(57)【要約】【課題】  耐遅れ破壊性に優れると共に冷間加工性に優れる高強度ボルト用鋼を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．２０超〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．９０％未満、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、不純物中のＮは０．０１％以下とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０超〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．９０％未満、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．０１％以下である
ことを特徴とする高強度ボルト用鋼。
【請求項２】
質量％で、さらにＦｅの一部に代えてＮｂ：０．０１〜０．１０％を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の高強度ボルト用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度ボルト用鋼、特に、耐遅れ破壊性と冷間加工性に優れた、自動車や建設機械等に用いられる１０００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ボルト用鋼に係るものである。
【背景技術】
【０００２】
ＪＩＳ  Ｂ  １０５１（１９９９）で定められた強度区分１０．９級（引張強さ１０００ＭＰａ級）以上のボルトである高強度ボルトは、自動車の車体や建設機械等の用途に好んで使われている。
【０００３】
ところで、従来、強度区分１０．９級以上のボルトとしては、ＳＣＭ４３５等の強靭鋼が使われていたが、最近ではＭｏ、Ｃｒ等のような高価な元素を添加していなくても焼入性が高いボロン鋼が多く使われるようになってきた。
【０００４】
このボロン鋼は、Ｍｏ、Ｃｒ等の合金添加量が少ないため、加工性が良く、焼鈍工程を省略してＳＣＭ４３５等より少ない工程でボルト等を製造できるためにコストの低減が図れるという長所を有する反面、所定の強度を得るための焼戻し温度が低い、などの理由でＳＣＭ４３５等の強靭鋼より耐遅れ破壊性に劣ることが懸念されていた。
【０００５】
耐遅れ破壊性に優れた鋼としては様々な鋼が提案されており、このような鋼としては例えば、Ｃ０．２〜０．５％、Ｍｏ０．５〜２．０％、Ｖ０．０１〜０．５％を含有する高強度ボルト用鋼（例えば、特許文献１参照。）、Ｃ０．３〜０．５％、Ｃｒ２．０〜３．５％、Ｍｏ０．１〜１．０％を含有する高強度ボルト用鋼材（例えば、特許文献２参照。）、並びにＣ０．５〜０．９％、Ｍｏ０．０５〜１．０％、Ｖ０．０１〜０．３０％を含有する機械構造用鋼（例えば、特許文献３参照。）等が挙げられる。
【０００６】
【特許文献１】特開平５−７０８９０号公報
【特許文献２】特開平５−１１７８１１号公報
【特許文献３】特開平８−６０２９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１〜３に記載の鋼はどれも、耐遅れ破壊性や強度を高めるためにＭｏやＶ等の高価な合金元素を多量に添加すると共に、変形抵抗が高く冷間加工性に劣るため、焼鈍工程を繰り返さざるを得ず製造工程上もコスト低減を図ることができなかった。
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みて創案されたものであり、従来のＳＣＭ４３５と同等の耐遅れ破壊性を有すると共に冷間加工性に優れる、引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度ボルト用鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、耐遅れ破壊性向上に有効と言われるＭｏを含まなくともボロン鋼にＣｕを所定量添加することによって、鋼中への水素の侵入を抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１０】
