JP2019218584A - bolt - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、ボルトに関し、さらに詳しくは、高強度のボルトに関する。 The present invention relates to bolts, and more particularly to high strength bolts.
近年、環境問題等に対応するため、自動車、産業機械、建築等に用いられる部材に対して、軽量化及び高強度化が求められている。特に、エンジンシリンダーヘッドボルト、コンロッドボルト、ハブボルトに代表される自動車用ボルトでは、1000MPa以上の引張強度が要求されている。 2. Description of the Related Art In recent years, in order to cope with environmental problems and the like, members used for automobiles, industrial machines, buildings, and the like have been required to have reduced weight and higher strength. In particular, automotive bolts such as engine cylinder head bolts, connecting rod bolts, and hub bolts are required to have a tensile strength of 1000 MPa or more.
これら自動車用ボルトは、水素侵入環境下で使用される。しかしながら、ボルトの引張強度が1000MPa以上の高強度になれば、耐水素脆化(耐遅れ破壊)特性が低下し、侵入した拡散性水素により水素脆化(遅れ破壊)が生じる。このような高強度のボルトの素材として、Mo等の合金元素を多量に含有するSCM鋼(JIS G 4053 (2008))、及び、V等の高価な合金元素を含有する合金鋼等が用いられている。これらの合金鋼は、線材に製造され、さらに伸線及び冷間鍛造されてボルトに製造される。 These automotive bolts are used in a hydrogen intrusion environment. However, when the tensile strength of the bolt is as high as 1000 MPa or more, the hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance) characteristic is reduced, and hydrogen embrittlement (delayed fracture) occurs due to diffusing hydrogen that has penetrated. As a material for such a high-strength bolt, an SCM steel (JIS G 4053 (2008)) containing a large amount of an alloy element such as Mo, an alloy steel containing an expensive alloy element such as V, and the like are used. ing. These alloy steels are manufactured into wire rods, and further drawn and cold forged into bolts.
上述の合金鋼をボルトとして使用した場合、水素侵入環境下においても耐水素脆化特性が良好である。しかしながら、これらの合金鋼は合金元素を多量に含有するため、鋼材コストが高い。また近年、合金元素の価格が高騰しており、需給環境も変動しやすい。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略して鋼材コストを抑えつつ、高強度化及び優れた耐水素脆化特性を実現できるボルトが要求されている。 When the above-mentioned alloy steel is used as a bolt, the hydrogen embrittlement resistance is good even in a hydrogen intrusion environment. However, since these alloy steels contain a large amount of alloying elements, the cost of steel materials is high. In recent years, prices of alloying elements have risen sharply, and the supply and demand environment tends to fluctuate. For this reason, there is a demand for a bolt capable of realizing high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance while reducing or omitting these alloy elements to suppress steel material costs.
鋼材コストを抑えるためには、Mo及びV等の高価な合金元素を低減すればよい。合金元素を低減すれば、熱間圧延して線材を製造したときに、ベイナイト等の硬質組織の生成が抑制できる。したがって、冷間加工のための軟化熱処理が省略又は簡略化でき、製造コストが低減する。しかしながら、合金元素を低減すると鋼材の焼入れ性が低下するため、ボルトを焼入れにより高強度にすることが困難となり、さらに、耐水素脆化特性も低下する。 In order to reduce the cost of steel, expensive alloy elements such as Mo and V may be reduced. If the alloy element is reduced, the formation of a hard structure such as bainite can be suppressed when the wire is manufactured by hot rolling. Therefore, the softening heat treatment for cold working can be omitted or simplified, and the manufacturing cost is reduced. However, when the alloying element is reduced, the hardenability of the steel material is reduced, so that it is difficult to increase the strength of the bolt by quenching, and the hydrogen embrittlement resistance is also reduced.
そこで、Mo及びV等の合金元素に代えて、ボロン(B)を含有した高強度ボルトが検討されている。Bは、MoやV等の合金元素と同様に、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、B含有鋼を引張強度1000MPa以上の高強度ボルトとして使用した場合、耐水素脆化特性が低くなる場合がある。 Therefore, high-strength bolts containing boron (B) instead of alloying elements such as Mo and V are being studied. B enhances the hardenability of steel, like alloy elements such as Mo and V. However, when the B-containing steel is used as a high-strength bolt having a tensile strength of 1000 MPa or more, the hydrogen embrittlement resistance may decrease.
特許文献1には、Snを含有することにより耐腐食特性に優れ、腐食による水素侵入を抑制することにより、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼を得ることが開示されている。しかし、特許文献1のボルトは、Mo+2Vが0.10〜1.0質量%を満たすようにMoまたはVを含有することが要件とされる。 Patent Literature 1 discloses that a steel for a high-strength bolt excellent in corrosion resistance by containing Sn and having excellent delayed fracture resistance by suppressing hydrogen intrusion due to corrosion is obtained. However, the bolt of Patent Document 1 is required to contain Mo or V so that Mo + 2V satisfies 0.10 to 1.0% by mass.
特許文献2には、SnまたはSbを含有することにより耐硫酸腐食特性に優れたボルト用鋼が得られると開示されている。しかしながら、特許文献2のボルトでは、引張強度が700MPa以下であり耐遅れ破壊特性を考慮していない。 Patent Document 2 discloses that a steel for bolts having excellent sulfuric acid corrosion resistance can be obtained by containing Sn or Sb. However, the bolt of Patent Document 2 has a tensile strength of 700 MPa or less and does not consider delayed fracture resistance.
本発明の目的は、機械構造用低合金鋼からなり、高強度を有し、かつ、水素侵入環境下における優れた耐水素脆化特性を有するボルトを提供することである。 An object of the present invention is to provide a bolt made of low alloy steel for machine structure, having high strength and having excellent hydrogen embrittlement resistance under a hydrogen intrusion environment.
