(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＢ：０．０００３〜０．００５％を含み、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．２≦２．５Ｃｒ2＋Ｍｏ4≦１  ・・・・（１）
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素）  ・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＢ：０．０００３〜０．００５％を含み、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上およびＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．２≦２．５Ｃｒ2＋Ｍｏ4≦１  ・・・・（１）
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素）  ・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、１３５０ＭＰａ以上の引張強度を有する耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼に係わり、自動車、産業機械、建築構造物等に使用されるボルトに好適である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業機械の軽量化、建築構造物の大型化に伴い、高い締め付け力に耐える高強度ボルトの開発の要望が高まっている。
【０００３】
従来、一般に使用されている高強度低合金鋼には、例えばＪＩＳＧ４１０５（１９８９）に規定されている引張強度１０００ＭＰａ級のＳＣＭ４４０等がある。しかし、引張強度が１２００ＭＰａを超えるとボルトの破壊が発生し易くなることはよく知られている。この破壊は、遅れ破壊と呼ばれており、静荷重下に置かれた鋼が、一定時間経過後に脆性破断する現象であり、腐食により鋼中に侵入した水素による水素脆化の一種とされている。この遅れ破壊が、高強度ボルトの開発の最大の障害となっている。
【０００４】
引張強度が１２００ＭＰａ以上の高強度鋼の耐遅れ破壊性の改善は、これまでに種々検討されてきた。
【０００５】
例えば、特許第２６７０９３７号公報、特開平７−１２６７９９号公報、特開平８−２７８７３５号公報、特開平８−２２５８４５号公報および特開平８−１２０４０８号各公報等には、Ｃｒ、ＭｏおよびＶを含有させて焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を向上させた高強度ボルト用鋼が開示されている。
【０００６】
また、特開平５−１７１３５６号公報、特開平８−２９５９７９号公報および特開平９−１１１３９９号公報には、微量のＢ添加により粒界を清浄化して粒界の結合力を高めて耐遅れ破壊性を改善した高強度ボルト用鋼が開示されている。
【０００７】
しかし、これら公報に示されている高強度ボルト用鋼は、耐遅れ破壊性がある程度改善されているが、十分とは言い難く、沿岸地域などの過酷な環境での使用には適していなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、引張り強さが１３５０ＭＰａ以上の高強度鋼であっても十分な耐遅れ破壊性を有し、沿岸地域のような過酷な環境で問題なく使用できる高強度ボルト用鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、耐遅れ破壊性に影響を及ぼす粒界に析出するＦｅ主体の粗大炭化物、Ｍ２３Ｃ６ および  Ｍ３Ｃ（セメンタイト）に着目し、種々実験、検討した結果、下記の知見を得るに至った。ここで、ＭはＦｅの他に、ＣｒやＭｏ等の炭化物生成元素等である。
【００１０】
ａ）耐遅れ破壊性に有害な粒界に析出する粗大炭化物Ｍ２３Ｃ６中のＭは主としてＣｒ、Ｍｏであり、Ｍ２３Ｃ６は特に粒界に選択的に析出して粗大化しやすい。
【００１１】
ｂ）鋼中のＣｒおよびＭｏは、Ｍ３Ｃ（セメンタイト）中にも多量に濃化している。Ｃｒ、Ｍｏの鋼中の拡散はＦｅよりも遅いため、Ｃｒ、Ｍｏが濃化することによりＭ３Ｃの成長を遅らせその球状化を阻害している。また、濃化したＣｒとＭｏはＭ３Ｃ自身を硬化させる作用があり、耐遅れ破壊性を劣化させている。
【００１２】
ｃ）鋼中のＣｒおよびＭｏの含有量を低減すれば、Ｍ２３Ｃ６ の生成を抑制することができ、遅れ破壊性が改善される。
【００１３】
ｄ）また、鋼中のＣｒおよびＭｏの含有量を低減することにより、Ｍ３Ｃの球状化が促進されるので、遅れ破壊性が改善される。
ｅ）ただし、ＣｒおよびＭｏ含有量の低減は、下記（１）式を満足する範囲内とする必要がある。
０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１・・・・（１）
