(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．２〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｍｏ：１．５〜１０％、
Ａｌ：０．００５〜０．５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、９００℃以上からの焼入れによりマルテンサイト組織にした後、鋼材表面温度で３００℃以上からは５℃／秒以上の昇温速度で６００℃以上７５０℃以下まで急速に加熱し、該温度域で０〜２０秒間の保持をした後、放冷または加速冷却することを特徴とする、限界拡散性水素１．５ｐｐｍ以上、引張強さ１６００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０５〜１％、
Ｔｉ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．０１〜１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法に関し、特に、１６００ＭＰａ以上の引張強度を有する、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車、機械、橋梁、土木建築等、各種産業分野で使用される高強度鋼は、例えばＪＩＳ  Ｇ  ４１０４、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０５に規定されるクロム鋼（ＳＣｒ）、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ）であって、Ｃ濃度が質量％で０．３０〜０．４５％の中炭素鋼であり、その鋼に焼入れ、焼戻し処理が施されて製造されている。しかし、上記の鋼材は引張強度が１３００ＭＰａを超えると水素脆化の危険性、特に、使用中に環境から侵入する水素に起因する遅れ破壊現象の危険性が高まることがよく知られている。そのため、例えば、建築向けの場合、引張強度が１１５０ＭＰａ級の鋼材が上限となっているのが現状である。
【０００３】
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる従来の知見として、焼入れにより生成したマルテンサイト鋼の旧オーステナイト粒界においてフィルム状に析出するセメンタイトを高温焼戻しにより消失させることにより耐遅れ破壊特性が向上することが知られている。ただし、一方でマルテンサイト鋼の焼戻しにおいて高温で長時間保持すると強度低下が著しくなり、高強度化が困難になる。そこで、特許文献１に記載の発明では、高周波誘導加熱による高温短時間の焼戻しを行なうことにより、強度を大きく低下させることなく、耐遅れ破壊特性を向上させている。ただし、該発明では引張強度が高々１５００ＭＰａ程度の鋼棒が対象であり、本発明の技術分野である１６００ＭＰａ級以上の引張強度を必要とする強度領域では、そのまま適用することができなかった。
【０００４】
一方、高強度化の手段として、焼戻しによる合金炭化物または合金炭窒化物の二次析出による強化方法が知られている。この合金炭化物は、鋼中に分散して分布し、水素をトラップさせる機能を有するため、遅れ破壊が発現する臨界の水素量（限界拡散水素量）を増加させることにより耐遅れ破壊特性を向上させることのできる発明が特許文献２で開示されている。
【０００５】
ただし、該発明での成分系で高温短時間の焼戻しを適用させる場合、旧オーステナイト粒界に分布するフィルム状セメンタイトが消失する一方で、二次析出した合金炭化物が過時効となり、強度上昇への寄与、および水素トラップによる耐遅れ破壊特性への寄与がいずれも大きく減少することが懸念される。したがって、合金炭化物を水素トラップとして機能させる鋼材に高温短時間の焼戻しを適用するには、適切な化学種、化学成分範囲の選択と適切な高温短時間焼戻し条件の組み合わせを見出すことが必要であった。
【０００６】
【特許文献１】特開昭５８−００１０１６号公報
【特許文献２】特開２０００−０２６９３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したこれまでの状況の示す通り、従来技術では遅れ破壊特性を抜本的に向上させた高強度鋼を製造することには限界があった。
【０００８】
そこで、本発明は、この問題を解決する成分、製造方法の必須条件を実現するプロセス条件を見出して、高強度化に伴い問題として現出する遅れ破壊現象に代表される水素脆化を有利に防止することのできる、引張強度が１６００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題に対し、鋼材の化学成分および熱処理等の製造方法について鋭意検討して初めて本発明を成すに至った。
