(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．３０〜０．４５wt.%、
Ｓｉ：０．０５wt.%以下、
Ｍｎ：０．１０〜０．４５wt.%、
Ｐ  ：０．０１５wt.%以下、
Ｓ  ：０．０１０wt.%以下、
Ｃｒ：１．０〜２．０wt.%、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０wt.%、
Ｍｏ：０．２０〜１．０wt.%、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０wt.%、
Ｔｉ及びＮｂの内少なくとも一方の合計：０．０１０〜０．０５０wt.%、並びに、
Ｎ  ：０．００３０〜０．０１００wt.%、
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有し、更に、下記（１）式で算出される固溶窒素Ｆ．Ｎの値が、−５０〜０の範囲内にあり、且つ下記（２）式で算出される理想臨界直径ＤI 値が、８０〜１３０ｍｍの範囲内にある鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、熱間圧延を施し、前記熱間圧延は、その途中で水冷処理を施して前記熱間圧延の仕上温度が７５０〜８５０℃の範囲内になるように調整して行ない、そして、こうして熱間圧延された鋼材を０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷し、こうして得られた鋼材のミクロ組織を粒径が２０μｍ以下のフェライトと、パーライトとからなる組織にすることを特徴とする、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法。
ここで、 Ｆ．Ｎ＝｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ−（１４／９３）Ｎｂ｝×１００００
----------------（１）
ＤI ＝７．９５Ｃ1/2 （１＋０．６４Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ）
（１＋０．５２Ｎｉ）（１＋２．３３Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）
----------------（２）
但し、（１）及び（２）式中の各元素はwt.%表示による前記鋼片中各含有率の値である。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを製造するのに使用される棒鋼を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、強度が１０００Ｎ／ｍｍ2 を超える高強度ボルトには、締め付け後の経年変化によりボルトが遅れ破壊を起こすことが知られている。遅れ破壊とは、静荷重下におかれた鋼材が、ある時間経過後に突然、脆性的に破断する現象である。そしてボルトの遅れ破壊の原因は、締め付け中にボルトの腐食が進行して、ボルト内に水素が進入し、粒界の強度を弱め、鋼を脆化させるためであると考えられている。そこで従来、高強度ボルトの遅れ破壊対策としては、粒界の強度を高める方法が主として採られてきた。
【０００３】
例えば、特開平１−９６３５４号公報には、強度が１４０〜１６０kgf/mm2 の引張強さの耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトに適用する鋼を製造することを目的として、Ｃ：０．１８〜０．３５wt.%、Ｓｉ：０．５０超え〜１．５０wt.%、Ｍｎ：０．２０〜０．６０wt.%、Ｃｒ：１．５０超え〜３．５０wt.%、Ｍｏ：０．１０〜０．５０wt.%、及びＶ：０．０５〜０．２０wt.%を含む鋼材が開示されている。この発明は、高Ｓｉ、高Ｃｒ鋼とすることによって焼戻し軟化抵抗を高め、これにより高温の焼戻しを可能にし、焼戻しによって粒界に生ずるセメンタイトをフィルム状でなく、球状にして粒界の強度を高め、こうして遅れ破壊感受性を低めることを狙った技術である（以下、先行技術１という）。
【０００４】
しかしながら、鋼中Ｓｉはフェライトに固溶して、変形抵抗を高め、変形能を低下させるので、先行技術１におけるようにＳｉ含有率が高い鋼材の場合には、ボルトを冷間成形するに際し、鍛造工具の寿命を短くし、またボルトには冷間鍛造割れが発生し易いという欠点がある。