本発明者らは、Mo、V等の高価な合金元素を多量に含有せず、C、Si、Mn、Cr、B、Sb、Sn及びBi等を含有する鋼を用いて、ボルトの引張強度、耐水素脆化特性に及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。 The present inventors use a steel that does not contain a large amount of expensive alloying elements such as Mo and V, but contains C, Si, Mn, Cr, B, Sb, Sn, Bi, and the like. Investigations were made on the components and structures that affect hydrogen embrittlement resistance.
[ボルトの引張強度と冷間加工性の両立について]
ボルトの引張強度を1000〜1300MPaの高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性を高めるために合金元素を多量に添加すれば、ボルトの素材である線材等の冷間加工性が低下する。この場合、低下した冷間加工性を改善するため、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Mo、V等の合金元素を多量に含有することに加え、加工コストが高くなる。
[Regarding both tensile strength and cold workability of bolts]
In order to increase the tensile strength of the bolt to 1000 to 1300 MPa, sufficient hardenability is required. However, if a large amount of alloying elements are added in order to enhance the hardenability, the cold workability of the wire material, which is the material of the bolt, is reduced. In this case, in order to improve the lowered cold workability, a long-time softening heat treatment for the purpose of softening the steel material is performed before performing cold working such as wire drawing and cold forging on the steel material such as a wire. Must be performed multiple times. Therefore, in addition to containing a large amount of alloy elements such as Mo and V, the processing cost is increased.
したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、上記引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼材が望ましい。C、Si、Mn及びCrはいずれも、焼入れ性を高める元素である。本発明者は、この点に着目し、C、Si、Mn、及びCrをパラメータとする下記の関数fn1を用いて、ボルトの製造用の鋼材の焼入れ性及び冷間加工性を判定することを検討した。 Therefore, it is desirable to use a steel material that can be cold-worked without performing a long-time softening heat treatment a plurality of times and has a hardenability that can obtain the above-described tensile strength. C, Si, Mn, and Cr are all elements that enhance hardenability. The present inventor pays attention to this point, and determines the hardenability and cold workability of the steel material for manufacturing the bolt using the following function fn1 with C, Si, Mn, and Cr as parameters. investigated.
fn1=C+(1/10)×Si+(1/5)×Mn+(5/22)×Cr
fn1の各元素記号の係数は、鋼の焼入れ硬化に与える影響の程度を示す数値であり、係数が大きい程、鋼の焼入れ硬化が生じ易いことを示す。尚、fn1の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
fn1 = C + (1/10) × Si + (1/5) × Mn + (5/22) × Cr
The coefficient of each element symbol of fn1 is a numerical value indicating the degree of influence on the quench hardening of the steel, and the larger the coefficient, the easier the quench hardening of the steel. The content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol of fn1.
fn1が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない一方で、fn1が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎることを見いだした。更に、前記fn1から得られる値の検討の結果、fn1が式(1)を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても、十分な冷間加工性が得られることを見いだした。 It has been found that if fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained, while if fn1 is too high, hardenability becomes too high. Further, as a result of studying the value obtained from the fn1, if fn1 satisfies the formula (1), sufficient cold working can be performed without performing a long-time softening heat treatment multiple times while obtaining excellent hardenability. I found that I could get sex.
0.50≦C+(1/10)×Si+(1/5)×Mn+(5/22)×Cr≦0.85・・・(1)
式(1)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
0.50 ≦ C + (1/10) × Si + (1/5) × Mn + (5/22) × Cr ≦ 0.85 (1)
The content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
[ボルトの耐水素脆化特性について]
アンチモン(Sb)、錫(Sn)、ビスマス(Bi)は、微量添加することにより水素侵入を抑制する効果を発揮する。そこで、これらの元素を添加することにより、ボルトの製造用の鋼材の焼入れ性及び冷間加工性を損なうことなく耐水素脆化特性を向上させることを検討した。すなわち、Sb、Sn及びBiをパラメータとする下記の関数fn2を用いて、ボルトの耐水素脆化特性を判定することを検討した。
[Regarding hydrogen embrittlement resistance of bolts]
Antimony (Sb), tin (Sn), and bismuth (Bi) exert an effect of suppressing hydrogen penetration by adding a small amount. Therefore, it was studied to improve the hydrogen embrittlement resistance by adding these elements without impairing the hardenability and cold workability of the steel material for manufacturing bolts. That is, it was studied to determine the hydrogen embrittlement resistance of a bolt using the following function fn2 with Sb, Sn and Bi as parameters.
fn2=Sb+Sn+Bi
fn2の各元素記号の係数は、遅れ破壊特性に対する各元素の影響の程度を示す数値である。Sb、Sn及びBiは、水素侵入を抑制する効果を同程度有するので、fn2の各元素記号の係数を1とした。
fn2の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
fn2 = Sb + Sn + Bi
The coefficient of each element symbol of fn2 is a numerical value indicating the degree of influence of each element on delayed fracture characteristics. Since Sb, Sn, and Bi have the same effect of suppressing hydrogen intrusion, the coefficient of each element symbol of fn2 was set to 1.
The content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol of fn2.
その結果、ボルトの引張強度が1000〜1300MPaの高強度であっても、式(2)を満たせば、耐腐食特性に優れることから水素侵入抑制効果が良好であり、優れた耐水素脆化特性が得られることを見いだした。
0.003≦Sb+Sn+Bi≦0.100・・・(2)
ここで、式(2)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
As a result, even if the bolt has a high tensile strength of 1000 to 1300 MPa, if the formula (2) is satisfied, the corrosion resistance is excellent, the hydrogen intrusion suppression effect is good, and the hydrogen embrittlement resistance is excellent. Was found to be obtained.