【００１０】
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｍｏ：１．５〜１０％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、９００℃以上からの焼入れによりマルテンサイト組織にした後、鋼材表面温度で３００℃以上からは５℃／秒以上の昇温速度で６００℃以上７５０℃以下まで急速に加熱し、該温度域で０〜２０秒間の保持をした後、放冷または加速冷却することを特徴とする、限界拡散性水素１．５ｐｐｍ以上、引張強さ１６００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
（２）さらに、質量％で、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０１〜１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
（３）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、上述した各種問題点を解決し、高強度鋼において遅れ破壊に代表される水素脆化を防止するボルトおよびその製造方法の提供が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
まず、本発明において、鋼材の化学成分を限定した理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
【００１３】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するが、０．２％未満では、焼入れ熱処理時に、十分な焼きが入らず強度が不足する。一方、０．６％を超える過剰の添加は、強度の過剰な上昇、割れ感受性の上昇等、基本材質特性の低下が発生する。したがって、Ｃ濃度の限定範囲を０．２〜０．６％とした。
【００１４】
Ｓｉは、脱酸元素として機能することに加えて、母材の強度確保に必要な成分であるが、０．０５％未満では、殆ど強度向上に寄与せず、一方、０．５％を超えても効果は飽和する。したがって、Ｓｉ濃度の限定範囲を０．０５〜０．５％とした。
【００１５】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保のために、０．１％以上添加する必要があるが、２％を超える添加は、強度の過剰な上昇、ミクロ偏析増大化等の理由により耐水素脆化特性を損なう。したがって、Ｍｎ濃度の限定範囲を０．１〜２％とした。
【００１６】
Ｍｏは、炭化物を生成する合金元素である。本発明では、この炭化物の析出により、常温および高温強度を確保するのみならず、その析出物界面は水素のトラップサイトとして機能することが明らかとなった。０．５％以下では、充分な水素トラップ機能を発揮できず、一方、１０％超では、焼入れ性が上昇しすぎて、母材靭性を損なうことから、Ｍｏ濃度の限定範囲を０．５〜１０％とした。ただし、確実に引張強さを確保するためには上記の範囲をさらに限定して１．５〜１０％が望ましい。
【００１７】
Ａｌは、強力な脱酸元素であるが、０．００５％未満では、十分な脱酸効果は得られない。一方、０．５％を超えても効果は飽和する。したがって、Ａｌ濃度の限定範囲を０．００５〜０．５％とした。
【００１８】
次に、上記の成分に加えて、本発明において選択的に添加する合金元素であるＶ、Ｔｉ、Ｎｂの濃度範囲に係る規定理由について説明する。
【００１９】
Ｖは、単独であるいは他の炭化物、炭窒化物構成元素であるＭｏおよび、Ｔｉ、Ｎｂと複合して、炭化物、炭窒化物を構成し、析出強化および水素トラップ能向上に寄与する合金元素である。Ｖ添加量が０．０５％未満では炭窒化物の析出量が不十分で、上記効果が得られず、一方、１％超では、炭窒化物の析出量が過剰となり、靭性を損なう。以上から、Ｖ濃度の限定範囲を０．０５〜１％とした。
【００２０】
Ｔｉは、単独であるいはＶやＮｂと複合して炭窒化物を構成する合金元素であり、析出強化に寄与するとともに、その析出物は水素トラップとして機能することにより、遅れ破壊等の耐水素脆化特性を向上させる。Ｔｉ濃度が０．０１％未満では析出量が不十分であるために、析出強化および水素トラップとしての機能は不十分であり、１％以上を超えても効果は飽和する。したがって、Ｔｉ濃度の限定範囲を０．０１〜１％とした。
【００２１】