【０００５】
従来、耐遅れ破壊特性を備えたボルト用鋼材には、合金元素が多量に添加された成分系の鋼材使用により対処してきた。従って、高強度ボルトは熱間鍛造で製造することが前提とされてきた。ところが、近年、作業環境の向上やボルトの寸法精度向上のために、熱間鍛造から冷間鍛造への切替えが望まれており、これに応える材料が要望されている。
【０００６】
また、例えば、特開平２−１４５７４６号公報には、耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼として、Ｃ：０．３０〜０．５０wt.%、Ｓｉ：０．５０wt.%以下、Ｍｎ：０．５０wt.%未満、Ｐ：０．０１５wt.%以下、Ｓ：０．０１wt.%以下、Ｃｒ：０．１〜５．５wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．８０wt.%、Ｎｂ：０．００５〜０．２０wt.%、Ａｌ：０．００５〜０．１０wt.%、及びＮ：０．０３５wt.%以下を含み、且つ、１．９３≦Ａｌ／Ｎ≦１０を満たす化学成分組成の鋼材が開示されている。（以下、先行技術２という）。そして、例えば、当該公報明細書の実施例にみられる発明鋼Ａの化学成分組成は、Ｃ：０．３４wt.%、Ｓｉ：０．２１wt.%、Ｍｎ：０．３５wt.%、Ｐ：０．０１１wt.%、Ｓ：０．００８wt.%、Ｃｒ：１．２６wt.%、Ｍｏ：０．４０wt.%、Ｎｂ：０．０１９wt.%、Ａｌ：０．０１３wt.%、及びＮ：０．００６０wt.%である。ところで、上述したように、Ｓｉは変形抵抗を高め、変形能を低下させる。従って、先行技術２に開示された鋼材はこの点に対する考慮がされていず、冷間鍛造による高強度ボルトの製造には鍛造割れの問題が残る。
【０００７】
次に、鋼材中Ｎは、冷間鍛造の間に動的歪み時効を起こし、転位を固着し、変形抵抗を高め、かくして変形能を低下させる。従って、冷間鍛造に際してはＮに対しても、これが無害となるように対策をとらなければならない。鋼材中ＡｌはＮとの結合力が弱く、ＡｌＮの生成量はその熱処理履歴によって変化し一定しないので、ＡｌはＮの無害化元素として不適当である。また、鋼中Ｎｂは、ＮｂＮの生成に対して化学量論的にＮ重量の１４／４９しか結合しない。従って、Ｎ量とのバランスを考慮した量のＮｂを添加しないと、Ｎは窒化物として固定されないＮ、即ちフリーＮが鋼材中に固溶状態で残留した固溶窒素Ｆ．Ｎとなり、これは歪み時効の原因となる。先行技術２においては、上記Ｎの固定が完全ではなく、歪み時効抑制対策が十分であるとは言いがたい。
【０００８】
また、鋼材中Ｎはオーステナイト結晶粒界に偏析してその粒界強度を弱めるので、耐遅れ破壊性を向上させるためにも、これを完全に固定しなければならない。
【０００９】
次に、冷間鍛造で高強度ボルトを製造する工程は、一般に、圧延棒鋼を用いて製造される。即ち、▲１▼鋼片製造→▲２▼熱間圧延→▲３▼棒鋼→▲４▼軟化焼鈍→▲５▼一次伸線→▲５▼球状化焼鈍→▲７▼二次伸線→▲８▼ボルト加工→▲９▼焼入れ・焼戻し→ネジ転造の工程により製造される。なお、▲８▼ボルト加工において成形は冷間鍛造で行なわれる。上記製造工程において、▲２▼熱間圧延で製造される▲３▼棒鋼は、ミクロ組織がベイナイトであるから、▲４▼軟化焼鈍を施さずに圧延材のままで▲５▼一次伸線の引抜きをすることが不可能である。よって、▲４▼軟化焼鈍によりベイナイトをフェライト＋パーライト、もしくは球状化セメンタイトにして▲３▼棒鋼を軟化し、しかる後に▲５▼一次伸線の引抜きを行なう。
【００１０】
しかし、近年の製造工程合理化に対する要望により、上記軟化焼鈍を施さなくても一次伸線が可能な高強度ボルト用棒鋼の開発が望まれている。しかしながら、従来の耐遅れ破壊性高強度ボルト用の棒鋼においては、軟化焼鈍の省略可能なものは未だ見当たらない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、先行技術では、高強度ボルト用に使用する棒鋼材の冷間成形性が十分でないために、使用中に発生する遅れ破壊が抑制された、強度が１０００Ｎ／ｍｍ2 を超える高強度ボルトの製造において、圧延棒鋼を素材として用い、一次伸線前における従来の軟化焼鈍処理を省略して以後の工程に流すことができず、また、ボルト成形を従来の熱間鍛造から冷間鍛造に切り替えることができない。
【００１２】