0.003 ≦ Sb + Sn + Bi ≦ 0.100 (2)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
(1)質量%で、C:0.22〜0.40%、Si:0.10〜1.50%、Mn:0.20〜0.40%未満、Cr:0.70〜1.60%未満、Al:0.005〜0.060%、Ti:0.010〜0.050%、B:0.0003〜0.0040%、N:0.0015〜0.0080%、Cu:0.50%以下、Ni:0.30%以下、Mo:0.05%以下、V:0.050%以下、Nb:0.050%以下を含有するとともに、
Sb:0.001〜0.100%、Sn:0.001〜0.100%、Bi:0.001〜0.100%の1種または2種以上を含有し、
O:0.0020%以下、P:0.020%以下、S:0.020%以下に制限され、
残部はFe及び不純物からなり、式(1)及び式(2)を満たす化学組成を有し、
軸部の引張強度が1000〜1300MPaであることを特徴とするボルト。
0.50≦C+(1/10)×Si+(1/5)×Mn+(5/22)×Cr≦0.85・・・(1)
0.003≦Sb+Sn+Bi≦0.100・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
(2)Cu:0.02〜0.50%、Ni:0.01〜0.30%、Mo:0.01〜0.05%、V:0.005〜0.050%からなる群から選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)記載のボルト。
(3)Nb:0.005〜0.050%を含有することを特徴とする(1)または(2)記載のボルト。
(4)軸部のねじ底の表面から50μm深さまでの範囲が、前記軸部の引張強度の10〜90%の圧縮残留応力を有することを特徴とする(1)〜(3)のボルト。
The present invention has been made based on the above findings, and the gist is as follows.
(1) In mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.10 to 1.50%, Mn: 0.20 to less than 0.40%, Cr: 0.70 to 1.60 %, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.050%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0015 to 0.0080%, Cu: 0 .50% or less, Ni: 0.30% or less, Mo: 0.05% or less, V: 0.050% or less, Nb: 0.050% or less,
Sb: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.100%, Bi: 0.001 to 0.100%
O: 0.0020% or less, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less,
The balance consists of Fe and impurities and has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2),
A bolt having a shaft with a tensile strength of 1000 to 1300 MPa.
0.50 ≦ C + (1/10) × Si + (1/5) × Mn + (5/22) × Cr ≦ 0.85 (1)
0.003 ≦ Sb + Sn + Bi ≦ 0.100 (2)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).
(2) Cu: 0.02 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.30%, Mo: 0.01 to 0.05%, V: 0.005 to 0.050% The bolt according to (1), wherein the bolt contains one or more selected ones.
(3) The bolt according to (1) or (2), wherein the bolt contains Nb: 0.005 to 0.050%.
(4) The bolt according to (1) to (3), wherein a range from the surface of the screw bottom of the shaft to a depth of 50 μm has a compressive residual stress of 10 to 90% of the tensile strength of the shaft.
本発明によるボルトは、1000〜1300MPaの高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する。 The bolt according to the present invention has high strength of 1000 to 1300 MPa and excellent hydrogen embrittlement resistance.
以下、本発明について詳細に説明する。はじめに、本発明のボルトの成分組成の限定理由について説明する。以下、成分についての「%」は、「質量%」を意味する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail. First, the reasons for limiting the component composition of the bolt of the present invention will be described. Hereinafter, “%” for the components means “% by mass”.
[C:0.22〜0.40%]
炭素(C)は、ボルトの焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後のボルトの引張強度を1000MPa以上に高める。C含有量が0.22%未満であれば、上記効果が得られない。一方、C含有量が0.40%を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間加工後のボルト用鋼材の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。そのため、伸線、及び、冷間鍛造等の冷間加工を実施する前の鋼材に対して、軟化を目的とした長時間の熱処理を複数回実施しなければならず、製造コストが高くなる。熱処理を実施した場合さらに、耐水素脆化特性が低下する。したがって、C含有量は0.22〜0.40%である。C含有量の好ましい下限は0.24%であり、さらに好ましくは0.26%である。C含有量の好ましい上限は0.38%であり、さらに好ましくは0.35%である。
[C: 0.22 to 0.40%]
Carbon (C) enhances the hardenability of the bolt, and increases the tensile strength of the bolt after quenching and tempering to 1000 MPa or more. If the C content is less than 0.22%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the hardenability becomes too high. In this case, the strength of the steel material for bolts after hot working becomes too high, and the cold workability decreases. For this reason, a long-time heat treatment for softening must be performed a plurality of times on the steel material before cold working such as wire drawing and cold forging is performed, thereby increasing the manufacturing cost. When the heat treatment is performed, the hydrogen embrittlement resistance further decreases. Therefore, the C content is 0.22 to 0.40%. A preferred lower limit of the C content is 0.24%, more preferably 0.26%. A preferred upper limit of the C content is 0.38%, more preferably 0.35%.
[Si:0.10〜1.50%]
シリコン(Si)は、セメンタイトの析出を抑制して、焼戻し軟化抵抗を高める。Siはさらに、鋼を脱酸する。脱酸生成物のMnO−SiO2はガラス化した軟質の介在物であり、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、耐水素脆化特性が高まる。Si含有量が0.10%未満であれば、上述の効果が得られない。一方、S含有量が1.50%を超えれば、強度が高くなり過ぎる。この場合、鋼の延性及び冷間鍛造性が低下する。したがって、Si含有量は、0.10〜1.50%である。Si含有量の好ましい下限は0.35%超であり、さらに好ましくは0.40%であり、さらに好ましくは0.45%であり、さらに好ましくは0.50%超である。Si含有量の好ましい上限は1.20%であり、さらに好ましくは1.00%である。
[Si: 0.10 to 1.50%]
Silicon (Si) suppresses precipitation of cementite and increases tempering softening resistance. Si further deoxidizes the steel. MnO—SiO 2 as a deoxidation product is a vitrified soft inclusion, and is stretched and divided during hot rolling to be refined. Therefore, the hydrogen embrittlement resistance is enhanced. If the Si content is less than 0.10%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 1.50%, the strength becomes too high. In this case, the ductility and cold forgeability of the steel decrease. Therefore, the Si content is 0.10 to 1.50%. A preferred lower limit of the Si content is more than 0.35%, more preferably 0.40%, more preferably 0.45%, and further preferably more than 0.50%. The preferable upper limit of the Si content is 1.20%, more preferably 1.00%.