ｆ）ＣｒおよびＭｏを低減すれば、焼入れ性と焼戻し軟化抵抗が低下するので、多量のＶを含有させれば耐遅れ破壊性を低下させず焼入れ性と焼戻し軟化抵抗を補完することができる。
ｇ）さらに、従来鋼のようにＣｒやＭｏを多く含有する鋼では、Ｂを含有させれば粗大炭化物Ｍ２３（Ｃ、Ｂ）６の生成を促進し、耐遅れ破壊性をかえって低下させ望ましくないが、ＣｒおよびＭｏを上記（１）式を満足するように低減した鋼においては、微量のＢを含有させることは、一層の焼入れ性を確保することができ、かつ耐遅れ破壊性を向上させるのに効果的である。
【００１４】
ｇ）さらに、Ｃｕ、Ｎｉを含有させることにより、腐食に伴う水素侵入を抑制することができ、一層耐遅れ破壊性の改善ができる。
【００１５】
本発明は上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＢ：０．０００３〜０．００５％を含み、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．２≦２．５Ｃｒ2＋Ｍｏ4≦１  ・・・・（１）
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素）  ・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００１９】
（２）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１５〜０．５５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｖ：０．２〜０．５％、sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％およびＢ：０．０００３〜０．００５％を含み、さらにＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上およびＣｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．２≦２．５Ｃｒ2＋Ｍｏ4≦１  ・・・・（１）
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素）  ・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００２０】
５）Ｆｅの一部に替えて、質量％でＢを０．０００３〜０．００５％含有し、下記の（２）式を満足している上記２）または４）に記載の高強度ボルト用鋼。
【００２１】
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素） ・・・・・（２）
ここで、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す
【００２２】
【発明の実施の形態】
次に、高強度ボルト用鋼の化学組成を規定した理由について詳細に説明する。なお、以下の％表示は全て質量％を示す。
【００２３】
Ｃ：０．３５〜０．５％
Ｃは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を向上させる作用を有する。その量が０．３５％未満では十分な焼入れ性が得られない。一方、０．５％を超えると冷間鍛造性が著しく低下し、ボルト成形に支障をきたす。したがって、Ｃ含有量の上限は０．５％とした。好ましくは０．３８〜０．４２％である。
【００２４】
Ｓｉ：０．０５〜０．３％
Ｓｉは脱酸剤として有効で、また焼入れ性および強度の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るためには、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、０．３％を超えると冷間鍛造性が著しく低下し、ボルト成形に支障をきたす。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．３％とした。
【００２５】
Ｍｎ：０．４％以下
Ｍｎは不純物で、粒界に偏析し、またＳ等の他の不純物元素の粒界偏析を助長することにより耐遅れ破壊性を低下させる。そのため、その含有量は極力少ない方が望ましい。特に０．４％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕著となるため、Ｍｎ含有量の上限は０．４％とした。
【００２６】
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
不純物のＰ、Ｓは粒界偏析元素であり、耐遅れ破壊性を著しく低下させる。このためそれらの含有量は極力少ない方が望ましい。ＰもＳも含有量が０．０３％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕著となることから、それらの上限を０．０３％とした。好ましくは、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下である。
