JP3246316B2 - 冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 - Google Patents
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼Info
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- JP3246316B2 JP3246316B2 JP03970696A JP3970696A JP3246316B2 JP 3246316 B2 JP3246316 B2 JP 3246316B2 JP 03970696 A JP03970696 A JP 03970696A JP 3970696 A JP3970696 A JP 3970696A JP 3246316 B2 JP3246316 B2 JP 3246316B2
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Description
【０００１】
【発明の属する利用分野】本発明は、冷間鍛造性および
耐遅れ破壊特性に優れた１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強
度ボルト用鋼に関する。
耐遅れ破壊特性に優れた１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強
度ボルト用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】高強度ボルトは、橋梁、建築物、自動
車、機械等に多く使用されているが、引張強さが１３０
０Ｎ／ｍｍ2 を超えると遅れ破壊を生じやすくなること
から、ＪＩＳ・Ｂ１１８６や、ＪＩＳ・Ｂ１０５１で
は、それぞれＦ１０Ｔ級、１２Ｔ級が上限の強度と規定
されている。Ｆ１０Ｔ級の鋼としては低炭素ボロン鋼
が、また、１２Ｔ級用の鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣ
Ｍ４４０が主に用いられており、それ以上の強度の低合
金ボルト用鋼はまだ確立されていない。
車、機械等に多く使用されているが、引張強さが１３０
０Ｎ／ｍｍ2 を超えると遅れ破壊を生じやすくなること
から、ＪＩＳ・Ｂ１１８６や、ＪＩＳ・Ｂ１０５１で
は、それぞれＦ１０Ｔ級、１２Ｔ級が上限の強度と規定
されている。Ｆ１０Ｔ級の鋼としては低炭素ボロン鋼
が、また、１２Ｔ級用の鋼としてはＳＣＭ４３５やＳＣ
Ｍ４４０が主に用いられており、それ以上の強度の低合
金ボルト用鋼はまだ確立されていない。
【０００３】一方、１８Ｎｉマルエージ鋼は、これら通
常の低合金鋼に比べると、遅れ破壊特性が格段に優れて
いるが、極めて高価であるため、上述したような高強度
ボルト材料としては使えないのが現状である。
常の低合金鋼に比べると、遅れ破壊特性が格段に優れて
いるが、極めて高価であるため、上述したような高強度
ボルト材料としては使えないのが現状である。
【０００４】このマルエージ鋼よりも安価で、かつ遅れ
破壊特性は低合金鋼より優れた実用的な鋼が特公昭６０
−１４０９６号公報、特開昭５９−１８２９５０号公
報、特開昭５９−１８２９５１号公報に開示されてい
る。これらは逆変態オーステナイトを利用し、遅れ破壊
を抑制するためにＮｉを多量に添加している。
破壊特性は低合金鋼より優れた実用的な鋼が特公昭６０
−１４０９６号公報、特開昭５９−１８２９５０号公
報、特開昭５９−１８２９５１号公報に開示されてい
る。これらは逆変態オーステナイトを利用し、遅れ破壊
を抑制するためにＮｉを多量に添加している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
公報に記載された技術においては、Ｎｉと同時にＭｏが
多量に添加されており、コスト高であり、焼鈍による軟
化が難しく、ボルト成形時の冷間鍛造性の劣化、および
耐遅れ破壊特性の劣化につながっていた。
公報に記載された技術においては、Ｎｉと同時にＭｏが
多量に添加されており、コスト高であり、焼鈍による軟
化が難しく、ボルト成形時の冷間鍛造性の劣化、および
耐遅れ破壊特性の劣化につながっていた。
【０００６】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を有し、
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
用鋼を提供することを目的とする。
のであって、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を有し、
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
用鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に示すような
知見を得た。 （１）Ｎｉを添加することにより、水素の侵入を抑制
し、これにより耐遅れ破壊特性を向上させ得る。
を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に示すような
知見を得た。 （１）Ｎｉを添加することにより、水素の侵入を抑制
し、これにより耐遅れ破壊特性を向上させ得る。
【０００８】（２）Ｂを添加することにより旧オーステ
ナイト粒界にＢを偏析させて粒界強度を向上させ、これ
により耐遅れ破壊特性を向上させ得る。 （３）従来、強度確保のため多量に添加されていたＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの添加量を制限することにより
遅れ破壊特性が向上するとともに、焼鈍時に炭化物が固
溶しやすくなり、軟化が容易になるため、冷間鍛造性が
向上する。
ナイト粒界にＢを偏析させて粒界強度を向上させ、これ
により耐遅れ破壊特性を向上させ得る。 （３）従来、強度確保のため多量に添加されていたＣ
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖの添加量を制限することにより
遅れ破壊特性が向上するとともに、焼鈍時に炭化物が固
溶しやすくなり、軟化が容易になるため、冷間鍛造性が
向上する。
【０００９】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、第１に、Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗ
ｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．
０１ｗｔ％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ボルト用鋼を提供するものである。
たものであり、第１に、Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗ
ｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗ
ｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．
０１ｗｔ％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ボルト用鋼を提供するものである。
【００１０】また、本発明は第２に、Ｃ：０．２５〜
０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．