すなわち本発明は、質量％で、（１）Ｃ：０．２０超〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．９０％未満、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０２〜０．３０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮが０．０１％以下であることを特徴とする高強度ボルト用鋼である。
（２）さらに、本発明は、Ｆｅの一部に代えてＮｂ：０．０１〜０．１０％を含有する上記（１）の高強度ボルト用鋼である。
【発明の効果】
【００１１】
本発明に係る高強度ボルト用鋼は、耐遅れ破壊性に優れると共に冷間加工性に優れる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００１３】
（１）Ｃ：０．２０超〜０．５０％
Ｃ（炭素）は、焼入性と強度を最も安価にかつ有効に確保できる元素である。その含有量が０．２０％以下では焼入時に安定なマルテンサイト組織を生成して鋼を強化する作用が不足し、充分な強度が得られない。また、０．５０％を超えると、鋼が著しく硬化して延性及び冷間加工性が低下してしまう。よって、Ｃの含有量は０．２０超〜０．５０％とした。
【００１４】
（２）Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉ（珪素）は、鋼の脱酸及び強度増加に有効な元素である。その含有量が０．５０％を超えると加工性が悪くなる。よって、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とした。
【００１５】
（３）Ｍｎ：０．９０％未満
Ｍｎ（マンガン）は、脱酸剤として添加されると同時に、組織の安定化により鋼の焼入性を強化するのに有効な元素である。その含有量が０．９０％以上では冷間加工性が悪くなると共に、粒界脆化を生じ鋼の耐遅れ破壊性を著しく損なう。よって、Ｍｎの含有量は０．９０％未満とした。
【００１６】
（４）Ｐ：０．０１５％以下
Ｐ（リン）は、不純物元素として鋼中に存在する元素である。粒界偏析を起こし、粒界を脆化させ、耐遅れ破壊性を著しく劣化させるので、低いほどよい。よってＰの含有量は０．０１５％以下とした。
【００１７】
（５）Ｓ：０．０１５％以下
Ｓ（硫黄）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工性を阻害したり耐遅れ破壊性を悪化させたりする元素であるため、その含有量は低いほうが望ましい。よって、Ｓの含有量は０．０１５％以下とした。
【００１８】
（６）Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ（銅）は、後述するように鋼中への水素の侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を向上させる元素である。Ｃｕの含有量が０．０５％未満では最大水素透過係数が高く水素の侵入を充分に抑制できていないため、充分な耐遅れ破壊性向上効果が得られず、また、０．５０％を超えると耐遅れ破壊性向上効果は漸近し、鋼材の価格上昇を招くだけである。よって、Ｃｕの含有量は０．０５〜０．５０％とした。
【００１９】
（７）Ｎｉ：０．０２〜０．３０％
Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の靭性を高めるのに有効であると共に、Ｃｕ添加による熱間割れを防止するのに有効な元素である。その含有量が０．０２％未満では充分な効果が得られず、また、０．３０％を超えて添加しても過大な効果は得られない。よって、Ｎｉの含有量は０．０２〜０．３０％であり、好ましくはＣｕ含有量の半分である。
【００２０】
（８）Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様に焼入性を向上させる元素であるが、Ｍｎより高価な元素であり、また、多量の添加は冷間加工性を阻害するので、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とした。
【００２１】
（９）Ｔｉ：０．０２〜０．１０％
