも、充分な焼戻し軟化抵抗を示す高強度ボルト用鋼を提供することにある。さらに本発明は、該鋼を焼入れ・焼戻しすることにより得られる耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト、特に１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有するにもかかわらず、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを提供することも目的とする。
上記課題を解決することができた本発明とは、
Ｃ：０．３０〜０．４５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．４０〜１．２％、
Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、
Ｖ：０．０５〜０．３５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
Ｚｒ、Ａｌ、Ｎが下記式（１）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼である。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
Ｃ：０．３０〜０．４５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．４０〜１．２％、
Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、
Ｖ：０．０５〜０．３５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
Ｚｒ、Ａｌ、Ｎが下記式（１）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼である。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
本発明の高強度ボルト用鋼は、さらにＮｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）、或いは、さらにＢを０．００５０％以下（０％を含まない）含有していてもよい。
本発明は、上記高強度ボルト用鋼から製造される耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトも提供する。本発明の好ましい高強度ボルトは、ボルト形状の鋼を８８０〜９４０℃の温度で焼入れし、次いで５５０〜６２０℃の温度で焼戻しすることによって製造されたものである。特にこのような焼入れ・焼戻しによって、１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有し、かつ、切削によって形成された環状Ｖノッチ(Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ)を有する丸棒試験片（直径１０ｍｍ）が、蒸留水中で１８００Ｎ／ｍｍ2より高い応力を１００時間に亘って負荷しつづけても破断しない、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することが望ましい。
本発明者らは、コストアップにつながるＭｏやＶの多量添加の問題を解決するために、様々な試験を行った結果、これまで主に結晶粒の微細化に寄与することを主眼としていたＴｉを、従来とは異なった視点から有効活用することに着目し、本発明をなすに至った。
Ｔｉは本来、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素であり、その効果はＭｏやＶと同等以上である。しかしＴｉはＮとの親和力が非常に強く、Ｔｉ添加量にもよるが、鋼の溶製時にはそのほとんどがＴｉＮとなっている。このＴｉＮは結晶粒微細化には効果があるが、その融点（鋼材中への固溶温度）は非常に高く、ボルト成形後の焼入れ温度でも鋼材中に固溶させることが難しい。その結果、従来品では、Ｔｉは結晶粒微細化の効果にのみ寄与し、焼戻し軟化抵抗の向上効果を充分に発揮するには至らなかった。
この点、溶製時に生成してくる結晶が、ＴｉＮではなく、ＴｉＣであれば、ボルトの焼入れ温度でもＴｉを鋼材中に固溶し易くすることができ、Ｍｏ等を多量添加せずとも、鋼材に良好な焼戻し軟化抵抗を確保できるのではないかと考えた。そこでＮを、Ｚｒで優先的に補足することによってＴｉＮの生成を抑制し、その結果として、ＴｉＣの生成を促進することで、Ｔｉによる焼戻し軟化抵抗の向上効果を充分に確保できることを見出した。
そもそもＮの存在がＴｉＮ生成の原因であるから、ＴｉＮの生成を抑制するためにＮは極力低減するほうがよい。しかしＮは溶製時に不可避的に混入する不純物であり、現実的には、高強度ボルト用鋼でＮ量を零にすることはできない。また他の合金元素（例えばＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ等）の添加前に、キルド鋼製造時に脱酸剤として添加されるＡｌは、脱窒素の作用も有すること、すなわちＡｌＮを形成して鋼中の窒素濃度を低減することが知られている。しかしその効果は、上記のＺｒ程ではなく、充分に大きいものではない。またＡｌの多量添加は、多量の介在物を発生させ、耐遅れ破壊性を劣化させるという問題を有する。
そこで本発明者らは、Ｎとの親和力がＴｉよりも大きいＺｒに着目した。すなわちＺｒを添加することにより、ＮをＺｒＮとして固着させて、鋼の溶製時のＴｉＮ生成を抑制することを考えたのである。この観点からは、Ｚｒ量が多いほど溶製時のＴｉＮ生成を抑制することができるはずであるが、Ｚｒ量が０．１０％を超えると、Ｚｒ系の介在物が多量に析出し、ボルトの靭性、さらに耐遅れ破壊性をも劣化させるので、多量添加は好ましくない。
従って本発明の高強度ボルト用鋼および高強度ボルトは、鋼中において、ＺｒとＡｌとを併用すること、および過剰添加により介在物の問題が生じない限度のＺｒおよびＡｌの量を、式（１）：