１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．
０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ
％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：
０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜０．５
ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％の１種または２種
以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
用鋼を提供するものである。
０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．
１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．
０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ
％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：
０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜０．５
ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％の１種または２種
以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
用鋼を提供するものである。
【００１１】さらに、本発明は第３に、Ｃ：０．２５〜
０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．
１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．
０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ
％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：
０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗ
ｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．００１〜
０．０１ｗｔ％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる冷間鍛造性および耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼を提供するもので
ある。
０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．
１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．
０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０
１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ
％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：
０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗ
ｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．００１〜
０．０１ｗｔ％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる冷間鍛造性および耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼を提供するもので
ある。
【００１２】さらにまた、本発明は第４に、Ｃ：０．２
５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：
０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００
３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０１〜０．
３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜
０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％の１種また
は２種以上、およびＮｂ：０．０１〜０．０５ｗｔ％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．
１％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％の１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボ
ルト用鋼を提供するものである。
５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：
０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．００
３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０１〜０．
３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜
０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％の１種また
は２種以上、およびＮｂ：０．０１〜０．０５ｗｔ％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．
１％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％の１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボ
ルト用鋼を提供するものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、発明の実施の形態について
具体的に説明する。本発明の高強度ボルト用鋼は、Ｃ：
０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、
Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜
０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を基本組成
とする。
具体的に説明する。本発明の高強度ボルト用鋼は、Ｃ：
０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％、
Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜
０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を基本組成
とする。
【００１４】このように各成分を規定した理由は以下の
とおりである。 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％ Ｃは焼入性を向上させ、かつ、必要な強度を得るために
