(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【請求項４】
重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有し、さらに、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか記載の高強度ボルト用鋼を所望の形状に成形後、ＡC3以上の温度に加熱した後に焼入れ処理を行い、５００〜６５０℃の温度範囲で焼きもどすことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業機械の高性能化、軽量化、また建築構造物の大型化に伴い、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルト用鋼の開発が要求されてきている。
【０００３】
現在一般に高強度ボルト用鋼として使用されている鋼種はＪＩＳに規定されているＳＣＭ４３５、ＳＣＲ４３５等の低合金構造用鋼であり、焼入れ、焼もどし処理を施すことによって製造されている。しかし、これらの鋼種は、引張強さが１２００ＭＰａを超えると耐遅れ破壊特性が急激に低下し、ボルトの使用中に遅れ破壊による破断を生じる危険が増大するため、このレベル以上の高強度化は実用上不可能であった。
【０００４】
また最近、ボルトを降伏点以上に締めつける塑性域締結法の採用が拡大している。塑性域締結は従来の弾性域締結と比べて高い軸力を得ることができることに加え、軸力のバラツキが小さく、精度の高い、安定した締付けが可能となるという特徴がある。塑性域締結用のボルトに要求される特性とは、（１）降伏強さのバラツキがボルトの締結軸力のバラツキに直結するため、降伏強さのバラツキが少ないこと、（２）再締付け性の観点から、降伏点から最大軸力に至るまでの伸びが大きいこと、等が挙げられる。
【０００５】
降伏強さのバラツキは、通常の鋼種の場合、焼もどし温度のバラツキの影響が大きい。例えば、通常の工業生産炉では±２０℃程度の温度バラツキを生じる可能性があるが、通常の鋼種の場合、このバラツキによって１００ＭＰａ以上の降伏強さのバラツキを生じる可能性がある。このバラツキを低減するには通常の操業範囲よりも狭幅の温度管理が必要となり、実際の工業生産炉での生産上課題を残しているが、これに対して材料面から検討した例は見当たらない。
【０００６】
さらに伸びは、通常の鋼種の場合、高強度化するほど伸びが不可避的に低下するため、ボルト形状の変更等で対応する必要があり、塑性域締結の適用の拡大、ボルトの汎用性に課題を残している。もちろん、高強度ボルトを塑性域締結に供した場合、高い軸力が負荷されるため、従来よりも遅れ破壊特性に優れた材料である必要がある。しかしながら、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼を提案している例は見当たらず、材料面からの検討はほとんどされていない。
【０００７】
耐遅れ破壊特性の改善を目的とした高強度ボルト用鋼は、例えば、特開昭５８−１１７８５６号公報、特開昭６２−１９９７５１号公報、特開昭６１−２２３１６８号公報、特開平３−２４３７４５号公報、特許第２６７０９３７号公報に開示されている。しかし、これらの鋼種は塑性域締結を考慮していないため、上述したような特性を得ることができない。特開昭５８−１１７８５６号公報には、鋼中の不純物を低減して延性（伸び、絞り）、耐遅れ破壊特性を向上する方法が述べられているが、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの量が最適化されていないため降伏強さのバラツキを低減することができないし、伸び、耐遅れ破壊特性の改善も今一歩である。特許第２６７０９３７号公報には、成分系、熱処理条件を限定することによって耐遅れ破壊特性、疲労特性を向上する方法が述べられているが、この場合も上記と同じ問題がある。
【０００８】
以上述べた通り、耐遅れ破壊特性に優れ、なおかつ塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼は現状では見あたらない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は以上のような課題を解決し、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提供することを目的とする。詳細には、高強度においても現在１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われているＳＣＭ４３５よりも耐遅れ破壊特性に優れ、焼もどし温度が多少変動しても降伏強さの変化が小さく、良好な伸びを示す、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１１】
（１）  重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【００１２】
（２）  重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【００１３】
（３）  重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【００１４】
（４）  重量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、
Ｖ：０．２０超〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
のうちの１種または２種を含有し、さらに、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、
Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）
に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼。
【００１５】
（５）  前記（１）〜（４）のいずれかの高強度ボルト用鋼を所望の形状に成形後、ＡC3以上の温度に加熱した後に焼入れ処理を行い、５００〜６５０℃の温度範囲で焼きもどすことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルトの製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について以下の知見を得た。すなわち、（１）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖをある成分範囲で複合添加して５００℃以上の温度域で焼きもどすことによって低温焼もどし脆性域を回避することができる。また、焼もどし時に粒界に析出するセメンタイトの形態を球状化して粒界の結合力を増加し、粒界割れを防止することができる。（２）特定量のＶを添加することによって、焼もどし時にマトリックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の粒内トラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を低減し、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。（３）粒界に偏析する不純物であるＰ、Ｓ量をある量以下に規制することによって旧オーステナイト粒界の強化が図られ、耐遅れ破壊特性が向上する。
【００１７】