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
の関係を満たすような適切な範囲に制御することによって、ＺｒおよびＡｌの弊害を抑制しつつ、ＴｉＮの生成を効果的に抑制し、その結果としてＴｉＣの生成を促進することで、Ｔｉの焼戻し軟化抵抗の向上効果を確保したことに特徴を有する。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕
の関係を満たすような適切な範囲に制御することによって、ＺｒおよびＡｌの弊害を抑制しつつ、ＴｉＮの生成を効果的に抑制し、その結果としてＴｉＣの生成を促進することで、Ｔｉの焼戻し軟化抵抗の向上効果を確保したことに特徴を有する。
さらにＴｉＣは水素トラップサイトとしての機能を有するので、高強度ボルト中のＴｉＣ量の向上は、水素トラップサイト数の増加、すなわち水素トラップ力の増加につながり、これも耐遅れ破壊性の向上効果に寄与すると考えられる。
以上のように本発明では、Ｔｉの焼戻し軟化抵抗を向上させる作用および水素トラップ作用を充分に活用するので、Ｍｏ等を多量添加せずとも、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルトを製造することができる。殊に本発明によれば、引張強さが１３００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら、以下の実施例で記載する遅れ破壊強さが１８００Ｎ／ｍｍ2以上に達するほどの強度および耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することができる。この点、本発明者らの経験から、遅れ破壊強さが１８００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度ボルトは、実際の使用上、遅れ破壊が生じる確率は極めて小さいことが分かっており、耐遅れ破壊性に優れていると評価される。
まず、本発明の高強度ボルト用鋼および高強度ボルト中の化学成分の割合を定めた理由を説明する。
［Ｃ：０．３０〜０．４５％(質量％の意味。以下同じ)］
Ｃは鋼材の焼入性と強度確保のために必要な元素である。よってＣの下限を０．３０％とする。好ましくは０．３３％以上鋼中に含有させる。一方Ｃが過剰になると、鋼およびボルトの靭性が劣化し、耐遅れ破壊性も低下する。また焼割れ等の問題も生じ得る。そのためＣ量の上限を０．４５％とする。好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３８％以下である。
［Ｃ：０．３０〜０．４５％(質量％の意味。以下同じ)］
Ｃは鋼材の焼入性と強度確保のために必要な元素である。よってＣの下限を０．３０％とする。好ましくは０．３３％以上鋼中に含有させる。一方Ｃが過剰になると、鋼およびボルトの靭性が劣化し、耐遅れ破壊性も低下する。また焼割れ等の問題も生じ得る。そのためＣ量の上限を０．４５％とする。好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３８％以下である。
［Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは脱酸剤として添加される元素であるが、Ｓｉの残存量が過剰になると焼入れ等の熱処理時に粒界酸化が助長され、耐遅れ破壊性が低下し易くなる。よってＳｉ量を０．２％以下に抑える。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｓｉは脱酸剤として添加される元素であるが、Ｓｉの残存量が過剰になると焼入れ等の熱処理時に粒界酸化が助長され、耐遅れ破壊性が低下し易くなる。よってＳｉ量を０．２％以下に抑える。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
［Ｍｎ：０．３０〜０．８０％］
Ｍｎは焼入性向上元素であり、高強度を達成するために有用である。このような効果を発現させるにはＭｎを０．３０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎが過剰になると、粒界への偏析が助長され、粒界強度が低下するため、耐遅れ破壊性の劣化を招く。よってＭｎ量は０．８０％以下に抑える。好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。
Ｍｎは焼入性向上元素であり、高強度を達成するために有用である。このような効果を発現させるにはＭｎを０．３０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎが過剰になると、粒界への偏析が助長され、粒界強度が低下するため、耐遅れ破壊性の劣化を招く。よってＭｎ量は０．８０％以下に抑える。好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
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。そこでＰ含有量は低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
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。そこでＰ含有量は低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは鋼材中でＭｎＳ等の介在物を形成し、これらは応力が負荷されたときの応力集中箇所となる。従って応力集中を回避して耐破壊性を改善するには、Ｓ含有量を減少させる必要があり、その上限を０．０１５％と定めた。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｓは鋼材中でＭｎＳ等の介在物を形成し、これらは応力が負荷されたときの応力集中箇所となる。従って応力集中を回避して耐破壊性を改善するには、Ｓ含有量を減少させる必要があり、その上限を０．０１５％と定めた。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