【００２７】
Ｃｒ：０．１５〜０．５５％およびＭｏ：０．２〜０．８％
０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１：
従来の知見では、ＣｒおよびＭｏは高強度ボルト用鋼においては、焼入れ性の向上および焼戻し温度の高温化による耐遅れ破壊性改善の観点から多量に含有させるのが望ましいとされてきたが、Ｖ、もしくはＶおよびＢの両方を含有する鋼においては耐遅れ破壊性に対してはむしろ有害な元素である。特にＣｒの含有量が０．５５％を超えると、またＭｏは０．８％を超えると、それらの影響が大きくなるため、ＣｒおよびＭｏの上限はそれぞれ０．５５％、０．８％とした。一方、Ｂおよび／またはＶを含有させても焼入れ性の確保には最低限のＣｒとＭｏ量が必要であるため、ＣｒおよびＭｏの下限値はそれぞれ０．１５％、０．２％とした。好ましくはＣｒは０．２〜０．５％、Ｍｏは０．３〜０．７％である。
【００２８】
しかし、ＣｒとＭｏは双方の含有量の合計が耐遅れ破壊性に影響を及ぼすので各元素単独の含有量のみの調整では効果がなく、０．２≦２．５Ｃｒ２＋Ｍｏ４≦１なる式を満足するように調整しなければならない。この式で０．２％未満の場合は焼入れ性が確保できなくなり、また１を超えると耐遅れ破壊性が劣化する。
【００２９】
この関係式は、実験を重ねた結果導かれたもので、極めて重要な式である。従来から実用化されている高強度ボルト用鋼においては、この式を満足する鋼は見当たらない。
Ｖ：０．２〜０．５％
Ｖは本発明では重要な元素であり、焼入れ性を高めることにより、かつ焼戻し時に微細な炭化物を形成し二次析出効果により焼戻し軟化抵抗を高めることにより、ＣｒおよびＭｏ含有量の低減が可能となる。ＣｒおよびＭｏを前記式を満足する範囲で低減した場合において、これらの効果を得るためには、０．２％以上の含有量が必要となる。一方、０．５％を超えて含有させても上記の高強度化の効果が飽和することから、その上限を０．５％とした。好ましくは０．２〜０．３５％である。
【００３０】
sol.Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有させる必要がある。一方、０．０５％を超えると上記の効果が飽和するため、その含有量の上限は０．０５％とした。
【００３１】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｚｒ：０．００
５〜０．１％の１種または２種以上、および
Ｔｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎ（窒素）
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは必要により含有させる元素で、これらの１種または２種以上を含有させると炭化物を生成して組織を微細化し、耐遅れ破壊性の向上に有効である。この効果を得るには、それぞれ０．００５％以上含有させる必要がある。一方、いずれも０．１％を超えるとその効果が飽和するため、その上限を各０．１％とした。Ｎｂの好ましい範囲は０．０１〜０．０４％である。
【００３２】
また、Ｂを含有させた鋼の場合は、Ｔｉ、Ｚｒは鋼中の不純物元素であるＮ（窒素）をＴｉＮ、ＺｒＮとして固定する作用があり、ＢＮの生成を抑制しＢによる焼入れ性の向上効果を十分に発揮させることができる。この観点から、Ｂと複合で含有させる場合のＴｉおよびＮｂは、Ｎを固定するのに十分な量、すなわちＴｉ＋０．５Ｚｒ≧３．４Ｎを満足する量で含有させる必要がある。
【００３３】
Ｃｕ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％
Ｃｕ、Ｎｉは必要により含有させる元素で、一方または双方を含有させれば鋼表面の酸化皮膜中に濃化し、腐食による水素侵入を防止して耐遅れ破壊性を向上させることができる。この効果を得るためには、Ｃｕは０．１％以上、Ｎｉは０．０５％以上含有させる必要がある。一方、両元素とも１％を超えて含有させても上記の効果は飽和するため、上限はそれぞれ１％とした。
【００３４】
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、０．０００３％以上の量で含有させると耐遅れ破壊性を低下させずに焼入れ性を向上させることができる。特にＴｉやＺｒと複合で含有させた場合に効果が顕著となる。一方、０．００５％を超えて含有させると、粗大炭化物のＭ23（Ｃ、Ｂ）6が生成し、耐遅れ破壊性を低下させるのでその上限を０．００５％とした。
【００３５】