[Mn:0.20〜0.40%未満]
マンガン(Mn)は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を1000MPa以上とする。Mnはさらに、Siと結合して介在物(MnO−SiO2)を形成する。この介在物は軟質であり、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化されるため、MnO−SiO2の密度が低減し、耐水素脆化性が高まる。Mn含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Mn含有量が高すぎれば、粒界に偏析して粒界破壊を助長して、耐水素脆化性がかえって低くなる。したがって、Mn含有量は、0.20〜0.40%である。Mn含有量の好ましい下限は0.22%であり、さらに好ましくは0.25%である。Mn含有量の好ましい上限は0.38%であり、さらに好ましくは0.35%である。
[Mn: less than 0.20 to 0.40%]
Manganese (Mn) enhances the hardenability and makes the tensile strength of the bolt 1000 MPa or more. Mn further combines with Si to form inclusions (MnO—SiO 2 ). Since the inclusions are soft and stretched and cut during hot rolling to be miniaturized, the density of MnO—SiO 2 decreases, and the hydrogen embrittlement resistance increases. If the Mn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, segregation at the grain boundaries promotes grain boundary destruction, and the hydrogen embrittlement resistance is rather reduced. Therefore, the Mn content is 0.20 to 0.40%. A preferred lower limit of the Mn content is 0.22%, more preferably 0.25%. The preferred upper limit of the Mn content is 0.38%, more preferably 0.35%.
[Cr:0.70〜1.60%未満]
クロム(Cr)は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を1000MPa以上とする。Crはさらに、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Cr含有量が0.70%未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Cr含有量が1.60%以上では、焼入れ性が高くなりすぎ、ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Cr含有量は0.40〜1.60%未満である。Cr含有量の好ましい下限は0.90%である。Cr含有量の好ましい上限は1.45%である。
[Cr: 0.70 to less than 1.60%]
Chromium (Cr) enhances hardenability and makes the tensile strength of the bolt 1000 MPa or more. Cr further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the Cr content is less than 0.70%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is 1.60% or more, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the steel material for bolts decreases. Therefore, the Cr content is less than 0.40 to 1.60%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.90%. A preferable upper limit of the Cr content is 1.45%.
[Al:0.005〜0.060%]
アルミニウム(Al)は鋼を脱酸する。Al含有量が0.005%未満であれば、この効果が得られない。一方、Al含有量が0.060%を超えれば、粗大な酸化物系介在物が生成して冷間加工性が低下する。したがって、Al含有量は0.005〜0.060%である。Al含有量の好ましい下限は0.010%である。Al含有量の好ましい上限は0.055%である。本発明による高強度ボルトの化学組成において、Al含有量は、鋼材中に含有する全Al量を意味する。
[Al: 0.005 to 0.060%]
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, coarse oxide-based inclusions are generated, and the cold workability is reduced. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%. A preferred lower limit of the Al content is 0.010%. A preferable upper limit of the Al content is 0.055%. In the chemical composition of the high-strength bolt according to the present invention, the Al content means the total amount of Al contained in the steel material.
[Ti:0.010〜0.050%]
チタン(Ti)は鋼中のNと結合して窒化物(TiN)を形成する。TiNの生成により、BNの生成が抑制され、固溶B量が増える。その結果、鋼材の焼入れ性が高まる。Tiはさらに、Cと結合して炭化物(TiC)を形成して結晶粒を微細化する。これにより、ボルトの耐水素脆化特性が高まる。Ti含有量が0.010%未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ti含有量が0.050%を超えれば、粗大なTiNが多量に生成する。この場合、冷間加工性及び耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ti含有量は0.010〜0.050%である。Ti含有量の好ましい下限は0.015%である。Ti含有量の好ましい上限は0.045%である。
[Ti: 0.010 to 0.050%]
Titanium (Ti) combines with N in steel to form nitride (TiN). By the generation of TiN, the generation of BN is suppressed, and the amount of solute B increases. As a result, the hardenability of the steel material increases. Ti further combines with C to form carbides (TiC) to refine crystal grains. Thereby, the hydrogen embrittlement resistance of the bolt is enhanced. If the Ti content is less than 0.010%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.050%, a large amount of coarse TiN is generated. In this case, the cold workability and the hydrogen embrittlement resistance decrease. Therefore, the Ti content is 0.010 to 0.050%. A preferable lower limit of the Ti content is 0.015%. A preferable upper limit of the Ti content is 0.045%.
[B:0.0003〜0.0040%]
ボロン(B)は鋼の焼入れ性を高める。Bはさらに、Pの粒界偏析を抑制して、ボルトの耐水素脆化特性を高める。B含有量が0.0003%未満であれば、これらの効果が得られない。一方、B含有量が0.0040%を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なBNが生成して冷間加工性が低下する。したがって、B含有量は0.0003〜0.0040%である。B含有量の好ましい下限は0.0005%である。B含有量の好ましい上限は0.0025%である。
[B: 0.0003-0.0040%]
Boron (B) enhances the hardenability of steel. B further suppresses the grain boundary segregation of P and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the B content is less than 0.0003%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0040%, the effect of improving hardenability is saturated. Further, coarse BN is generated, and the cold workability is reduced. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0040%. A preferred lower limit of the B content is 0.0005%. A preferred upper limit of the B content is 0.0025%.
[N:0.0015〜0.0080%]
窒素(N)は、鋼中のTiと結合して窒化物を生成し、結晶粒を微細化する。N含有量が0.0015%未満であれば、この効果が得られない。一方、N含有量が0.0080%を超えれば、その効果が飽和する。さらに、NがBと結合して窒化物を生成し、固溶B量を低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、N含有量は0.0015〜0.0080%である。N含有量の好ましい下限は0.0020%である。N含有量の好ましい上限は0.0070%である。
[N: 0.0015 to 0.0080%]
Nitrogen (N) combines with Ti in steel to form nitrides and refine crystal grains. If the N content is less than 0.0015%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0080%, the effect is saturated. Further, N combines with B to form a nitride, thereby reducing the amount of solid solution B. In this case, the hardenability of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.0015 to 0.0080%. A preferred lower limit of the N content is 0.0020%. The preferable upper limit of the N content is 0.0070%.