［Ｃｒ：０．４０〜１．２％］
Ｃｒは、加工性および焼入性を確保するために必要な元素であるので、その下限を０．４０％とする。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは０．９５％以上である。しかしＣｒの過剰添加は粒界酸化を助長させ、焼入れ温度の上昇、焼入性過剰に伴う焼ムラ、焼割れ等の問題を助長させるので、その上限を１．２％とする。好ましくは１．１０％以下、より好ましくは１．０５％以下である。
Ｃｒは、加工性および焼入性を確保するために必要な元素であるので、その下限を０．４０％とする。好ましくは０．８０％以上、より好ましくは０．９５％以上である。しかしＣｒの過剰添加は粒界酸化を助長させ、焼入れ温度の上昇、焼入性過剰に伴う焼ムラ、焼割れ等の問題を助長させるので、その上限を１．２％とする。好ましくは１．１０％以下、より好ましくは１．０５％以下である。
［Ｍｏ：０．１５〜０．４５％］
Ｍｏは焼入性向上作用および粒界の酸化抑制作用を有する。さらにＭｏは析出硬化型元素であるため、焼戻し軟化抵抗を高めて、強度を確保するために有用である。そこで本発明では、Ｍｏの下限を０．１５％とする。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。
しかしＭｏは非常に高価な元素であるため、その多量添加はコストアップを招く。従来、鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、高温焼戻しを可能にして耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造するためには、Ｍｏの多量添加が必要であったが、本発明ではＺｒおよびＡｌを適量添加して、Ｔｉによる焼戻し軟化抵抗の向上効果を活用するため、Ｍｏの多量添加は必要ではない。よってＭｏの上限を０．４５％とする。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｏは焼入性向上作用および粒界の酸化抑制作用を有する。さらにＭｏは析出硬化型元素であるため、焼戻し軟化抵抗を高めて、強度を確保するために有用である。そこで本発明では、Ｍｏの下限を０．１５％とする。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。
しかしＭｏは非常に高価な元素であるため、その多量添加はコストアップを招く。従来、鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、高温焼戻しを可能にして耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造するためには、Ｍｏの多量添加が必要であったが、本発明ではＺｒおよびＡｌを適量添加して、Ｔｉによる焼戻し軟化抵抗の向上効果を活用するため、Ｍｏの多量添加は必要ではない。よってＭｏの上限を０．４５％とする。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
［Ｖ：０．０５〜０．３５％］
Ｖは、結晶粒を微細化すると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させる。またＶ炭化物は水素トラップとしても作用するので、優れた耐遅れ破壊性を実現するためにも、Ｖをある程度添加する必要がある。そこで本発明ではＶの下限を０．０５％とする。好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上である。
しかしＶは非常に高価な元素であるため多量添加はコストアップを招く。また多量添加により、通常の焼入れ温度では充分に固溶しない巨大炭化物が生成して、鋼材の靭性を劣化させることがある。この点、本発明ではＺｒおよびＡｌの適量添加により、Ｍｏと同様に、Ｖの多量添加も必要ではない。よってＶの上限を０．３５％とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｖは、結晶粒を微細化すると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させる。またＶ炭化物は水素トラップとしても作用するので、優れた耐遅れ破壊性を実現するためにも、Ｖをある程度添加する必要がある。そこで本発明ではＶの下限を０．０５％とする。好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上である。
しかしＶは非常に高価な元素であるため多量添加はコストアップを招く。また多量添加により、通常の焼入れ温度では充分に固溶しない巨大炭化物が生成して、鋼材の靭性を劣化させることがある。この点、本発明ではＺｒおよびＡｌの適量添加により、Ｍｏと同様に、Ｖの多量添加も必要ではない。よってＶの上限を０．３５％とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
［Ｔｉ：０．０２〜０．１５％］