従って、この発明の課題は、ボルトの強度が少なくとも１０００Ｎ／ｍｍ2 以上、望ましくは１２００Ｎ／ｍｍ2 以上であって、強度及び耐遅れ破壊性を向上させ、棒鋼の軟化焼鈍なしに一次伸線し、そしてボルト成形を冷間鍛造で行なうことができる、圧延棒鋼の製造技術を開発することにある。こうして、この発明の目的は、ボルトを冷間鍛造成形により製造する場合に、ボルト成形前の工程において、一次焼鈍である軟化焼鈍を省略して圧延ままの棒鋼を用いて、冷間引抜きによる一次伸線が可能であり、これに継ぐ二次焼鈍である球状化焼鈍をした後に冷間引抜きによる二次伸線をする。こうして得られた素材を冷間鍛造によりボルトに成形し、こうして、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを安価に製造する方法を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した観点から、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造技術を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。即ち、鋼材中Ｓｉ含有率を極力低減させ、Ｎを窒化物として完全に固定する。また、Ｍｎ含有率を低目でＣｒ及びＭｏ含有率を高目とし、高温での焼戻しでも所定の強度が得られるように鋼材の化学成分組成を調整する。上記化学成分組成をもつ鋼片を所定の温度条件内で制御圧延することにより、ミクロ組織をフェライト＋パーライトを有する棒鋼を製造する。これによって軟化焼鈍を行わなくても、直接引抜き加工が可能で、しかも冷間鍛造性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用の圧延棒鋼を製造することが可能となることを知見した。
【００１４】
この発明の冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法は、上述した知見に基づきなされたものであり下記構成を有する。
即ち、Ｃ：０．３０〜０．４５wt.%、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１０〜０．４５wt.%、Ｐ：０．０１５wt.%以下、Ｓ：０．０１０wt.%以下、Ｃｒ：１．０〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｍｏ：０．２０〜１．０wt.%、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０wt.%、Ｔｉ及びＮｂの内少なくとも一方の合計：０．０１０〜０．０５０wt.%、並びに、Ｎ：０．００３０〜０．０１００wt.%を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有し、更に、下記（１）式で算出される固溶窒素Ｆ．Ｎの値が、−５０〜０の範囲内にあり、且つ下記（２）式で算出される理想臨界直径ＤI 値が、８０〜１３０ｍｍの範囲内にある鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、熱間圧延を施し、前記熱間圧延は、その途中で水冷処理を施して前記熱間圧延の仕上温度が７５０〜８５０℃の範囲内になるように調整して行ない、そして、こうして熱間圧延された鋼材を０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷し、こうして得られた鋼材のミクロ組織を粒径が２０μｍ以下のフェライトと、パーライトとからなる組織にすることを特徴とする、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法。ここで、
Ｆ．Ｎ＝｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ−（１４／９３）Ｎｂ｝×１００００
----------------（１）
ＤI ＝７．９５Ｃ1/2 （１＋０．６４Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ）
（１＋０．５２Ｎｉ）（１＋２．３３Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）
----------------（２）
但し、（１）及び（２）式中の各元素はwt.%表示による前記鋼片中各含有率の値である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