また、本発明者らは塑性域締結に必要な諸特性についても材料面で以下の知見を得た。すなわち、（１）Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量をある成分範囲に限定し、なおかつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとすることによって、５００℃〜６２０℃の焼もどし温度範囲で焼もどし軟化と焼もどし軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺され、引張強さ、０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦な焼もどし性能を得ることができる。このことにより、焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラツキを小さく抑えることができる。（２）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを上記の範囲で複合添加し、５００℃以上の高温で焼きもどしを行なうことによって高い強度と良好な伸びを両立できる。
【００１８】
さらに、フェライトの固溶強化元素であるＳｉを極力低減することによってＣｒ、Ｍｏ、Ｖ添加による冷間鍛造性の低下を補い、ボルトの冷間鍛造性を損なうことなく高強度化を図ることができる。
【００１９】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
Ｃ：Ｃは強度を得るために有効な元素であるため０．１５％以上添加するが、０．４５％を超えて添加すると冷間鍛造性、靭性が低下するので、０．１５〜０．４５％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．２０〜０．４０％である。
【００２１】
Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を向上するのに有効な元素であるため０．４０％を超えて添加するが、１．５０％を超えて添加すると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性が低下するので、０．４０超〜１．５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．５０〜０．８０％である。
【００２２】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ鋼に焼もどし軟化抵抗を付与する効果があるため０．３０％以上添加するが、２．００％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するので、０．３０〜２．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は１．００〜１．４０％である。
【００２３】
Ｍｏ：Ｍｏは焼もどし時に顕著な二次硬化を起こし、高温焼もどしを可能とすることによって耐遅れ破壊特性を向上させる元素である。また、高温焼もどしによって強度−延性バランスが向上し、高い伸びを得ることができるため０．１０％以上添加するが、０．３５％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するとともに、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし特性を得ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合金炭化物がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶解炭化物の量が多くなることによって伸びが低下し、塑性域締結に不適となるので、０．１０〜０．３５％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．２０〜０．３５％である。
【００２４】
Ｖ：Ｖは旧オーステナイト結晶粒を特に顕著に微細化する効果があるとともに、焼もどし時に顕著な二次硬化を起こし、高温焼もどしを可能とすることによって耐遅れ破壊特性を向上させる元素である。また、高温焼もどしによって強度−延性バランスが向上し、高い伸びを得ることができる。さらに、焼もどし時にマトリックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の粒内トラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を低減し、耐遅れ破壊特性を大幅に向上させる元素であるので０．２０％を超えて添加するが、０．４０％を超えて添加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するとともに、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし特性を得ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合金炭化物がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶解炭化物の量が多くなることによって伸びが低下し、塑性域締結に不適となるので、０．２０超〜０．４０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．２５〜０．３５％である。
【００２５】
Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であるとともに、窒化物を形成して旧オーステナイト粒を微細化する効果があるので０．０１０％以上添加するが、０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみならずアルミナ系介在物が増加し、靭性が低下するので、０．０１０〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０２０〜０．０５０％である。
【００２６】
Ｎｂ：ＮｂはＡｌ、Ｔｉ、Ｖと同様に、結晶粒を微細化する効果があるとともに、耐遅れ破壊特性を向上する効果があるので０．００５％以上添加するのが好ましいが、０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するので、添加する場合は０．００５〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１０〜０．０５０％である。
【００２７】
Ｔｉ：ＴｉはＡｌ、Ｎｂ、Ｖと同様に、結晶粒を微細化する効果があるとともに、鋼中の固溶Ｎを窒化物として固定し、耐遅れ破壊特性を向上する効果があるので０．００５％以上添加するのが好ましいが、０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するので、添加する場合は０．００５〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１０〜０．０５０％である。
【００２８】
Ｂ：Ｂは少量の添加で焼入れ性を向上する効果があるとともに、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を強化し、耐遅れ破壊特性を向上する効果があるので０．０００５％以上添加するのが好ましいが、０．００５０％を超えて添加すると効果が飽和するので、添加する場合は０．０００５〜０．００５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３０％である。
【００２９】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素であるが、０．１０％を超えて添加すると冷間鍛造性が顕著に低下するので０．１０％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０８％以下である。
【００３０】
Ｐ：Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下である。
【００３１】
Ｓ：Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下である。