[Sb:0.001%〜0.100%;Sn:0.001%〜0.100%;Bi:0.001%〜0.100%]
本発明は上記の成分に加えて、アンチモン(Sb)、錫(Sn)、ビスマス(Bi)のうちの1種または2種以上をそれぞれ0.001%〜0.10%の範囲内で添加することが特徴である。これらの元素は、微量添加することにより水素侵入を抑制する効果を発揮する。下限をそれぞれ0.001%以上としたが、効果を十分に発揮させるための好ましい下限としてはそれぞれ0.005%以上とする。さらに、好ましくはそれぞれ0.010%以上である。また、上限についてはそれぞれ0.100%を超えると、鋼の熱間加工性が劣化し、連続鋳造が困難となる。また、好ましくは、Sb、Sn、Biの濃度の合計が0.030〜0.100%であればよい。
[Sb: 0.001% to 0.100%; Sn: 0.001% to 0.100%; Bi: 0.001% to 0.100%]
In the present invention, in addition to the above components, one or more of antimony (Sb), tin (Sn), and bismuth (Bi) are added in the range of 0.001% to 0.10%, respectively. It is characteristic. These elements exhibit an effect of suppressing hydrogen invasion by adding a small amount. The lower limits are each 0.001% or more, but the preferable lower limits for sufficiently exhibiting the effect are each 0.005% or more. Further, each is preferably at least 0.010%. If the upper limit exceeds 0.100%, the hot workability of steel deteriorates and continuous casting becomes difficult. Preferably, the sum of the concentrations of Sb, Sn and Bi is 0.030 to 0.100%.
本発明による高強度ボルトの化学組成の残部は、Fe及び不純物からなる。ここで、不純物とは、高強度ボルトを工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、後述するO、P、S及びAs、Co、Mg、Zr、Te、Bi、Pb、Zn等が挙げられる。これらの中で、As、Co、Mg、Zr、Te、Bi、Pb及びZn等は、本発明の効果を阻害しない程度に制限される。 The balance of the chemical composition of the high strength bolt according to the invention consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed in from the ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing high-strength bolts, and include O, P, S, As, and Co, which will be described later. , Mg, Zr, Te, Bi, Pb, Zn and the like. Among them, As, Co, Mg, Zr, Te, Bi, Pb, Zn and the like are limited to such an extent that the effects of the present invention are not impaired.
[任意元素]
上述の高強度ボルトはさらに、Feの一部に代えて、Cu、Ni、Mo、及びVからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
[Arbitrary element]
The above-mentioned high-strength bolt may further contain at least one selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, and V instead of part of Fe. Each of these elements is an optional element and enhances the hardenability of steel.
Cu:0.50%以下
銅(Cu)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Cuは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらCu含有量が0.50%を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Cu含有量は0.50%である。上記効果をより有効に得るためのCu含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.05%である。Cu含有量の好ましい上限は0.30%であり、さらに好ましくは0.20%である。
Cu: 0.50% or less Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When included, Cu enhances the hardenability of the steel. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the hardenability becomes too high and the cold workability decreases. Therefore, the Cu content is 0.50%. A preferable lower limit of the Cu content for more effectively obtaining the above effects is 0.02%, and more preferably 0.05%. The preferred upper limit of the Cu content is 0.30%, and more preferably 0.20%.
Ni:0.30%以下
ニッケル(Ni)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Niは鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼入れ後の鋼材の靭性を高める。しかしながら、Ni含有量が0.30%を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Ni含有量は0〜0.30%である。上記効果をより有効に得るためのNi含有量の好ましい下限は0.03%であり、さらに好ましくは0.05%である。Mo含有量の好ましい上限は0.20%であり、さらに好ましくは0.10%である。
Ni: 0.30% or less Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni enhances the hardenability of the steel and further increases the toughness of the steel material after quenching. However, if the Ni content exceeds 0.30%, the hardenability becomes too high and the cold workability decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%. A preferable lower limit of the Ni content for more effectively obtaining the above effects is 0.03%, and more preferably 0.05%. A preferred upper limit of the Mo content is 0.20%, and more preferably 0.10%.
Mo:0.05%以下
モリブデン(Mo)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Moは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Mo含有量が0.05%を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、高強度ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Mo含有量は0〜0.05%である。上記効果をより有効に得るためのMo含有量の好ましい下限は0.01%であり、さらに好ましくは0.015%である。Mo含有量の好ましい上限は0.03%であり、さらに好ましくは0.025%である。
Mo: 0.05% or less Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo enhances the hardenability of the steel. However, if the Mo content exceeds 0.05%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the high-strength bolt steel decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%. A preferable lower limit of the Mo content for more effectively obtaining the above effects is 0.01%, and further preferably 0.015%. A preferred upper limit of the Mo content is 0.03%, and more preferably 0.025%.
V:0.050%以下
バナジウム(V)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Vは鋼の焼入れ性を高める。Vはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、V含有量が0.050%を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、V含有量は0〜0.050%である。上記効果をより有効に得るためのV含有量の好ましい下限は0.005%である。V含有量の好ましい上限は0.030%であり、さらに好ましくは0.020%である。
V: 0.050% or less Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When included, V enhances the hardenability of the steel. V further forms carbides, nitrides or carbonitrides to refine the crystal grains. However, if the V content exceeds 0.050%, carbides and the like are coarsened and cold workability is reduced. Therefore, the V content is 0 to 0.050%. A preferred lower limit of the V content for more effectively obtaining the above effects is 0.005%. A preferred upper limit of the V content is 0.030%, and more preferably 0.020%.