必要な元素であるが、０．２５ｗｔ％未満では所望の強
度を確保することができず、一方０．３５ｗｔ％を超え
ると、冷間鍛造性が劣化する。したがって、０．２５〜
０．３５ｗｔ％とする。
とおりである。 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％ Ｃは焼入性を向上させ、かつ、必要な強度を得るために
必要な元素であるが、０．２５ｗｔ％未満では所望の強
度を確保することができず、一方０．３５ｗｔ％を超え
ると、冷間鍛造性が劣化する。したがって、０．２５〜
０．３５ｗｔ％とする。
【００１５】Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下 本発明ではＳｉは不純物元素であり、耐遅れ破壊特性向
上の観点から、０．１ｗｔ％以下に制限することが必要
である。
上の観点から、０．１ｗｔ％以下に制限することが必要
である。
【００１６】Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｍｎは熱間延性および焼入性確保の観点から必要である
が、０．１ｗｔ％未満ではこのような効果が不十分であ
り、０．５ｗｔ％を超えると冷間鍛造性および耐遅れ破
壊特性が劣化する。したがって、０．１〜０．５ｗｔ％
とする。
が、０．１ｗｔ％未満ではこのような効果が不十分であ
り、０．５ｗｔ％を超えると冷間鍛造性および耐遅れ破
壊特性が劣化する。したがって、０．１〜０．５ｗｔ％
とする。
【００１７】Ｐ：０．０１ｗｔ％以下 Ｐは不純物元素であり、耐遅れ破壊特性確保の観点から
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
【００１８】Ｓ：０．０１ｗｔ％以下 Ｓも不純物元素であり、耐遅れ破壊特性確保の観点から
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
【００１９】Ｎｉ：７〜１２ｗｔ％ Ｎｉは、焼き入れ性の向上、水素の侵入抑制による耐遅
れ破壊特性向上のために必要な元素である。しかし、７
ｗｔ％未満ではこれらの効果が不十分となり、一方１２
ｗｔ％を超えるとその効果が飽和するとともに経済性が
損なわれる。したがって、７〜１２ｗｔ％の範囲とす
る。
れ破壊特性向上のために必要な元素である。しかし、７
ｗｔ％未満ではこれらの効果が不十分となり、一方１２
ｗｔ％を超えるとその効果が飽和するとともに経済性が
損なわれる。したがって、７〜１２ｗｔ％の範囲とす
る。
【００２０】Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％ Ａｌは、脱酸元素として必要であり、さらに鋼中に含ま
れる不純物元素であるＮと結合し、Ｂ窒化物の生成を抑
制して旧オーステナイト粒界に偏析するＢを確保するた
めに必要である。しかし、０．０１％未満ではこのよう
な効果が不十分であり、０．１％を超えて添加しても効
果が飽和する。したがって、０．０１〜０．１ｗｔ％の
範囲とする。
れる不純物元素であるＮと結合し、Ｂ窒化物の生成を抑
制して旧オーステナイト粒界に偏析するＢを確保するた
めに必要である。しかし、０．０１％未満ではこのよう
な効果が不十分であり、０．１％を超えて添加しても効
果が飽和する。したがって、０．０１〜０．１ｗｔ％の
範囲とする。
【００２１】Ｂ：０．０００３〜０．００３ｗｔ％ Ｂは焼き入れ性を確保するため、および旧オーステナイ
ト粒界に偏析させて耐遅れ破壊特性を向上させるために
添加する。しかし、０．０００３ｗｔ％未満ではこのよ
うな効果が不十分であり、０．００３ｗｔ％を超えると
炭化物を生成して耐遅れ破壊特性を劣化させる。したが
って、０．０００３〜０．００３ｗｔ％の範囲とする。
ト粒界に偏析させて耐遅れ破壊特性を向上させるために
添加する。しかし、０．０００３ｗｔ％未満ではこのよ
うな効果が不十分であり、０．００３ｗｔ％を超えると
炭化物を生成して耐遅れ破壊特性を劣化させる。したが
って、０．０００３〜０．００３ｗｔ％の範囲とする。
【００２２】Ｎ：０．０１ｗｔ％以下 Ｎは不純物元素であり、耐遅れ破壊特性確保の観点から
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
０．０１ｗｔ％以下に制限することが必要である。
【００２３】本発明では、選択成分として、以下の
（Ａ）群、（Ｂ）群のうち一方、または両方を添加して
もよい。 （Ａ）群：Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：
０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％
の１種または２種以上。
（Ａ）群、（Ｂ）群のうち一方、または両方を添加して
もよい。 （Ａ）群：Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ：０．
０１〜０．３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｗ：
０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％
の１種または２種以上。
【００２４】（Ｂ）群：Ｎｂ：０．０１〜０．０５ｗｔ
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜
０．１％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％の１種ま
たは２種以上。
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜
０．１％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％の１種ま
たは２種以上。
【００２５】Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ％ Ｃｕは強度確保のために添加する。しかし、０．０１ｗ
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがっ
て、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とする。
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがっ
て、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とする。
【００２６】Ｃｒ：０．０１〜０．３ｗｔ％ Ｃｒは強度確保のために添加する。しかし、０．０１ｗ
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とす
る。
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とす
る。
【００２７】Ｍｏ：０．０１〜０．３ｗｔ％ Ｍｏは強度確保のために添加する。しかし、０．０１ｗ
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とす
る。
ｔ％未満ではこのような効果が不十分となり、０．３ｗ
ｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．３ｗｔ％の範囲とす
る。
【００２８】Ｗ：０．０１〜０．５ｗｔ％ Ｗは焼き入れ性向上、強度確保のために添加する。しか
し、０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果が不十分と