下記（１）式で算出される固溶窒素Ｆ．Ｎの値が、−５０〜０の範囲内にあり、且つ下記（２）式で算出される理想臨界直径ＤI 値が、８０〜１３０ｍｍの範囲内にある鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、熱間圧延を施し、前記熱間圧延は、その途中で水冷処理を施して前記熱間圧延の仕上温度が７５０〜８５０℃の範囲内になるように調整して行ない、そして、こうして熱間圧延された鋼材を０．５℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷し、こうして得られた鋼材のミクロ組織を粒径が２０μｍ以下のフェライト＋パーライトにすることを特徴とする、冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法。
この発明の製造方法において、使用する鋼材の化学成分組成、熱間圧延条件、及び熱間圧延鋼材のミクロ組織を上述した通りに限定した理由を説明する。
【００１６】
・Ｃ：０．３０〜０．４５wt.%
炭素は強度を確保するのに重要な元素である。Ｃ含有率が０．３０wt.%未満では、所望の強度を得にくくなる。しかしながら、それが０．４５wt.%を超えると、冷間鍛造性が低下してくるので、Ｃ含有率は０．３０〜０．４５wt.%の範囲内に限定する。
【００１７】
・Ｓｉ：０．０５wt.%以下
Ｓｉはフェライトに固溶して、鋼材の変形抵抗を高め、変形能を低下させる。Ｓｉが冷間鍛造性に対して殆ど無害な程度にするためには、Ｓｉ含有率を０．０５wt.%以下にしなければならない。これは、この発明における大きな特徴である。
【００１８】
・Ｍｎ：０．１０〜０．４５wt.%
Ｍｎは鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の延性を高める。この効果を発揮させるためには０．１０wt.%以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｍｎ含有率が０．４５wt.%を超えると、Ｐの粒界への偏析を助長して耐遅れ破壊性を低下させる。従って、Ｐ含有率は０．１０〜０．４５wt.%の範囲内に限定する。このようにＭｎ含有率を低目にすることも本発明の大きな特徴である。
【００１９】
・Ｐ：０．０１５wt.%以下
Ｐは粒界に偏析して粒界の結合力を弱め、耐遅れ破壊性を低下させる。これを避けるために、Ｐ含有率は０．０１５wt.%以下に限定する。
【００２０】
・Ｓ：０．０１０wt.%以下
ＳもＰと同様に粒界に偏析して、耐遅れ破壊性を低下させる。また、Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成して冷間鍛造に際し、割れの起点として作用し、変形能を低下させる。これらを避けるためにＳ含有率は、０．０１０wt.%以下に限定する。
【００２１】
・Ｃｒ：１．０〜２．０wt.%
Ｃｒは鋼材の焼入れ性を高めて鋼材を強化する。また、Ｃｒは焼戻し軟化抵抗を増大させるので、所望の強度を得るのに高温での焼戻しを可能にする。これらの効果を発揮させるためにＣｒ含有率は１．０wt.%以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｃｒ含有率が２．０wt.%を超えると、焼鈍軟化性を低下させる。従って、Ｃｒ含有率は１．０〜２．０wt.%の範囲内に限定する。
【００２２】
・Ｎｉ：０．０１〜０．５wt.%
Ｎｉは鋼材の強度を増加させると共に靱性をも高める。この効果を発揮させるためには０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｎｉ含有率が０，５０wt.%を超えると、鋼材の焼鈍軟化性を低下させる。また、Ｎｉは高価な合金元素である。しかしながら、Ｎｉ含有率は０．０１〜０．５０wt.%の範囲内に限定する。
【００２３】
・Ｍｏ：０．２０〜１．０wt.%
Ｍｏは粒界を強化し、鋼材の靱性を高めると共に、耐遅れ破壊性を向上させる。また、Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を増大させて、高温での焼戻しを可能にする。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｏは０．２０wt.%以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｍｏは高価な合金元素であるから、１．０wt.%以下に留める。