Nb:0.050%以下
ニオブ(Nb)は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、NbはC及びNと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Nbはさらに、ボルトの耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Nb含有量が0.050%を超えれば、粗大な炭化物等が生成して鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Nb含有量は0〜0.050%である。上記効果をより有効に得るためのNb含有量の好ましい下限は0.005%である。Nb含有量の好ましい上限は0.040%であり、さらに好ましくは0.030%である。
Nb: 0.050% or less Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When included, Nb combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides, and refines the crystal grains. Nb further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. However, if the Nb content exceeds 0.050%, coarse carbides and the like are generated, and the cold workability of the steel material is reduced. Therefore, the Nb content is 0 to 0.050%. A preferred lower limit of the Nb content for more effectively obtaining the above effects is 0.005%. The preferable upper limit of the Nb content is 0.040%, and more preferably 0.030%.
[O:0.0020%以下]
酸素(O)は不純物である。Oは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。O含有量が0.0020%を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、MnSが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、O含有量は0.0020%以下である。O含有量の好ましい上限は0.0018%である。O含有量はなるべく低い方が好ましい。
[O: 0.0020% or less]
Oxygen (O) is an impurity. O forms oxides and lowers cold workability. If the O content exceeds 0.0020%, a large amount of oxide is generated, and MnS is coarsened, so that the cold workability is significantly reduced. Therefore, the O content is 0.0020% or less. The preferable upper limit of the O content is 0.0018%. The O content is preferably as low as possible.
[P:0.020%以下]
燐(P)は不純物である。Pは、結晶粒界に偏析して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、P含有量は0.020%以下である。P含有量の好ましい上限は0.015%である。P含有量はなるべく低い方が好ましい。
[P: 0.020% or less]
Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the crystal grain boundaries to lower the cold workability, and lowers the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the P content is 0.020% or less. A preferable upper limit of the P content is 0.015%. The P content is preferably as low as possible.
[S:0.020%以下]
硫黄(S)は不純物である。Sは硫化物を形成して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、S含有量は0.020%以下である。S含有量の好ましい上限は0.010%であり、さらに好ましくは0.008%である。S含有量はなるべく低い方が好ましい。
[S: 0.020% or less]
Sulfur (S) is an impurity. S forms sulfides to lower the cold workability and lower the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the S content is 0.020% or less. The preferable upper limit of the S content is 0.010%, and more preferably 0.008%. The S content is preferably as low as possible.
[0.50≦fn1≦0.85]
前述したように、C、Si、Mn、及びCrをパラメータとする関数fn1を用いて、ボルトの製造用の鋼材の焼入れ性及び冷間加工性を判定することができる。また、ボルトの化学組成が、下記の式(1)を満たす場合、優れた冷間加工性及び焼入れ性が得られる。
0.50≦fn1=C+(1/10)×Si+(1/5)×Mn+(5/22)×Cr≦0.85・・・(1)
式(1)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式(1)の対応する元素記号には「0」が代入される。
[0.50 ≦ fn1 ≦ 0.85]
As described above, the hardenability and the cold workability of the steel material for manufacturing a bolt can be determined using the function fn1 with C, Si, Mn, and Cr as parameters. When the chemical composition of the bolt satisfies the following formula (1), excellent cold workability and hardenability are obtained.
0.50 ≦ fn1 = C + (1/10) × Si + (1/5) × Mn + (5/22) × Cr ≦ 0.85 (1)
The content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1). If the corresponding element is at the impurity level, “0” is substituted for the corresponding element symbol in equation (1).
前述したように、fn1が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られないが、fn1が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。fn1が高すぎる場合、ボルト用鋼が線材に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、強度及び硬さが高まる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。fn1が式(1)を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。fn1の好ましい下限は0.53である。fn1の好ましい上限は0.83である。 As described above, if fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained, but if fn1 is too high, hardenability becomes too high. If fn1 is too high, when the steel for bolts is rolled into wire, bainite is formed, increasing strength and hardness. Therefore, unless the long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the subsequent wire drawing step and the cold forging step, sufficient cold workability cannot be obtained. When fn1 satisfies the expression (1), sufficient cold workability can be obtained without performing a long-time softening heat treatment a plurality of times while obtaining excellent hardenability. A preferred lower limit of fn1 is 0.53. A preferred upper limit of fn1 is 0.83.
[0.003≦fn2=Sb+Sn+Bi≦0.100]
前述したように、下記の式(2)を満たせば、耐腐食特性に優れることから水素侵入抑制効果が良好であり、優れた耐水素脆化特性が得られる。
0.003≦fn2=Sb+Sn+Bi≦0.100・・・(2)
ここで、式(2)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式(2)の対応する元素記号には「0」が代入される。
[0.003 ≦ fn2 = Sb + Sn + Bi ≦ 0.100]
As described above, when the following expression (2) is satisfied, the corrosion resistance is excellent, the hydrogen intrusion suppression effect is good, and the excellent hydrogen embrittlement resistance is obtained.
0.003 ≦ fn2 = Sb + Sn + Bi ≦ 0.100 (2)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2). If the corresponding element is at the impurity level, “0” is substituted for the corresponding element symbol in equation (2).
以降の説明において、fn2の範囲を限定する根拠について説明する。fn2の範囲は、以下の実験により明らかにされた。 In the following description, the grounds for limiting the range of fn2 will be described. The range of fn2 was revealed by the following experiment.
表1−1に示す化学組成を有する鋼組成No.a〜nを真空溶製して150kgのインゴットを製造した。 The steel composition No. having the chemical composition shown in Table 1-1. a to n were vacuum-melted to produce a 150 kg ingot.