なり、０．５ｗｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛
造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．５ｗｔ
％の範囲とする。
し、０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果が不十分と
なり、０．５ｗｔ％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛
造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．５ｗｔ
％の範囲とする。
【００２９】Ｖ：０．０１〜０．１ｗｔ％ Ｖは強度確保のために添加する。しかし、０．０１ｗｔ
％未満ではこのような効果が不十分となり、０．１ｗｔ
％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．１ｗｔ％の範囲とす
る。
％未満ではこのような効果が不十分となり、０．１ｗｔ
％を超えると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性を劣化させ
る。したがって、０．０１〜０．１ｗｔ％の範囲とす
る。
【００３０】Ｎｂ：０．０１〜０．０５ｗｔ％ Ｎｂは鋼中に含まれる不純物元素であるＮと結合し、Ｂ
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｎｂの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．０５ｗｔ％を超えると
冷間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．
０５ｗｔ％の範囲とする。
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｎｂの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．０５ｗｔ％を超えると
冷間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．
０５ｗｔ％の範囲とする。
【００３１】Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％ Ｔｉは鋼中に含まれる不純物元素であるＮと結合し、Ｂ
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｔｉの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．１
ｗｔ％の範囲とする。
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｔｉの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．１
ｗｔ％の範囲とする。
【００３２】Ｚｒ：０．０１〜０．１ｗｔ％ Ｚｒは鋼中に含まれる不純物元素であるＮと結合し、Ｂ
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｚｒの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．１
ｗｔ％の範囲とする。
窒化物の生成を抑制して旧オーステナイト粒界に偏析す
るＢを確保するとともに、Ｚｒの窒化物、炭化物により
オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上さ
せるために添加する。しかし、０．０１ｗｔ％未満では
このような効果が得られず、０．１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．０１〜０．１
ｗｔ％の範囲とする。
【００３３】Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％ Ｃａは鋼中に含まれる不純物元素であるＳと結合し、Ｍ
ｎＳ、ＦｅＳ介在物および固溶Ｓ量を低減して耐遅れ破
壊特性を向上させると同時に、ＣａＳ化合物によりオー
ステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上させる
ために添加する。しかし、０．００１％未満ではこのよ
うな効果が不十分であり、０．０１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．００１〜０．
０１ｗｔ％の範囲とする。
ｎＳ、ＦｅＳ介在物および固溶Ｓ量を低減して耐遅れ破
壊特性を向上させると同時に、ＣａＳ化合物によりオー
ステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊特性を向上させる
ために添加する。しかし、０．００１％未満ではこのよ
うな効果が不十分であり、０．０１ｗｔ％を超えると冷
間鍛造性を劣化させる。したがって、０．００１〜０．
０１ｗｔ％の範囲とする。
【００３４】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
１に示す組成を有する鋼（Ｎｏ．１〜１５は本発明鋼、
Ｎｏ．１６〜２２は比較鋼である）を製造し、直径２２
ｍｍの丸棒に圧延した。これらを焼鈍後、冷間鍛造でＭ
２２のボルトに成形し、焼入れ焼戻し後、１４００Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度にした。
１に示す組成を有する鋼（Ｎｏ．１〜１５は本発明鋼、
Ｎｏ．１６〜２２は比較鋼である）を製造し、直径２２
ｍｍの丸棒に圧延した。これらを焼鈍後、冷間鍛造でＭ
２２のボルトに成形し、焼入れ焼戻し後、１４００Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度にした。
【００３５】
【表１】
【００３６】このようにして成形したボルトについて遅
れ破壊試験を行った。遅れ破壊試験では、表１に示す鋼
から成形したボルト各２０本ずつ溶接構造用鋼板（ＳＭ
５７０）にナット回転角法にて最大荷重まで締付け、
３．５％食塩水で乾湿繰り返しの試験を９ケ月間実施
し、破断の有無を調べた。
れ破壊試験を行った。遅れ破壊試験では、表１に示す鋼
から成形したボルト各２０本ずつ溶接構造用鋼板（ＳＭ
５７０）にナット回転角法にて最大荷重まで締付け、
３．５％食塩水で乾湿繰り返しの試験を９ケ月間実施
し、破断の有無を調べた。
【００３７】また、冷間鍛造性についても調べた。冷間
鍛造性についてはボルト成形時の割れ発生や変形抵抗大
による焼付き発生などの不都合が生じた場合を冷間鍛造
性不良とした。冷間鍛造性不良と判定された場合には遅
れ破壊試験を実施しなかった。
鍛造性についてはボルト成形時の割れ発生や変形抵抗大
による焼付き発生などの不都合が生じた場合を冷間鍛造
性不良とした。冷間鍛造性不良と判定された場合には遅
れ破壊試験を実施しなかった。
【００３８】なお、引張試験は、ボルトから平行部径１
０ｍｍの引張試験片を切り出し、その試験片によって実
施した。これらの結果を表２にまとめて示す。
０ｍｍの引張試験片を切り出し、その試験片によって実
施した。これらの結果を表２にまとめて示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】この表に示すように、本発明鋼であるＮ
ｏ．１〜１５はいずれも冷間鍛造でき、かつ、１４００