【００２４】
・Ａｌ：０．０１０〜０．０６０wt.%
Ａｌは鋼の脱酸剤として重要な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０１０wt.%以上を必要とする。しかしながら、脱酸目的のためにはＡｌ含有率は０．０６０wt.%を超える必要はなく、これを超えてＡｌを添加すると非金属介在物の量が増大して、冷間鍛造性を低下させる。従って、Ａｌ含有率は０．０１０〜０．０６０wt.%の範囲内に限定する。
【００２５】
・Ｔｉ＋Ｎｂの合計：０．０１０〜０．０５０wt.%
Ｔｉ及びＮｂはいずれもＮとの結合力が強く、窒化物を形成してＮを無害化する。また結晶粒を微細化して、耐遅れ破壊性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉ及びＮｂの内少なくとも一方を合計で０．０１０wt.%以上添加する必要がある。しかしながら、上記目的のためには上記添加量が０．０５０wt.%を超えて添加する必要はなく、またこれらの合金元素は比較的高価であるから、多量に添加するとコスト高になる。従って、Ｔｉ及びＮｂの内少なくとも一方を含み、しかもその合計（Ｔｉ＋Ｎｂ含有率という）が、０．０１０〜０．０５０wt.%の範囲内に限定する。但し、Ｔｉ及びＮｂは上記の通り、鋼材中Ｎを窒化物として固定し無害化するために添加するのであるから、Ｔｉ＋Ｎｂ含有率は、０．０１０〜０．０５０wt.%の範囲内であることを満たし、しかも、鋼中Ｎ含有率に依存して定まる、Ｎの無害化に必要な量が確保され、且つ過剰のための弊害を発生させない範囲内の量に制限された添加量であることを満たす必要がある。この鋼中Ｎ含有率に依存して定まるＴｉ＋Ｎｂ含有率であることを満たす条件は、Ｔｉ及びＮｂ含有率が、次項のＮ含有率の限定理由で述べる下記（１）式を満たすことである。
【００２６】
以上より、Ｔｉ＋Ｎｂ含有率は、０．０１０〜０．０５０wt.%の範囲内であって、且つ下記（１）式を満たす範囲内に限定する。
・Ｎ：０．００３０〜０．０１００wt.%
Ｎは歪み時効を起こさせ、冷間鍛造性を低下させる。また、オーステナイト結晶粒界に偏析して粒界の強度を弱め、耐遅れ破壊性を低下させるので、Ｎ含有率は低い方が望ましい。しかしながら、その含有率を０．００３０wt.%未満にするには、精錬工程での真空脱ガス時間が長くかかりコスト高の要因となるので、下限値は０．００３０wt.%とする。一方、Ｎ含有率が０．０１００wt.%よりも高くなると、Ｎを固定するのに多量のＴｉ及びＮｂを必要とし、コスト高になる。そこで、Ｎ含有率は０．００３０〜０．０１００wt.%の範囲内に限定する。
【００２７】
・固溶窒素Ｆ．Ｎの算定値：−５０〜０
本発明では鋼中窒素を窒化物として完全に固定し、窒素を無害化することを基本的特徴としている。そして、窒素の固定はＴｉ及びＮｂにより行なう。Ｔｉ及びＮｂを鋼材に添加したときに、これらの元素によって固定されない残余のフリーＮは鋼材中で固溶している固溶窒素Ｆ．Ｎであり、その含有率は、下記（１）式：
0003733229.tif 000002
で表わされる。ここで、（１）式中の各元素はwt.%表示による、上述した鋼材中各成分の含有率であり、従って（１）式で算定されるＦ．Ｎの単位はｐｐｍ表示となる。
【００２８】
Ｆ．Ｎの値が０より大きいときは、窒素の固定が完全でなく、歪み時効を起こす。一方、Ｆ．Ｎの値が負の値のときは、Ｎを固定するためのＴｉ＋Ｎｂ量が化学量論的に過剰となっている。Ｔｉ＋Ｎｂ量の過剰程度が、Ｆ．Ｎの値で−５０より小さくなると、Ｎと結合しない過剰のＴｉ及びＮｂはＣと結合して鋼材の炭素当量を低下させる。その結果、鋼材の強度が低下し、所望の強度を確保することができなくなる。従って、（１）式で算定される固溶窒素Ｆ．Ｎの値を、−５０〜０の範囲内に限定する。このことは、窒素含有率は上述した通り０．００３０〜０．０１００wt.%の範囲内にし、そしてＴｉ＋Ｎｂ含有率は０．０１０〜０．０５０wt.%の範囲内にし、且つＦ．Ｎの値を−５０〜０の範囲内に限定すべきことを意味する。
【００２９】
・理想臨界直径ＤI 値：８０〜１３０ｍｍ