鋼組成No.a〜nを用いてそれぞれ製造されたインゴットを1200〜1300℃に加熱した後、熱間圧延を想定した熱間鍛伸を実施して、直径15mmの丸棒を製造した。熱間鍛造後の丸棒を大気中で放冷した。続いて、丸棒に対して、ボルト成形後の熱処理を想定した焼入れ及び焼戻しを実施して、丸棒の引張強度を約1200MPaに調整した。引張強度が調整された丸棒に対して機械加工を実施して、図2に示す環状Vノッチ付きの試験片を作製した。尚、鋼a〜mのそれぞれから得られた試験片No.a1〜m1は、いずれも、ベイナイト相及びフェライト相の面積率が合計で5%以下であり、残部は焼戻しマルテンサイトであった。 Steel composition No. After each of the ingots manufactured using the samples a to n was heated to 1200 to 1300 ° C., hot forging was performed assuming hot rolling to produce a round bar having a diameter of 15 mm. The round bar after hot forging was allowed to cool in the atmosphere. Subsequently, the round bar was subjected to quenching and tempering assuming heat treatment after bolt forming, and the tensile strength of the round bar was adjusted to about 1200 MPa. The round bar having the adjusted tensile strength was machined to prepare a test piece with an annular V-notch shown in FIG. In addition, the test piece No. obtained from each of the steels a to m. In all of a1 to m1, the area ratio of the bainite phase and the ferrite phase was 5% or less in total, and the rest was tempered martensite.
図2中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法(単位はmm)を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径(mm)を示す。「60°」は、Vノッチ角度が60°であることを示す。「0.175R」は、Vノッチ底半径が0.175mmであることを示す。 Numerical values in which units are not shown in FIG. 2 indicate dimensions (units: mm) of corresponding portions of the test piece. “Φ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part. “60 °” indicates that the V notch angle is 60 °. “0.175R” indicates that the V-notch bottom radius is 0.175 mm.
電解チャージ法を用いて、各鋼組成No.a〜nの試験片No.a1〜n1のそれぞれの内部に種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。その後、各試験片の表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のVノッチ断面に対して公称応力1080MPaの引張応力が負荷されるように一定荷重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各鋼において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Hcと定義した。 Using the electrolytic charging method, each steel composition No. Test pieces No. a to n. Various concentrations of hydrogen were introduced into each of a1 to n1. The electrolytic charging method was performed as follows. With the test piece immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate, anodic potential was generated on the surface of the test piece, and hydrogen was taken into the test piece. Thereafter, a galvanized film was formed on the surface of each test piece to prevent the dissipation of hydrogen in the test piece. Subsequently, a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress having a nominal stress of 1080 MPa was applied to the V-notch cross section of the test piece. A test piece that broke during the test and a test piece that did not break were subjected to a temperature rise analysis method using a gas chromatograph to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, in each steel, the maximum hydrogen amount of the test piece that did not break was defined as the critical diffusible hydrogen amount Hc.
さらに、JIS G4053(2008)のSCM435に相当する化学組成を有する鋼mの浸漬時間30時間における水素透過係数Hrefを基準として、水素透過係数比HR(以下、単にHRという)を次の式(A)で定義した。
HR=Hc/Href・・・(A)
Further, based on the hydrogen permeability coefficient Href of a steel m having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008) at an immersion time of 30 hours, a hydrogen permeability coefficient ratio HR (hereinafter simply referred to as HR) is expressed by the following equation (A). ).
HR = Hc / Href (A)
HRは水素侵入抑制特性の指標である。得られたHRと各鋼のfn2とに基づいて、図1を作成した。各鋼組成No.a〜nの試験片No.a1〜n1のfn1、fn2及びHRを表1−2に示す。 HR is an index of hydrogen intrusion suppression characteristics. FIG. 1 was created based on the obtained HR and fn2 of each steel. Each steel composition No. Test pieces No. a to n. Table 1-2 shows fn1, fn2 and HR of a1 to n1.
図1より、fn2が増加するほど、つまり、Sb、SnまたはBi含有量する比が大きくなるほど、HRは顕著に高まることが明らかであり、fn2=0であるときよりもfn2=0.003において5%超HRが高くなる。 From FIG. 1, it is clear that HR is significantly increased as fn2 increases, that is, as the ratio of the content of Sb, Sn or Bi increases, and that fn2 = 0.003 compared to when fn2 = 0. The HR is higher than 5%.
fn2が0.002を超えた場合、水素侵入抑制効果が表れ、HRが1.3よりも高くなり、歯車やクランクシャフト等の代表的な低合金鋼であるSCM435よりも優れた耐水素脆化特性が得られる。しかしながら、fn2が0.1を超えると、鋼の熱間加工性が劣化し、連続鋳造が困難となる。したがって、式(2)に示すとおり、fn2の上限は0.100である。fn2の好ましい下限は0.005である。 When fn2 exceeds 0.002, the effect of suppressing hydrogen intrusion is exhibited, HR is higher than 1.3, and hydrogen embrittlement resistance is superior to SCM435 which is a typical low alloy steel such as gears and crankshafts. Characteristics are obtained. However, when fn2 exceeds 0.1, hot workability of steel deteriorates and continuous casting becomes difficult. Therefore, as shown in Expression (2), the upper limit of fn2 is 0.100. A preferred lower limit of fn2 is 0.005.
[金属組織]
本発明のボルトの金属組織は95%以上が焼戻しマルテンサイトであり、残り5%以下の金属組織がベイナイト及びフェライトのうち少なくともいずれかであることが好ましい。金属組織が全てベイナイト及びフェライトの少なくとも1種とすると、引張強度が1000〜1300MPaの高強度を達成することができない。また、本発明のボルトの金属組織は、焼戻しマルテンサイト100%とすることが強度の観点から好ましいが、金属組織を焼き戻しマルテンサイト単相とすることは、対費用効果の観点では有利ではない。そこで、引張強度が1000〜1300MPaの高強度を達成できる限りにおいて、前記引張強度を達成できる範囲で、焼戻しマルテンサイト以外の相が含まれても良い。本発明において、焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト及びフェライトのうち少なくともいずれかを含む場合、これらの相を合計で面積率にて5%以下含まれていても良い。但し、焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト相及びフェライト相の面積率の合計が5%超であるボルトは、引張強度が1000〜1300MPaの高強度を達成できないおそれがある。
[Metal structure]
Preferably, 95% or more of the metal structure of the bolt of the present invention is tempered martensite, and the remaining metal structure of 5% or less is at least one of bainite and ferrite. When the metal structure is at least one of bainite and ferrite, a high tensile strength of 1000 to 1300 MPa cannot be achieved. Further, the metal structure of the bolt of the present invention is preferably 100% tempered martensite from the viewpoint of strength, but it is not advantageous from the viewpoint of cost effectiveness to make the metal structure a single phase of tempered martensite. . Therefore, as long as the tensile strength can achieve a high strength of 1000 to 1300 MPa, a phase other than tempered martensite may be included in a range in which the tensile strength can be achieved. In the present invention, when at least one of bainite and ferrite is contained in addition to martensite, these phases may be contained in a total area ratio of 5% or less. However, other than tempered martensite, a bolt having a total area ratio of the bainite phase and the ferrite phase of more than 5% may not be able to achieve a high tensile strength of 1000 to 1300 MPa.