Ｔｉは、結晶粒を微細化するために有用な元素である。またＺｒ、ＡｌおよびＮ量の関係をバランスよく制御することにより、従来、充分に発揮されていなかったＴｉの焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を、本発明において充分に活用することができる。またＴｉ炭化物は強力な水素トラップサイトとなり、耐遅れ破壊性の向上に寄与する。これらの効果を充分に活用するために、Ｔｉの下限を０．０２％とする。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると、焼入れでは充分に固溶しない巨大な析出物が生成して、鋼材の靭性を劣化させることがある。よってＴｉの上限を０．１５％とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｔｉは、結晶粒を微細化するために有用な元素である。またＺｒ、ＡｌおよびＮ量の関係をバランスよく制御することにより、従来、充分に発揮されていなかったＴｉの焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を、本発明において充分に活用することができる。またＴｉ炭化物は強力な水素トラップサイトとなり、耐遅れ破壊性の向上に寄与する。これらの効果を充分に活用するために、Ｔｉの下限を０．０２％とする。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると、焼入れでは充分に固溶しない巨大な析出物が生成して、鋼材の靭性を劣化させることがある。よってＴｉの上限を０．１５％とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
［Ｚｒ：０．００５〜０．１０％］
Ｚｒは、上記のように鋼中のＮ量を低減し、ＴｉＮ生成を抑制するために必要な元素である。また結晶粒の微細化にも有効である。これらの効果を充分に発揮させるため、Ｚｒの下限を０．００５％とする。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２５％以上である。しかしＺｒの過剰添加は、多量の介在物を生成させ、靭性、さらに耐遅れ破壊性も劣化させ得る。よって本発明ではＺｒの上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
Ｚｒは、上記のように鋼中のＮ量を低減し、ＴｉＮ生成を抑制するために必要な元素である。また結晶粒の微細化にも有効である。これらの効果を充分に発揮させるため、Ｚｒの下限を０．００５％とする。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２５％以上である。しかしＺｒの過剰添加は、多量の介在物を生成させ、靭性、さらに耐遅れ破壊性も劣化させ得る。よって本発明ではＺｒの上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
［Ａｌ：０．０２〜０．１０％］
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、またＺｒと同様に、鋼中のＮ量を低減してＴｉＮ生成を抑制するために必要な元素である。脱酸およびＴｉＮ抑制の効果を発揮させるために、Ａｌの下限を０．０２％とする。好ましくは０．０３５％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ａｌの残存量が増大するにつれて酸化物系介在物が増大し、耐遅れ破壊性が低下し得る。よってＡｌの上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、またＺｒと同様に、鋼中のＮ量を低減してＴｉＮ生成を抑制するために必要な元素である。脱酸およびＴｉＮ抑制の効果を発揮させるために、Ａｌの下限を０．０２％とする。好ましくは０．０３５％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ａｌの残存量が増大するにつれて酸化物系介在物が増大し、耐遅れ破壊性が低下し得る。よってＡｌの上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
［Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｎは、ＴｉＮ生成の原因であるため添加すべきではなく、極力低減することが好ましい。よってＮの上限を０．０１０％とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下、特に０．００５％以下である。しかしＮは不純物として鋼材中に不可避的に含まれ、現実的にＮが０％になることはない。
Ｎは、ＴｉＮ生成の原因であるため添加すべきではなく、極力低減することが好ましい。よってＮの上限を０．０１０％とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下、特に０．００５％以下である。しかしＮは不純物として鋼材中に不可避的に含まれ、現実的にＮが０％になることはない。
本発明の高強度ボルト用鋼中で規定する含有元素は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅである。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物、例えば０．００３％以下のＯ等が、鋼中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記のような、さらなる元素を積極的に鋼中に含有させることも可能である。
［Ｎｉおよび／またはＣｕ：合計で１％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、耐食性を高め、遅れ破壊に悪影響を及ぼす水素の侵入を抑制するために有効な元素である。またＮｉは、鋼材の靱性および焼入性を高める作用があると共に、耐食性を向上させて水素侵入を抑制するために有効な元素である。よってこのような効果を発揮させるため、これらの元素を積極的に用いる場合、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上、鋼中に含有させる。しかしＣｕを過剰に添加しても上記効果が飽和し、一方で鋼材の靭性が劣化する。Ｎｉを過剰に添加した場合も、効果が飽和し、またコストアップを招く。従ってこれらを積極的に添加する場合、Ｃｕおよび／またはＮｉは合計で１％以下とすることが好ましい。これらの合計は、より好ましくは０.