理想臨界直径は、理想焼入れしたとき、即ちできるだけ速く冷却したき、中心まで焼きの入る最大直径であり、そして下記（２）式で表わされるＤI 値は、オーステナイト結晶粒度番号が、鋼材が製品として使用されるときに一般的に要求される当該鋼材のオーステナイト結晶粒度番号と同じである、８番のときの鋼材の焼入れ性を示す理想臨界直径である。
【００３０】
0003733229.tif 000003
ここで、（２）式中の各元素はwt.%表示による、上述した鋼材中各成分の含有率である。
【００３１】
上記ＤI 値が、８０ｍｍよりも小さい場合はボルトとして所望の強度を確保することが困難となる。一方、上記ＤI 値が、１３０ｍｍより大きい場合には、鋼材に次項で述べる通りの制御圧延を施しても、フェライト＋パーライトの組織を得るのが困難であり、ベイナイト主体の組織になってしまう。この場合には得られた圧延鋼材を、次工程での引抜き可能な強度まで軟化させることができない。従って、（２）式で算出される理想臨界直径ＤI 値は、８０〜１３０ｍｍの範囲内に限定する。
【００３２】
以上の元素の他に、本発明で製造される鋼材には、ＣｕやＳｎ等の不可避的に混入する元素を含んでもよい。
【００３３】
次に、上述した化学成分組成等を満たす鋼片に対する制御圧延条件の限定理由を説明する。
【００３４】
・鋼片の加熱温度：９００〜１０００℃
鋼片の加熱温度が９００℃未満では、変形抵抗が大きく、圧延機に過大な負荷がかかり、圧延ロールが折れたりする。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、加熱オーステナイト粒が大きくなって、圧延後の組織も大きくなり、フェライト＋パーライト組織が得られにくくなる。従って、鋼片の加熱温度は、９００〜１０００℃の範囲内に限定する。
【００３５】
・圧延仕上温度：７５０〜８５０℃
圧延仕上温度が７５０℃未満の場合には、鋼材の変形能が不足して、表面疵の発生を招く。また、圧延速度を著しく低速にする必要があり、生産性の低下を招く。一方、仕上温度が８５０℃よりも高い場合には、フェライト＋パーライトの組織が得られず、ベイナイト組織になり、鋼材の軟化が不十分となる。従って、圧延仕上温度は、７５０〜８５０℃の範囲内に限定する。この際、圧延速度の低下を最小限にして生産性の低下を抑えるために、棒鋼圧延の途中で少なくとも１回以上、望ましくは２〜３回程度の水冷処理を施し、鋼材温度の低下速度を速める必要がある。
【００３６】
・圧延後の冷却速度：０．５℃／ｓ以下
圧延後の冷却速度が０．５℃／ｓよりも大きい場合には、フェライト＋パーライトの組織を得るのが困難である。従って、棒径が細く、冷却速度が大きい場合には、冷却速度を０．５℃／ｓ以下にするために必要に応じて徐冷カバーを用いて徐冷する。
【００３７】
・圧延鋼材のミクロ組織：２０μｍ以下のフェライトと、パーライト
熱間圧延鋼材のフェライト粒径が２０μｍよりも大きい場合には、残部組織が完全にはパーライトにならず、ベイナイトが混じる。その結果、得られた鋼材は十分に軟化しない。従って、フェライト粒径が２０μｍ以下となるようにし、残部はパーライトとなるようにする必要がある。
【００３８】
【実施例】
次に、この発明を実施例によって更に詳細に説明する。
本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼片Ｎo.１〜９、及び、本発明の範囲外の化学成分組成を有する鋼片Ｎo.１０〜２２のそれぞれの鋼片を、棒鋼圧延装置により直径２７ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。
【００３９】
表１に、使用した各鋼片の化学成分組成を示し、また、図１に、使用した棒鋼圧延装置のフロー図を示す。
図１において、１は加熱炉、２ａ，２ｂ，２ｃ及び２ｄはいずれも水冷帯、３は粗圧延機群、４及び５はそれぞれ第１及び第２中間圧延機群、６は仕上圧延機群、７は巻取り機、そして８は徐冷カバーである。棒鋼圧延は制御圧延で行ない、水冷帯２ａ，２ｂ，２ｃ及び２ｄで鋼材を適宜水冷して、圧延中の加工熱による鋼材の温度上昇を抑制した。棒鋼に熱間圧延後、これを巻取り機７で巻き取り、徐冷カバー８で徐冷し、冷却速度を各種に調整した。
【００４０】
こうして、本発明の棒鋼製造方法である実施例１〜９、及び、本発明の範囲外の棒鋼製造方法である比較例１０〜２２の試験を行なった。表２に、各実施例及び各比較例についての棒鋼製造条件を示す。製造条件の項目は、鋼片の化学成分組成を示す鋼片Ｎo.、鋼片加熱温度、中間水冷の有無、圧延仕上温度、徐冷速度、圧延材のフェライト粒径、及びミクロ組織である。