Ｔｉ（チタン）は、不純物中のＮを窒化物として固定することにより、ＢＮ（窒化ホウ素）の析出を抑えてＢ（ホウ素）による焼入性向上効果を確保する上で必須な元素であると共に、鋼の細粒化を促進し、耐遅れ破壊性を一段と向上させる元素である。その含有量が０．０２％未満ではこのような効果を充分に発揮できず、また、０．１０％を超えるとＴｉＣを形成し、Ｃを固定して焼入性を劣化させてしまう。よって、Ｔｉの含有量は０．０２〜０．１０％とした。
【００２２】
（１０）Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、安価で焼入性向上効果が高く、かつ粒界を強化して耐遅れ破壊性を向上させる元素である。その含有量が０．０００３％未満では充分な効果得られず、また、０．００５０％を超えて添加すると鋼の靭性や耐遅れ破壊性を劣化させる。よってＢの含有量は０．０００３〜０．００５０％とした。
【００２３】
（１１）Ｎ：０．０１％以下
Ｎ（窒素）は、不純物として含有する元素であるが、その含有量が０．０１％を超えるとＢＮ（窒化ホウ素）が析出しＢ（ホウ素）による焼入性向上効果が得られない。よって不純物としてのＮの含有量は０．０１％以下に抑えることとした。
【００２４】
（１２）Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂ（ニオブ）は、炭窒化物を形成し、鋼の細粒化を促進して耐遅れ破壊性をさらに向上させる元素である。Ｎｂは必ずしも含有する必要はないが、Ｎｂを０．０１％以上含有させることでさらに鋼の耐遅れ破壊性を向上させることができる。しかし、０．１％を超えて含有させると耐遅れ破壊性及び靭性を阻害する。また高価な元素でもある。よって、Ｎｂを含有させる場合は、その含有量は０．０１〜０．１％とした。
【実施例】
【００２５】
以下、発明例、比較例及び従来例を挙げて本発明を説明する。
［水素透過係数の測定］
１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した表１に示す成分のインゴットの内、発明例１〜４と比較例１のインゴットを１２５０℃×３時間加熱し、次に、仕上げ温度９５０℃以上で鍛伸及び圧延にて１００ｍｍ幅×１０ｍｍ厚×１０００ｍｍ長さの板材に成形した後、この板材に１２５０℃×１時間の焼準を施した。そして、この板材の両面を１ｍｍずつ研削し、機械加工にて直径７０ｍｍ×厚さ８ｍｍとしたのち、焼入処理及び焼戻し処理をした。ここで焼入処理は８９０℃×６０分加熱保持したのち油冷することによって行ない、焼戻し処理は、板材の硬さがＨＲＣ３９（引張強さ：約１２２３ＭＰａ）となるように４００〜７００℃の範囲に９０分保持後、放冷することによって行なった。焼入処理及び焼戻し処理された板材の片面をワイヤ放電加工および研磨して厚さ０．５ｍｍの水素透過係数試験片１を製作した。
スケールが付着していない水素透過係数試験片１の面にＮｉめっきを施した。水素透過係数測定装置の概略図を図１に示す。樹脂製の第１の水槽２と樹脂製の第２の水槽３は、水素透過係数試験片１にて隔てられており、水素透過係数試験片１を、第１の水槽２にスケール面が、また第２の水槽３にＮｉめっき面がそれぞれ面するように設置した。ポテンショスタット４の陽極（不図示）を水素透過係数試験片１に、ポテンショスタットの陰極（不図示）を白金電極５に、ポテンショスタットの参照電極（不図示）をＡｇ／ＡｇＣｌ標準電極６にそれぞれ接続した。水素透過係数試験片１のＮｉめっき面が面した第２の水槽３に１規定濃度（Ｎ）のＮａＯＨ溶液を、水素透過係数試験片１のスケール面が面した第１の水槽２に１５％の塩酸溶液をそれぞれ注入し、陽極と標準電極の電位差を０Ｖに設定した。第１の水槽２から水素透過係数試験片１を通って第２の水槽３に侵入した水素は第２の水槽３でイオン化して溶液中に引き抜かれ、陽極と陰極の間に電流が流れる。陽極と陰極の間に流れる電流を１２時間測定した。測定中の室内温度は２５±５℃に管理した。測定した電流の最大値から下式により最大水素透過係数を算出した。結果を図２に示す。
最大水素透過係数＝最大電流値／試験片の反応面積（片面）×試験片の厚さ
【００２６】
［耐遅れ破壊性評価試験］