Ｎｂは、単独で、あるいはＶやＴｉと複合して炭窒化物を構成する合金元素であり、析出強化に寄与するとともに、その析出物は水素トラップとして機能することにより、遅れ破壊等の耐水素脆化特性を向上させる。Ｎｂ濃度が０．０１％未満では析出量が不十分であるために、析出強化および水素トラップとしての機能は不十分であり、１％を超える場合においても、溶体化温度が高くなり工業的に使用される加熱炉での溶体化は不十分で、粗大な炭窒化物が分散し、析出強化への寄与および水素トラップ能が不十分となる。以上から、Ｎｂ濃度の限定範囲を０．０１〜１％とした。
【００２２】
次に、上記の成分に加えて、本発明において選択的に添加する合金元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの濃度範囲に係る規定理由について説明する。
【００２３】
Ｃｒは、焼入れ性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果が充分に発揮できず、一方、２％を超えると靭性の低下、冷間加工性の劣化を招く。したがって、Ｃｒ濃度の限定範囲を０．１〜２％とした。
【００２４】
Ｎｉは、高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに、熱処理時の焼入れ性を向上させて引張強さを向上させるために添加する。Ｎｉ濃度が０．０５％未満ではその効果が少なく、１％を超えても濃度に見合う効果を発揮できないため、０．０５〜１％に限定した。
【００２５】
Ｃｕは、焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果を発揮することができず、０．５％を超えると熱間加工性が低下するため、０．０５〜０．５％に限定した。
【００２６】
Ｂは、粒界破壊を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。さらに、Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析して、焼入れ性を著しく向上させるが、０．０００３％未満ではその効果を発揮することができず、０．０１％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜０．０１％にＢの濃度範囲を限定した。
【００２７】
次に、本発明において必要とする高温短時間の焼戻し条件について説明する。まず、焼戻しを行なう前の鋼材のミクロ組織はマルテンサイト組織であることが前提である。マルテンサイト組織を確保するためには、オーステナイト域からの急冷が必要であるが、同時に、合金炭化物を二次析出させるために合金炭化物を一旦溶体化させることが必要となるため、焼入れ温度を９００℃以上とした。ただし、過度に高温で溶体化させてもその効果はほとんど変化がないことから、焼入れ開始温度は、９００から１０００℃の範囲が望ましい。
【００２８】
焼入れ後、焼戻しでの昇温速度を鋼材表面温度で少なくとも３００℃以上からは５℃／ｓ以上としたのは、３００℃以上の温度域で５℃／ｓ未満の昇温速度であれば、高温での保持時間が充分確保されることになり、二次析出により生成する合金炭化物が過時効状態となって、強度および耐遅れ破壊特性の減少をもたらし、目的とする強度および耐遅れ破壊特性が得られなくなるためである。
【００２９】
また、本発明では、焼戻し温度を６００℃以上７５０℃以下の範囲で０ｓから必要に応じて最大２０ｓまで高温状態で保持するように限定した。この限定理由は以下の通りである。６００℃よりも低温で焼戻しを行なう場合、二次析出が不十分となる一方で、焼戻し温度が７５０℃を超える場合および焼戻し温度での保持時間が２０ｓを超える場合、二次析出により生成する合金炭化物が過時効を起こし強度および耐遅れ破壊特性の減少をもたらすことから、焼戻し温度範囲および保持時間が限定範囲から逸脱する場合はいずれも目的とする強度および耐遅れ破壊特性が得られなくなるためである。
【００３０】
ボルト製造工程においては、上記の焼入れ焼戻しに加えて、ヘッダー加工、矯直、ねじ転造等の成形プロセスが加えられるが、これらのプロセスは焼入れ焼戻しの前あるいは後のいずれで実施しても問題ない。
【００３１】
また、本発明の製造方法は、ボルトを対象としたものであるが、ボルト以外の鋼製部品の製造にも適用し、耐遅れ破壊の優れた部品を製造することが可能であることは自明である。
【実施例】
【００３２】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。表１に示す化学組成を有する１２ｍｍφの丸棒を製造した後、表２に示す条件で焼入れ焼戻し、およびヘッダー加工、矯直、ねじ転造を行ない、鋼材の引張特性、耐遅れ破壊特性を確認した。なお、焼戻しには昇温速度５℃／秒以上を確保するために高周波誘導加熱を採用して急速加熱を行なった。