【００４１】
上記試験で製造された直径２７ｍｍの熱間圧延棒鋼から試験片を採取し、引張試験を行なった。
【００４２】
次いで、上記熱間圧延棒鋼を直径２５ｍｍに伸線して、その引抜き加工性を試験した。その結果、引抜き加工性が良好であったものについては、更に球状化焼鈍を施し、二次伸線としての仕上げ伸線をした後、冷間鍛造によりフランジ付き六角ボルトに成形し、ボルト加工性を試験した。図２に、上記フランジ付き六角ボルトの正面図を示す。同図において、１０がフランジそして１１はねじ部である。
【００４３】
一方、上記熱間圧延棒鋼を焼入れした後、その強度が１３００〜１４００Ｎ／ｍｍ2 の範囲内に入るように焼戻温度を調節して焼戻した。こうして得られた棒鋼について、遅れ破壊試験を行なった。遅れ破壊試験片の寸法は、幅１０ｍｍ、高さ１５ｍｍ、長さ１５０ｍｍであり、試験片の長さ中央部上面に、幅０．２ｍｍ、深さ１．５ｍｍの切欠きを入れた後、更に深さ１．５ｍｍの疲労切欠きを入れたものを試験片として用いた。
【００４４】
図３に、遅れ破壊試験の実施状態を示す。本試験は、片持ち梁曲げ荷重方式による遅れ破壊促進試験である。図３に示すように、試験片１２の一端を固定して水平に保持し、その他端に長さ１０００ｍｍのモーメントアーム１５を固定して水平に保持し、その先端に重り１６を吊るす。このようにセットされた試験片１２の切欠き部１２ａを、循環流動する３wt.%ＮａＣｌの腐食溶液中に浸漬させた状態に保持し、上記のようにして試験片１３に曲げ荷重を負荷し、遅れ破壊を起こさせ、試験片が破断するまでの時間を測定する。試験片の切欠き部の応力状態は、応力拡大係数Ｋ1 で評価した。本試験では、応力拡大係数Ｋ1 が１５００Ｎ／ｍｍ3/2 のときの破断時間が５００時間以上のものを、遅れ破壊試験合格と判定した。
【００４５】
表２に、上述した熱間圧延棒鋼の引張強さ及び引抜き加工性、仕上げ伸線材の冷間鍛造によるボルト加工性、並びに、焼入れ・焼戻し棒鋼材の遅れ破壊試験の各結果を併記した。
【００４６】
【表１】
0003733229.tif 000004
【００４７】
【表２】
0003733229.tif 000005
上記試験から、下記事項がわかる。
化学成分組成が適正で、固溶窒素が十分に制御され、適切なＤI 値を有した鋼片を用い、これを適切な制御圧延により粒径２０μｍ以下のフェライトと残部パーライトとからなる組織が得られるように調整された熱間圧延棒鋼の製造方法である実施例１〜９によれば、そのいずれにおいても、棒鋼の引抜き加工性が良好であり、伸線材の冷間鍛造によるボルト加工性が良好であり、且つ耐遅れ破壊性の良好な高強度ボルトに使用するための熱間圧延棒鋼を製造することができる。
【００４８】
これに対して、本発明の製造条件が一つでも満たされなかった熱間圧延棒鋼の製造方法である比較例１０〜２２では、上記引抜き加工性、ボルト加工性及び耐遅れ破壊性のすべてにおいて良好な高強度ボルトに使用するための熱間圧延棒鋼を製造することはできない。具体的には次の通りである。
【００４９】
比較例１０は、実施例９の成分と比較すると、Ｓｉ含有率のみが本発明の範囲より高目に外れている以外は殆んど同じであるが、Ｓｉ含有率外れのためＤI も本発明の上限値１３０ｍｍよりも大きい。このため本発明の範囲内の制御圧延をしてもベイナイト組織となり、引抜き加工を行なうことができなかった。
【００５０】
比較例１１は、Ｓｉ及びＭｎ含有率が本発明の範囲よりも高い。このため、ＤI 値が本発明の上限値１３０ｍｍを超え、このため本発明の範囲内の制御圧延をしてもベイナイト組織となり、引抜き加工を行なうことができなかった。また、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも高いために耐遅れ破壊性が低下し、破断時間は３００時間であった。
【００５１】
比較例１２は、Ｃ及びＴｉ＋Ｎｂ含有率が本発明の範囲よりも低い。そのため引抜き加工性は良好である。しかし、Ｔｉ＋Ｎｂ含有率が低いため固溶窒素Ｆ．Ｎの算出値が９ｐｐｍと本発明の範囲より高いため、歪み時効硬化により冷間鍛造に際してフランジ部に割れが発生した。また、Ｃ含有率が低いので、１３３０Ｎ／ｍｍ2 を得るのに４６０℃の低目の焼戻しを行なったために、遅れ破壊試験において５０時間の短時間で破断した。
【００５２】
比較例１３は、引き抜き加工性は良好であったが、Ｃ含有率が本発明の範囲よりも高いため、冷間鍛造で割れが発生した。また、Ｎ含有率が１００ｐｐｍと高いため、Ｎｂを本発明の範囲よりも多く添加しても、固溶窒素が３０ｐｐｍと本発明の上限値を超えている。そのため耐遅れ破壊性が不良であった。