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で遅れ破壊が生じていなかっ
た。これに対して、比較鋼Ｎｏ．１６〜２２は、冷間鍛
造性、引張強さ、遅れ破壊特性のいずれかが劣ってい
た。
ｏ．１〜１５はいずれも冷間鍛造でき、かつ、１４００
Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度で遅れ破壊が生じていなかっ
た。これに対して、比較鋼Ｎｏ．１６〜２２は、冷間鍛
造性、引張強さ、遅れ破壊特性のいずれかが劣ってい
た。
【００４１】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、冷間鍛
造が可能でかつ遅れ破壊特性に優れた１４００Ｎ／ｍｍ
2 以上の高強度を有するボルト用鋼が提供される。ま
た、本発明の鋼は特殊な処理を施す必要がないので安価
に製造することができる。従って、自動車の軽量化や建
築物の締結コスト低減に寄与することができるなど産業
上極めて大きな意義を有する。
造が可能でかつ遅れ破壊特性に優れた１４００Ｎ／ｍｍ
2 以上の高強度を有するボルト用鋼が提供される。ま
た、本発明の鋼は特殊な処理を施す必要がないので安価
に製造することができる。従って、自動車の軽量化や建
築物の締結コスト低減に寄与することができるなど産業
上極めて大きな意義を有する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−176747（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−40330（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−181366（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−6356（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−182950（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：
７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％
以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト
用鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：
７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％
以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｃｒ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜
０．３％、Ｗ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１
〜０．１ｗｔ％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる冷間鍛造性および耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。 - 【請求項３】 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：
７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％
以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．０１〜０．０５ｗｔ
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｚｒ：０．０１〜
０．１％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｗｔ％の１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強
度ボルト用鋼。 - 【請求項４】 Ｃ：０．２５〜０．３５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．１ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｐ：
０．０１ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎｉ：
７〜１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％
以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０１〜０．３ｗｔ
％、Ｃｒ：０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｍｏ：０．０１〜
０．３％、Ｗ：０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｖ：０．０１
〜０．１ｗｔ％の１種または２種以上、およびＮｂ：
０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１ｗ
ｔ％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．００１〜
０．０１ｗｔ％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる冷間鍛造性および耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03970696A JP3246316B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03970696A JP3246316B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09235658A JPH09235658A (ja) | 1997-09-09 |
| JP3246316B2 true JP3246316B2 (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=12560456
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03970696A Expired - Fee Related JP3246316B2 (ja) | 1996-02-27 | 1996-02-27 | 冷間鍛造性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3246316B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4975261B2 (ja) * | 2005-03-08 | 2012-07-11 | Ｊｆｅ条鋼株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 |
-
1996
- 1996-02-27 JP JP03970696A patent/JP3246316B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09235658A (ja) | 1997-09-09 |
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