【００３３】
なお、引張強度等の引張特性については引張試験の結果から得られたものであり、限界拡散性水素量（鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ４５４参照。）等の遅れ破壊特性は、電解水素チャージ法により鋼材中に強制的に水素を導入させた状態で、引張強度の０．９倍の一定荷重で引張応力を付与した試験（以下、定荷重試験と表記）において破断しない限界の水素濃度を分析、測定することにより求めた。
【００３４】
ここで、電解水素チャージ法とは、鋼材をチオシアン酸アンモニウム水溶液中に浸漬した状態で鋼材表面にアノード電位を発生させて水素を鋼材中に取り込む方法である。この方法において、チオシアン酸アンモニウム水溶液濃度、チャージ時間、電流値等の設定条件を種々調整することにより、鋼中の水素量を調整することが可能である。
【００３５】
定荷重試験においては、試験中の鋼材表面からの水素の逃散を回避するために、予め鋼材表面にＣｄめっきを施すとともに、試料中央部で破断させるために中央位置に円周Ｖノッチ切欠き加工を施した。本試験において、定荷重負荷状態で約１００ｈｒ破断ないまま保持した鋼材については「破断なし」と判定した。
【００３６】
定荷重試験で破断した鋼材、および破断しなかった鋼材はいずれも、試験後直ちに回収し、めっき落としした後にガスクロマトグラフ装置にて昇温分析により放出水素量を測定した。なお、本発明では、昇温速度１００℃／ｈｒで測定を行った。
【００３７】
遅れ破壊現象に影響を及ぼす拡散性水素とは比較的に結合力が弱い水素トラップサイトにトラップされる水素であり、昇温分析において経時的に放出量が減衰するピークを有する。本発明では４００℃までに検出される水素放出ピークがその対象となり、昇温分析によって４００℃までに検出される放出水素量の累積値を拡散性水素量と定めた。
【００３８】
以上の手順で測定を実施し、試料の破断時間と拡散性水素量を整理し、定荷重試験で破断しなかった鋼材の中で、拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量と定義し、この値が高ければ耐遅れ破壊特性が優れていると評価した。
【００３９】
【表１】
0004485424.tif 000002
【００４０】
【表２】
0004485424.tif 000003
【００４１】
表１、２に示す発明例はいずれも１６００ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、かつ限界拡散性水素量はいずれも１．６ｐｐｍ以上あり、優れた耐遅れ破壊特性を有していると判定される。
【００４２】
これに対し、表中に示す比較例を説明する。比較例１７は、Ｍｏが本発明の限定範囲よりも下回るため、強度が不足する。比較例１８は、焼入れ温度が本発明の限定範囲よりも下回るため、合金炭化物の溶体化が不十分となり強度、限界拡散性水素量ともに低い結果となる。比較例１９は、焼戻しでの昇温速度が本発明の限定範囲よりも遅いため、また、比較例２０は、焼戻し温度での保持時間が本発明の限定範囲よりも長時間となったため、いずれの場合ともに過時効となり強度が不足する。比較例２１は、焼戻し温度が本発明の限定範囲よりも下回るため、合金炭化物の二次析出が不十分となり、限界拡散性水素量が低位となる。比較例２２は、焼戻し温度が本発明の限定範囲よりも上回るため、過時効となり強度が不足する。比較例２３は、焼入れ温度が本発明の限定範囲よりも下回り、かつ焼戻し温度での保持時間が本発明の限定範囲よりも長時間となったため、過時効となり強度が不足する。比較例２４は、焼戻しでの昇温速度が本発明の限定範囲よりも遅く、かつ焼戻し温度での保持時間が本発明の限定範囲よりも長時間となったため、過時効となり強度が不足する。比較例２５は、焼戻し温度が本発明の限定範囲よりも下回るため、焼戻し温度での保持時間が本発明の限定範囲よりも長時間であるものの合金炭化物の二次析出が不十分となり、限界拡散性水素量が低位となる。
【産業上の利用可能性】
【００４３】
以上の実施例からも明らかなごとく、引張強度が１６００ＭＰａ以上の高強度部材の耐遅れ破壊特性に代表される耐水素脆化特性を大幅に向上させることが可能となった。高強度ボルトをはじめとして、自動車、機械、土木建築分野に使用する部材への適用が可能であり、部材軽量化、高効率化、安全性向上等、産業上の効果は極めて顕著である。また、ボルト以外にも高強度かつ耐遅れ破壊特性が要求される部品へ適用することも可能である。