７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｃｕは、耐食性を高め、遅れ破壊に悪影響を及ぼす水素の侵入を抑制するために有効な元素である。またＮｉは、鋼材の靱性および焼入性を高める作用があると共に、耐食性を向上させて水素侵入を抑制するために有効な元素である。よってこのような効果を発揮させるため、これらの元素を積極的に用いる場合、Ｃｕおよび／またはＮｉを合計で、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上、鋼中に含有させる。しかしＣｕを過剰に添加しても上記効果が飽和し、一方で鋼材の靭性が劣化する。Ｎｉを過剰に添加した場合も、効果が飽和し、またコストアップを招く。従ってこれらを積極的に添加する場合、Ｃｕおよび／またはＮｉは合計で１％以下とすることが好ましい。これらの合計は、より好ましくは０.７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、鋼の焼入れ性向上および結晶粒界の清浄化に有用な元素であり、これらの効果を発現させるには、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．００１０％以上、鋼中に含有させる。しかしＢ量が過剰になると却って靭性が低下するため、Ｂの上限を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｂは、鋼の焼入れ性向上および結晶粒界の清浄化に有用な元素であり、これらの効果を発現させるには、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．００１０％以上、鋼中に含有させる。しかしＢ量が過剰になると却って靭性が低下するため、Ｂの上限を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
上記化学成分を有する本発明の高強度ボルト用鋼から、例えば従来の焼入れ・焼戻し条件で熱処理をすることにより、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することができる。但し、より優れた耐遅れ破壊性および強度を有するボルトを製造するために、後述の焼入れ・焼戻し条件を採用することが望ましい。
本発明のボルト用鋼は、ボルト形状に加工され、このボルト形状の鋼が焼入れ・焼戻しされる。本発明の高強度ボルト用鋼を、ボルト形状に加工する手段について特に限定は無く、従来使用されているあらゆる加工法を使用することができる。例えば、本発明の高強度ボルト用鋼を、熱間圧延した後、必要に応じて球状化焼鈍を行い、次いで伸線し、その後冷間圧造や冷間鍛造等の冷間加工を行ってボルト形状とすることができる。
次に本発明において、ボルト形状にした鋼を、好ましくは８８０℃以上の加熱温度で焼入れすることが推奨される。なぜなら８８０℃以上の加熱温度での焼入れにより、本発明の高強度ボルト用鋼に含まれるＴｉ等の析出硬化型合金元素を鋼材中に良好に固溶させることができるからである。殊に、焼入れ前の鋼材中において球状化炭化物が存在する場合には、これらを充分に固溶させて所望の引張強さを確保するために、焼入れを８８０℃以上で行うことが望ましい。より好ましい焼入れ温度の下限は９００℃である。しかし９４０℃を超える焼入れ温度では、設備上の制約やコストアップ、さらに焼ムラの問題が生じ得るため、好ましい焼入れ温度の上限は９４０℃である。より好ましい上限は９２０℃である。
焼入れしたボルト形状の鋼を、次いで５５０℃以上の加熱温度で焼戻して、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造することが望ましい。なぜなら焼入れにより鋼材中に固溶させたＴｉ等を、５５０℃以上の加熱温度で焼戻しすることによって、微細な炭化物を充分に析出させることができるからである。この微細炭化物の析出による二次硬化で、焼戻し軟化抵抗の効果が発揮され、本発明のボルトに、高強度、好ましくは１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを付与することができる。また５５０℃以上の高温焼戻しにより、耐遅れ破壊性も良好に向上させることができる。より好ましい焼戻し温度の下限は５８０℃である。一方、焼戻し温度が高すぎると、軟化抵抗の効果が薄れて所望の強度が得られなくなることがあるため、焼戻し加熱温度は６２０℃以下とすることが推奨される。より好ましい上限は６００℃である。
また焼入れ・焼戻しにおける上記以外の条件は、上記加熱温度などを考慮して設定することができ、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：１０分以上（好ましくは２０分以上）
１時間以下（好ましくは４０分以下）
・冷却条件：油冷または水冷
［焼戻し条件］
・加熱の保持時間：３０分以上（好ましくは７０分以上）
３時間以下（好ましくは２時間以下）
・冷却条件：油冷、水冷または空冷
［焼入れ条件］
・加熱の保持時間：１０分以上（好ましくは２０分以上）
１時間以下（好ましくは４０分以下）
・冷却条件：油冷または水冷
［焼戻し条件］
・加熱の保持時間：３０分以上（好ましくは７０分以上）
３時間以下（好ましくは２時間以下）
・冷却条件：油冷、水冷または空冷
本発明の高強度ボルトは、自動車分野、建築分野、産業機械分野等で用いられる高強度かつ耐遅れ破壊性に優れたボルトとして最適である。本発明の高強度ボルトの用途として、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を挙げることができる
表１および２（比較例）に記載の成分組成からなる供試鋼を直径１２ｍｍまで熱間圧延した後、該鋼を表３に示す条件で焼入れ・焼戻しをした。焼入れは各温度で３０分間保持した後に油冷し、焼戻しは各温度で９０分間加熱した後に水冷して行った。このように得られた各試料の強度および耐遅れ破壊性を、下記のようにして評価した。
［強度の評価］