１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した表１に示す成分のインゴットを１２５０℃×３時間加熱し、仕上げ温度９５０℃以上で鍛伸して直径２０mmの棒状物とした後、機械加工して直径１２mm×長さ５５mmのものとし、焼入処理及び焼戻し処理した。ここで焼入処理は、発明例１〜８、比較例１〜２及び従来例２については８９０℃×６０分、従来例１については９２０℃×６０分加熱保持したのち油冷することによって行ない、焼戻し処理は、棒状物の硬さがＨＲＣ３９となるように４００〜７００℃の範囲に９０分保持後、放冷することによって行なった。焼入焼戻し後、機械加工にて平行部長さ１０ｍｍ×直径６ｍｍとし、平行部中央に深さ１ｍｍ、角度α＝６０°、ノッチ底Ｒ＝０．１ｍｍのVノッチ８を有する遅れ破壊試験片７を作製した。図３に遅れ破壊試験片の概略平面図を示す。次に、図４に概略的に示すリング式定荷重型遅れ破壊試験装置を用い、試験温度２５℃、遅れ破壊強度比（＝負荷応力／大気中での静的切欠最大引張応力）＝０．５の条件にて、環境溶液としての１５％塩酸溶液中で遅れ破壊試験片７両端をリング９によって引張方向９ａに引張り、破断するまでの時間を測定した。試験時間は最大２００時間とした。結果を表２に示す。
【００２７】
【表１】
2006118003.tif 000002
【００２８】
【表２】
2006118003.tif 000003
【００２９】
表１及び表２から判るように、Ｃｕを０．０５〜０．５０％添加した本発明の鋼の破断時間は、比較例１及び比較例２のＣｕ０．０１％（非添加）の鋼に比べて破断時間が長く、耐遅れ破壊性に優れている。また、Ｃｕを０．０５〜０．５０％添加した本発明の鋼の破断時間は、ＭｏまたはＶを多く含む従来例１及び従来例２の鋼の破断時間と同等の非常に優れた結果となった。
【００３０】
［冷間加工性評価試験］
１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した表１に示す成分のインゴットを１２５０℃×３時間加熱し、仕上げ温度９５０℃以上で鍛伸して直径２５mm×長さ１ｍの棒状物としたのち、表面を切削して直径２０mm×１mの丸棒に加工して試験素材とした。試験素材を、発明例１〜８及び比較例１〜２に関しては球状化焼鈍‐酸洗‐潤滑‐引抜して直径１９．５mmの引抜材とした。従来例１〜２に関しては、試験素材を球状化焼鈍‐酸洗‐潤滑‐直径１７．０mmに引抜‐球状化焼鈍‐酸洗‐潤滑‐引抜して直径１６．５mmの引抜材とした。なお、球状化焼鈍は大気雰囲気の試験炉を用い、発明例１〜８、比較例１〜２及び従来例２については７３５℃で１時間の均熱後、従来例１については７５５℃で１時間の均熱後ともに放冷することによって行なった。引抜にはドローベンチを使用した。得られた引抜材から直径１２ｍｍ、高さ１８ｍｍ、両端面に直径２ｍｍで角度β＝１２０°のくぼみ１１をセンタ穴加工によって設けた円柱の圧縮試験片１０を採取し圧縮試験に供した。図５（ａ）は圧縮試験片１０の平面図、図５（ｂ）は圧縮試験片１０の正面図をそれぞれ示す。圧縮試験は５００トン油圧プレスを用い、ストローク速度２５０ｍｍ／ｓにて圧縮試験片１０を圧縮加工し、圧縮率６０％の時の変形抵抗値を測定し、冷間加工性の指標とした．結果を表３に示す。
【００３１】
【表３】
2006118003.tif 000004
【００３２】
表１と表３から判るように、本発明の鋼を用いて形成した試験片は、焼鈍と伸線（引抜）がそれぞれ１回なされたものであるにも拘わらず、焼鈍と伸線がそれぞれ２回なされた、ＭｏまたはＶを多く含む従来例１及び従来例２の鋼を用いて形成した試験片より変形抵抗値が小さく、冷間加工性に優れていることが判る。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】水素透過係数測定装置の概略図である。
【図２】鋼中への最大水素透過係数とＣｕ添加量との間の関係を示すグラフである。
【図３】遅れ破壊試験片の概略平面図である。
【図４】リング式定荷重型遅れ破壊試験装置の概略図である。
【図５】圧縮試験片の（ａ）平面図と（ｂ）正面図である。
【符号の説明】
【００３４】
１    水素透過係数試験片
２    第１の水槽
３    第２の水槽
４    ポテンショスタット
５    白金電極
６    Ａｇ／ＡｇＣｌ標準電極
７    遅れ破壊試験片
８    Ｖノッチ
９    リング
９ａ  引張方向
１０    圧縮試験片
１１    くぼみ
【図１】
2006118003.tif 000005
【図２】
2006118003.tif 000006
【図３】
2006118003.tif 000007
【図４】
2006118003.tif 000008
【図５】
2006118003.tif 000009