本発明の高強度ボルト用鋼は、通常の方法により溶製し、造塊（ＣＣ鋳片を含む）、熱間加工して得られる。ボルトを製造する方法も通常の方法でよく、鋼塊やＣＣスラブを分塊圧延して得られた丸ビレットや角ビレットを連続圧延機等で熱間圧延し、焼鈍、伸線工程を経て線材とした後、転造によりボルトに成形すればよい。ボルトに成形後、均一なマルテンサイト組織を得るため焼入れ焼戻しの熱処理が必要である。焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高めるＭｏ、Ｖを十分に固溶させるため、焼入れ温度は９００℃以上とするのがよい。冷却方法は水冷または油冷とすればよい。また、Ｖによる焼戻し軟化抵抗向上効果を十分に得るため、５００℃以上の焼戻しが望ましい。
【００３６】
【実施例】
ボルトの実生産工程では、上記のように熱間圧延後に成形加工してボルトにした後で焼入れ、焼戻しの熱処理を施す。したがって、特性の評価は熱間圧延後成形加工し、焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼でおこなう必要がある。しかし、熱間圧延後に成形加工を施すことなく焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性は、成形加工後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼の特性とほぼ同じであるので、本実施例では、以下に示すように熱間圧延後に焼入れ、焼戻し熱処理を施した鋼板により特性を評価した。
【００３７】
表１および表２に示す化学組成の鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉にて溶製した。その後１２５０℃に加熱し、分塊圧延および熱間圧延して厚さ１５ｍｍの鋼板とした。
【００３８】
【表１】
0003905332.tif 000002
【００３９】
【表２】
0003905332.tif 000003
【００４０】
各鋼板を、８９０〜９４０℃に加熱して４５分保持後に攪拌油冷して焼入れした後、３００〜７００℃で６０分保持後に油冷して焼戻し処理を施した。このように焼入れ、焼戻しの温度を変化させ種々の強度を備えた鋼板とした。
【００４１】
これらの鋼板から、耐遅れ破壊性を評価するため切欠付丸棒引張試験片を、その平行部が鋼板の圧延方向となるようにして採取した。
【００４２】
図２は、耐遅れ破壊性の評価に使用した切欠付丸棒引張試験片を示す図で、図２（ａ）は側面図、図２（ｂ）はノッチ（切り欠き）部の拡大図である。
【００４３】
耐遅れ破壊性の評価試験は、鉄と鋼Ｖｏｌ．８２，Ｎｏ．４（１９９６），ｐ２９７に記載されている方法に従って評価した。
【００４４】
図１は試験状態を示す図である。図１に示すように引張り試験機のチャック２により引張り試験片１を固定し、試験槽３内には３％食塩水溶液を満たし、対極４に銀塩化銀電極を用いて−１．２（Ｖ）の定電位に保ち、試験片に水素チャージをおこなった。なお、試験槽内の食塩水溶液は、ヒータ５により室温（２５℃）になるように調整した。このようにして、ＳＳＲＴ（Slow Strain Rate Testing）法により１０の−６乗／秒の速度で歪みを付与し、破断荷重を求めた。その破断荷重を、大気中で同様のＳＳＲＴ試験を実施して求めた破断荷重で除した値を遅れ破壊強度比とし、耐遅れ破壊性を評価した。
【００４５】
表３に遅れ破壊試験結果を示す。
【００４６】
【表３】
0003905332.tif 000004
【００４７】
図３は、表３の試験結果の一部を、縦軸を耐遅れ破壊強度比、横軸を引張強度として整理した図である。白抜きの各記号は本発明例のＥ、Ｆ鋼、黒で塗りつぶした記号は、従来鋼であるＱ〜Ｕ鋼である。図中の右下がりの線は、−（引張強度／１５００）＋１．４を示し、遅れ破壊強度比がこの線より上にある場合、優れた耐遅れ破壊性を有することを示す。表３中のＢ値はＢ＝−（引張強度／１５００）＋１．４を示す。
【００４８】
表３および図３から明らかなように、本発明例では全て引張強度１３５０ＭＰａ以上の高強度でありながら、遅れ破壊強度比はＢ値より高く十分な耐遅れ破壊性を有することが分かる。一方、合金元素が本発明範囲外の比較例では、遅れ破壊強度比がＢ値よりも低くなっている。
【００４９】
【発明の効果】
本発明によれば、引張強度が１３５０ＭＰａ以上と高強度でありながら、十分な耐遅れ破壊性を有する高強度鋼を得ることができ、沿岸地域のような環境で用いて優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＳＳＲＴ法による耐遅れ破壊性の試験方法を説明するための図である。
【図２】耐遅れ破壊性試験用の切欠付丸棒引張試験片の側面図である。
【図３】引張強度と遅れ破壊強度比の相関を示す図である。
【図１】
0003905332.tif 000005
【図２】
0003905332.tif 000006
【図３】
0003905332.tif 000007