上記のようにして得られた各試料を切削加工することにより、図１に示す引張試験片を作製して、引張強さを測定した。これらの結果を表３に示す。
１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを示す試験片を良好と評価した。
上記のようにして得られた各試料を切削加工することにより、図１に示す引張試験片を作製して、引張強さを測定した。これらの結果を表３に示す。
１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを示す試験片を良好と評価した。
［耐遅れ破壊性の評価］
上記のようにして得られた各試料を切削加工することにより、図２に示す環状Ｖノッチ(Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ)を有する遅れ破壊試験片（丸棒状、直径１０ｍｍ）を作製して、遅れ破壊強さを測定した。本発明における「遅れ破壊強さ」とは、上記の遅れ破壊試験片を蒸留水中で種々の応力を負荷したとき、１００時間に亘って負荷しつづけても試験片が破断しない最高負荷応力を指す。これらの結果を表３に示す。
１８００Ｎ／ｍｍ2の遅れ破壊強さを示す試験片を良好と評価した。この点、本発明者らの経験から、遅れ破壊強さが１８００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度ボルトでは、実際の使用上、遅れ破壊が生じる確率は極めて小さいことが分かっている。
上記のようにして得られた各試料を切削加工することにより、図２に示す環状Ｖノッチ(Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ)を有する遅れ破壊試験片（丸棒状、直径１０ｍｍ）を作製して、遅れ破壊強さを測定した。本発明における「遅れ破壊強さ」とは、上記の遅れ破壊試験片を蒸留水中で種々の応力を負荷したとき、１００時間に亘って負荷しつづけても試験片が破断しない最高負荷応力を指す。これらの結果を表３に示す。
１８００Ｎ／ｍｍ2の遅れ破壊強さを示す試験片を良好と評価した。この点、本発明者らの経験から、遅れ破壊強さが１８００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度ボルトでは、実際の使用上、遅れ破壊が生じる確率は極めて小さいことが分かっている。
表１〜３から、本発明の要件を満たすＮｏ．１〜１９は、１３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さおよび１８００Ｎ／ｍｍ2以上の遅れ破壊強さを示し、本発明で規定する高強度ボルト用鋼から製造されるボルトは、強度および耐遅れ破壊性に優れることが示される。これに対し、本発明の要件を満たさないＮｏ．２０〜３５は、それぞれ以下のような不具合を有する。
Ｎｏ．２０は、Ｃ量が少ないため鋼材の焼入性が低く、またＣによる強度向上効果も少ないため、所望の引張強さ（１３００Ｎ／ｍｍ2以上）を確保できなかった。
Ｎｏ．２１は、Ｃ量が多いため靭性が低下し、所望の遅れ破壊強さ（１８００Ｎ／ｍｍ2以上）を確保できなかった。
Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が少ないため鋼材の焼入れ性が低く、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が多いため粒界偏析が助長され、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２１は、Ｃ量が多いため靭性が低下し、所望の遅れ破壊強さ（１８００Ｎ／ｍｍ2以上）を確保できなかった。
Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が少ないため鋼材の焼入れ性が低く、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が多いため粒界偏析が助長され、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２４は、ＰおよびＳが多いため粒界が脆化し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２５は、Ｃｒ量を下げたため鋼材の焼入性が低く、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２６またはＮｏ．２７は、それぞれＭｏ量またはＶ量を下げたため、焼戻し軟化抵抗が不充分となり、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２５は、Ｃｒ量を下げたため鋼材の焼入性が低く、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２６またはＮｏ．２７は、それぞれＭｏ量またはＶ量を下げたため、焼戻し軟化抵抗が不充分となり、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量を下げたため、焼戻し軟化抵抗が不充分となり、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２９は、Ｚｒを含有しないためＴｉＮ生成を充分に抑制できず、その結果Ｔｉによる焼戻し軟化抵抗の向上効果が充分に発揮されなかったと考えられる。その結果、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３０は、ＺｒおよびＡｌ量の両方が不充分であるため、式（１）の要件を満たしていない。そのためＴｉＮ生成を充分に抑制できず、焼戻し後のＴｉＣ量が減少し、水素トラップ力が減少したと考えられる。その結果、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３１は、Ｚｒ量が多いため介在物が増加した。その結果、靭性が劣化し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．