【００５３】
比較例１４は、Ｍｎ含有率が本発明の範囲よりも低い。そのためにＳを無害化することが不十分なため、ボルト加工性及び耐遅れ破壊性が不良であった。
比較例１５は、Ｐ及びＳ含有率が本発明の範囲よりも高く、またＴｉ及びＮｂによるＮの固定がなされていない。また、熱間圧延後の徐冷が十分でない。従って、ベイナイトが発生し、引抜き加工性が不良で、ボルト加工性及び耐遅れ破壊性が不良であった。
【００５４】
比較例１６は、Ｎｉ含有率が本発明の範囲より高く、このためＤI 値が本発明の上限値１３０ｍｍを超え、ベイナイト組織になっている。そのため引抜き加工性が不良であった。
【００５５】
比較例１７は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲より高く、このためＤI 値が本発明の上限値１３０ｍｍを超え、ベイナイト組織になっている。そのため引抜きが不可能であった。
【００５６】
比較例１８は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲よりも低く、Ｍｏ含有率が本発明の範囲よりも高い。ＤI 値が本発明の上限値１３０ｍｍを超え、ベイナイト組織となり引抜き加工性が不良であった。
【００５７】
比較例１９は、鋼片加熱温度が１０００℃よりも高く、仕上温度も８５０℃を超えた。このため、ＤI 値が１３０ｍｍよりも小さく本発明の範囲内であるにもかかわらず、ベイナイト組織になった。そのため引抜き加工性が不良であった。また、Ｔｉ含有率が過剰で固溶窒素算出値が本発明下限値の−５０ｐｐｍを大きく下回ったため、過剰のＴｉがＣと結合して強度を低下させた。このため、５００℃で焼戻ししても１３００Ｎ／ｍｍ2 の強度を確保できなかった。
【００５８】
比較例２０は、熱間圧延の中間において水冷を施さなかったため、仕上温度が本発明の上限値８５０℃を超え、ベイナイト組織になった。そのため引抜き加工性が不良であった。
【００５９】
比較例２１は、鋼片の鋼片の加熱温度が低すぎ、また、仕上温度も低すぎた。このため熱間延性が不足して、圧延棒鋼に表面疵の発生が多かった。また、Ａｌ含有率が本発明の範囲よりも高く、鋼材に非金属介在物が多量に存在した。従って、引抜き加工性は良好であったが、ボルト加工性が不良であった。
【００６０】
比較例２２の鋼種は従来のＳＣＭ４４０であり、Ｔｉ及びＮｂによる固溶窒素制御がなされていない。そのため、適正な制御圧延を行なってもフェライト粒径が本発明の上限値２０μｍを超えた。このため、ミクロ組織にベイナイトが混在して、引抜き加工性が不良であった。また、Ｍｏ含有率が本発明の範囲よりも低く、更にＭｎ含有率は本発明の範囲よりも高い。そのため、耐遅れ破壊性が著しく不良であった。
【００６１】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、ボルトの製造に際して熱間圧延材に軟化焼鈍を施すことなく、そのまま伸線が可能であり、また、ボルト加工に当たっても歪み時効硬化による加工性の低下をきたさない良好な冷間鍛造性を有し、且つ、従来よりも優れた耐遅れ破壊性を有する高強度ボルト用棒鋼の製造が可能となる。このような熱間圧延棒鋼の製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明で使用する棒鋼圧延装置例のフロー図である。
【図２】フランジ付き六角ボルト例の正面図である。
【図３】片持ち梁曲げ荷重方式による遅れ破壊促進試験の試験装置例の概略正面図である。
【符号の説明】
１  加熱炉
２ａ，２ｂ，２ｃ，２ｄ  水冷帯
３  粗圧延機郡
４  第１中間圧延機郡
５  第２中間圧延機郡
６  仕上圧延機郡
７  巻取り機
８  徐冷カバー
９  ボルト頭部
１０  フランジ部
１１  ねじ部
１２  試験片
１３  溶液セル
１４  腐食溶液
１５  モーメントアーム
１６  錘
１７  支柱
【図１】
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【図２】
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【図３】
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