(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．８≦Ｍｏ2＋１０×Ｖ2≦１．８
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：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％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ＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足していることを特徴とする高強度ボルト用鋼。
０．８≦Ｍｏ2＋１０×Ｖ2≦１．８
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、このボルト用鋼は自動車、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。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、化学組成の耐遅れ破壊性に及ぼす影響について種々実験、検討した結果、下記の知見を得るに至った。
【００１０】
ａ）高強度鋼では、粒界の遅れ破壊感受性が増加するので、粒界偏析元素のＰ、Ｓおよび偏析助長元素のＭｎを低減する必要がある。
【００１１】
ｂ）粒界割れ回避の観点から細粒組織が望ましく、Ｎｂを含有させると共に、焼入れ温度を適正に制御する必要がある。
【００１２】
ｃ）遅れ破壊の起点となると考えられている粒界に選択的に析出する粗大炭化物のＭ３Ｃ型炭化物（セメンタイト）の成長は、Ａｌの影響を大きく受ける。Ａｌ含有量を増加させることによりセメンタイトの成長を遅らせることができ、耐遅れ破壊性を改善することができる。
【００１３】
ｄ）鋼の焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させて耐遅れ破壊性を改善するには、Ｃ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの増量が有効である。特にＭｏ、Ｖは焼戻し時に微細炭化物を生成し、強力な二次析出強化作用を有する。ただし、Ｃ、ＭｏおよびＶを過剰に含有させると微細炭化物による水素トラップ量が増し、かえって耐遅れ破壊性を低下させてしまう。従って耐遅れ破壊性を確保するには、Ｃ、ＭｏおよびＶを極めて狭い範囲に制御しなくてはならない。また、Ｃ、ＭｏおよびＶを焼入れ時に十分に固溶させ、後の焼戻し時の強化に有効に活用するためには、焼入れ温度を適正に調整する必要がある。
【００１４】
本発明は上記の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。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足している高強度ボルト用鋼。
【００１６】
０．８≦Ｍｏ２＋１０×Ｖ２≦１．８
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す
（２）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３％未満、Ｍｎ：０．６％以下、Ｃｒ：１〜１．５％、Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％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ＭｏとＶの含有量が下記の関係式を満足している高強度ボルト用鋼。
【００１７】
０．８≦Ｍｏ2＋１０×Ｖ2≦１．８
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、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。
【００１９】
化学組成：
Ｃ：０．３５〜０．４５％
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。十分な焼入れ性を得るためには０．３５％以上含有させる必要がある。一方、０．４５％を超えると過剰の微細炭化物が形成され、水素トラップ量が増すため耐遅れ破壊性がかえって低下するので、Ｃ含有量の上限は０．４５％とした。好ましくは０．３８〜０．４２％である。
【００２０】
Ｓｉ：０．３％未満
Ｓｉは脱酸、焼入れ性および強度の向上に有効である。これらの効果を得るには、０．０５％以上含有させるのが好ましい。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ので、Ｓｉ含有量の上限は０．３％とした。
【００２１】
Ｍｎ：０．６％以下
Ｍｎは粒界に偏析し、またはＳ等の他の不純物元素の粒界偏析を助長するので耐遅れ破壊性を低下させる。０．４％を超えると耐遅れ破壊性の低下が顕著となるため、上限を０．４％とした。ただし、その含有量は極力少ない方がよく、望ましくは０．２％未満である。
【００２２】
Ｃｒ：１〜１．５％
Ｃｒは焼入れ性の向上および焼戻し後の強化に有効な元素である。１％未満では前記効果を十分に得ることができない。一方、１．５％を超えて含有させてもその効果が飽和するため、上限を１．５％とした。
【００２３】
Ｍｏ：０．７〜１％、Ｖ：０．１５〜０．３％未満
０．８≦Ｍｏ２＋１０×Ｖ２≦１．８
ＭｏおよびＶは、焼戻し時に微細炭化物を形成し、焼戻し軟化抵抗の確保に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏは０．７％以上、Ｖは０．１５％以上の量で含有させる必要がある。一方、Ｍｏを１％を超えた量、Ｖを０．３％以上の量を含有させると過剰な微細炭化物による水素トラップ量が増し、耐遅れ破壊性がかえって低下するので、ＭｏおよびＶ含有量の上限はそれぞれ１％、０．３％未満とした。ＭｏおよびＶは前記範囲内で含有させる必要があるが、さらに、両元素の含有量は、０．８≦Ｍｏ２＋１０×Ｖ２≦１．８の関係式を満足していなければ上記効果がえられない
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは,微細な炭窒化物を形成し組織を細粒化して耐遅れ破壊性を向上させる作用を有する。この効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．０５％を超えて含有させても上記の効果が飽和するため、その上限を０．０５％とした。好ましくは０．０１〜０．０４％である。
【００２４】
sol.Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。これらの効果を十分得るには０．０３％以上とするのが好ましい。しかし、０．１％を超えると上記の効果が飽和するので、Ａｌ含有量の上限は０．１％とした。好ましくは、０．０５超え〜０．０７％である。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉ、Ｚｒは、必要により含有させる元素で、含有させればＮｂと同様に微細な炭窒化物を形成し組織を細粒化する作用を有する。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、これらの元素を０．０５％を超えて含有させても前記効果は飽和するため、その上限をそれぞれ０．０５％とした。
【００２６】
製造方法：
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℃以上とする必要がある。一方、細粒組織を得るためには、焼入れ温度の上限は９３０℃とする必要がある。焼入れ後の冷却方法は水冷または油冷とすればよい。
【００２７】
【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に成形加工し、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。
【００２８】
表１に示す化学組成を有する鋼を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。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
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、強度を種々調整した。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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おこなった。
【００３４】
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。
【００３５】
表２に遅れ破壊試験結果を示す。
【００３６】
【表２】
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【００３７】
図３は、表２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Ａ〜Ｆ鋼、黒で塗りつぶした記号は、比較例のＪ〜Ｎ鋼であり、これらは９２０℃で焼入れた鋼である。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。
【００３８】
図３から明らかなように、本発明例のＡ〜Ｆ鋼は焼入れ温度が９００℃以上９３０℃以下であり、化学組成が本発明で規定する範囲になっているため、引張強度１３５０ＭＰａ以上の高強度でも十分な耐遅れ破壊性を有する。すなわち、本発明例では全て図３中の線より上の位置にある。一方、比較例の場合、焼入れ温度が本発明で規定する範囲内の９２０℃であっても、化学組成が本発明で規定する範囲外であるため耐遅れ破壊性は不十分であった。
【００３９】
【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】
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【図２】
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【図３】
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