【００３２】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ添加バランス：本発明ではＣｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量を１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係式を満足するバランスとする。上記のバランスにすることによって、５００℃〜６５０℃の焼もどし温度範囲で焼もどし軟化と焼もどし軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺され、引張強さ、０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦な焼もどし性能を得ることができる。このことにより、焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラツキを小さく抑えることができる。しかし、上記の式の値が下限より低くなると焼もどし軟化抵抗、焼もどし二次硬化が不十分となり、平坦な焼もどし性能を得ることができず、上限より高くなると焼きもどし二次硬化が過大となり、平坦な焼もどし性能を得ることができないのみならず、素材強度の上昇を招き、冷間鍛造性も低下するため、上記範囲にする必要がある。好適範囲は１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜１．９０である。
【００３３】
本発明は二次加工工程を特に規定していないが、製造工程中に冷間鍛造工程が入るものについては冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼鈍、または球状化焼鈍処理を施しても良い。また、素材の寸法精度が必要なボルトの場合は、冷間鍛造の前に伸線を行なうのが一般的である。
【００３４】
上述した成分のボルト用鋼が最も効果を発揮するのは、以下に説明するボルトの製造方法においてである。
【００３５】
上述した成分のボルト用鋼を鍛造、切削等によって所望のボルト形状に成形した後、鋼に強度を付与するため、ＡC3点以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。加熱温度が高すぎると結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣化を招き、また、操業面からは熱処理炉の炉体、及び付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、あまり高い温度に加熱するのは好ましくないため、焼入れ加熱温度を８５０〜９５０℃とするのが好適である。
【００３６】
鋼に所定の強度および靱性、延性を付与するために焼入れ後に焼もどしを行う必要がある。焼もどしは、一般に１５０℃〜ＡC1点の温度範囲で行われるが、本発明では５００〜６５０℃の温度範囲に限定する必要がある。その理由は、５００℃以下では粒界に析出するセメンタイトの形態を球状化して粒界の結合力を増加することができず、また、水素のトラップサイトとなるＶ炭窒化物の析出が不十分となり、耐遅れ破壊特性の改善ができないこと、５００℃以下では塑性域締結用ボルトの必要特性である伸び値の改善ができないこと、６５０℃以上では軟化が著しく、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度を得られないこと、さらに、５００〜６５０℃の温度範囲以外では平坦な焼もどし性能を得ることができず、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さのバラツキを低減することができないことのためである。好適範囲は５２５〜６２５℃である。
【００３７】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
【００３８】
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて熱間圧延によって線材形状とした。
【００３９】
【表１】
0003718369.tif 000002
【００４０】
次にこれらの材料の遅れ破壊特性を調査するため、ボルトを製作した。圧延材に必要により焼鈍をまたは球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によってボルト形状に成形した。その後所定の条件で加熱し、油槽中に焼入れ、表２、表３の条件で焼もどしを行った。上記の工程で製作したボルトから、直径８ｍｍの引張試験片、及び環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片（平行部の直径８ｍｍ、ノッチ部の直径６ｍｍ）を機械加工によって製作し、機械的性質、及び遅れ破壊特性を調査した。
【００４１】
遅れ破壊試験はｐＨ３．０の希硫酸（液温３０℃）中で試験片に電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ2の水素チャージを行い、定荷重を負荷して破断までの時間を測定した。試験時間は最大２００時間とし、２００時間破断しない最大の負荷応力を測定した。２００時間破断しない最大の負荷応力を大気中での破断応力で割った値を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅れ破壊特性の指標とした。引張強さが１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われているＳＣＭ４３５の遅れ破壊強度比が０．５程度であることから、遅れ破壊強度比が０．５未満のものは耐遅れ破壊特性に劣ると判断した。これらの各種試験結果も表２、３にまとめて示した。遅れ破壊強度比と引張強さの関係を図１に示す。本発明例は、比較例に比べて高強度にも関わらず、良好な遅れ破壊特性を示すことが分かる。
【００４２】
引張試験では０．２％耐力（降伏強さ）、引張強さ、伸びを測定した。伸びは評点間距離を３０ｍｍとして測定した。引張強さが１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われているＳＣＭ４３５の伸びが１５％程度であることから、伸びが１５％未満のものは塑性域締結に不適と判断した。伸びと引張強さの関係を図２に示す。本発明例は、比較例に比べて高強度にも関わらず、良好な伸びを示し、塑性域締結に適することが分かる。焼もどし温度と０．２％耐力（降伏強さ）の関係を図３に示す。本発明鋼は、比較鋼に比べて０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦な焼もどし性能を得ることができることが分かる。このことにより、焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラツキを小さく抑えることができ、ボルトの締結軸力の精度が向上する。
【００４３】
【表２】
0003718369.tif 000003
【００４４】
【表３】
0003718369.tif 000004
【００４５】
これらから明らかなように、本発明例は比較例に比べて高強度であり、耐遅れ破壊特性、伸びに優れ、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さのバラツキが小さく、塑性域締結に適している。
【００４６】
【発明の効果】
本発明によれば、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度であり、遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適したボルトを安価に提供することが可能となり、ボルトの締結軸力の増加、サイズダウンによる軽量化、塑性域締結の一層の適用拡大等その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】遅れ破壊強度比と引張強さの関係を示す図である。
【図２】伸びと引張強さの関係を示す図である。
【図３】焼もどし温度と０．２％耐力（降伏強さ）の関係を示す図である。
【図１】
0003718369.tif 000005
【図２】
0003718369.tif 000006
【図３】
0003718369.tif 000007