２９は、Ｚｒを含有しないためＴｉＮ生成を充分に抑制できず、その結果Ｔｉによる焼戻し軟化抵抗の向上効果が充分に発揮されなかったと考えられる。その結果、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３０は、ＺｒおよびＡｌ量の両方が不充分であるため、式（１）の要件を満たしていない。そのためＴｉＮ生成を充分に抑制できず、焼戻し後のＴｉＣ量が減少し、水素トラップ力が減少したと考えられる。その結果、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３１は、Ｚｒ量が多いため介在物が増加した。その結果、靭性が劣化し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３２は、Ｎ量が多いため、ＴｉＮが多量に生成し、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３３は、Ａｌ量が多いため介在物が増加し、その結果、靭性が劣化し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３４は、ＺｒおよびＡｌ量が多いため介在物が増加し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３５は、従来鋼のＳＣＭ４３５である。Ｔｉ、ＭｏおよびＶ等を適量で含有していないため、焼戻し軟化抵抗が確保されず、所望の引張強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３３は、Ａｌ量が多いため介在物が増加し、その結果、靭性が劣化し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３４は、ＺｒおよびＡｌ量が多いため介在物が増加し、所望の遅れ破壊強さを確保できなかった。
Ｎｏ．３５は、従来鋼のＳＣＭ４３５である。Ｔｉ、ＭｏおよびＶ等を適量で含有していないため、焼戻し軟化抵抗が確保されず、所望の引張強さを確保できなかった。
Claims (6)
- Ｃ：０．３０〜０．４５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．４０〜１．２％、
Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、
Ｖ：０．０５〜０．３５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
Ｚｒ、Ａｌ、Ｎが下記式（１）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼。
［Ｚｒ］＋０．３［Ａｌ］＞６．５［Ｎ］ … （１）
〔式中、［Ｚｒ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＺｒ、ＡｌおよびＮの含有量（質量％）を示す。〕 - さらに、Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）含有する請求項１に記載の高強度ボルト用鋼。
- さらに、Ｂを０．００５０％以下（０％を含まない）含有する請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ボルト用鋼から製造されたことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
- ８８０〜９４０℃の温度で焼入れし、次いで５５０〜６２０℃の温度で焼戻しすることによって製造されたことを特徴とする請求項４に記載の高強度ボルト。
- １３００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有し、かつ
切削によって形成された環状Ｖノッチ(Ｖノッチ角度６０°、深さ２ｍｍ、ノッチ底半径０．０３ｍｍ)を有する丸棒試験片（直径１０ｍｍ）が、蒸留水中で１８００Ｎ／ｍｍ2より高い応力を１００時間に亘って負荷しつづけても破断しない、請求項５に記載の高強度ボルト。
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| JP2005213380A JP2007031746A (ja) | 2005-07-22 | 2005-07-22 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
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| JP2005213380A JP2007031746A (ja) | 2005-07-22 | 2005-07-22 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
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|---|---|---|---|---|
| CN103820712A (zh) * | 2014-03-13 | 2014-05-28 | 国家电网公司 | 一种高强度螺栓钢及其制备方法 |
| CN107075631A (zh) * | 2014-09-30 | 2017-08-18 | 株式会社神户制钢所 | 螺栓用钢和螺栓 |
| CN112458363A (zh) * | 2020-11-02 | 2021-03-09 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种摩擦型高强度螺栓用含硼钢及其生产方法 |
-
2005
- 2005-07-22 JP JP2005213380A patent/JP2007031746A/ja not_active Withdrawn
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