ボルトの焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトの面積率は、次のようにして測定される。まず、ボルトの中心軸を通るように前記中心軸に平行な断面を切り出し、前記断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて400倍の倍率で、ねじ底部から前記中心軸方向に、ねじ底部と前記中心軸までの距離の1/2の位置を観察する。観察倍率400倍で撮影した画像中の0.5mm2に対し、画像処理ソフトウェアWinroof2015を用い、焼戻しマルテンサイトを明領域として二値化した際の明領域の面積率を導出し、マルテンサイト面積率とする。 The area ratio of tempered martensite, bainite and ferrite of the bolt is measured as follows. First, a cross section parallel to the central axis is cut out so as to pass through the central axis of the bolt, the cross section is polished, then eroded with 3% nital, and the center axis is cut from the bottom of the screw at 400 times magnification using an optical microscope. In the direction, observe the position of 1/2 of the distance from the screw bottom to the central axis. For 0.5 mm 2 in an image photographed at an observation magnification of 400 ×, the area ratio of a bright region when binarizing tempered martensite as a bright region was derived using image processing software Winroof 2015 to obtain a martensite area ratio. And
[ねじ底部の圧縮残留応力について]
好ましくは、本発明による高強度ボルトのねじ底部において、ねじ底部の表層の圧縮残留応力はボルトの引張強度の10〜90%である。
[About the compressive residual stress at the screw bottom]
Preferably, in the screw bottom of the high-strength bolt according to the present invention, the surface compressive residual stress of the screw bottom is 10 to 90% of the tensile strength of the bolt.
この場合、ボルト締結時にねじ底にかかる引張応力は圧縮残留応力と相殺される。このため、起点部の応力状態は緩和されて、水素脆化に伴う破断が発生しにくくなる。圧縮残留応力(の絶対値)が引張強度(の絶対値)の10%未満であれば、圧縮残留応力による引張応力相殺効果は不十分となり、優れた耐水素脆化特性が得られない。一方、圧縮残留応力(の絶対値)が引張強度(の絶対値)の90%を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、圧縮残留応力は引張強度の10〜90%である。 In this case, the tensile stress applied to the screw bottom when the bolt is fastened is offset by the compressive residual stress. For this reason, the stress state at the starting point is alleviated, and the fracture due to hydrogen embrittlement is less likely to occur. If the compressive residual stress (absolute value) is less than 10% of the tensile strength (absolute value), the effect of canceling the tensile stress by the compressive residual stress becomes insufficient, and excellent hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained. On the other hand, if the compressive residual stress (absolute value) exceeds 90% of the tensile strength (absolute value), the above effect is saturated. Therefore, the compressive residual stress is 10-90% of the tensile strength.
ここで「表層部」とは、高強度ボルトの表面から中心軸に向かって50μm深さまでの範囲を指す。圧縮残留応力は、公知のX線法で測定される。具体的には、JIS B2711(2013)に準拠して、X線回折を利用したX線応力測定法を用いる。測定は特性X線の種類:MnKα線、Crフィルタ、基準回折角2θ0:152.0°、η角14.0°、X線応力定数K:−336MPa/degを用いて行う。また、測定部位は、ねじ底部の中央位置を中心とし、測定方向はねじ部長手方向に対し平行な方向とする。引張強度は、JIS Z2241(2011)に準拠して求める。 Here, the “surface layer portion” indicates a range from the surface of the high-strength bolt to a depth of 50 μm toward the central axis. The compressive residual stress is measured by a known X-ray method. Specifically, an X-ray stress measurement method using X-ray diffraction is used in accordance with JIS B2711 (2013). The measurement is performed using the type of characteristic X-ray: MnKα ray, Cr filter, reference diffraction angle 2θ 0 : 152.0 °, η angle 14.0 °, and X-ray stress constant K: -336 MPa / deg. The measurement site is centered on the center of the screw bottom, and the measurement direction is parallel to the longitudinal direction of the screw portion. The tensile strength is determined based on JIS Z2241 (2011).
[製造方法]
本発明によるボルトの製造方法の一例について説明する。初めに、周知の製造方法によりボルト用鋼材を製造する(素材製造工程)。その後、ボルト用鋼材を用いて、ボルトを製造する(ボルト製造工程)。以下、各工程について説明する。
[Production method]
An example of the method for manufacturing a bolt according to the present invention will be described. First, a bolt steel material is manufactured by a well-known manufacturing method (material manufacturing process). Then, a bolt is manufactured using the steel material for the bolt (bolt manufacturing process). Hereinafter, each step will be described.
[素材製造工程]
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。製造された鋳片又はインゴットを分塊圧延して鋼片にする。鋼片を熱間加工して、高強度ボルト用鋼材(線材)とする。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。
[Material manufacturing process]
A molten steel having the above chemical composition is manufactured. A slab is manufactured by continuous casting using molten steel. Alternatively, an ingot is manufactured by using a molten steel by an ingot-making method. The produced slab or ingot is slab-rolled into a steel slab. The steel slab is hot-worked to obtain a high-strength bolt steel (wire). The hot working is, for example, hot rolling.
[ボルト製造工程]
ボルト製造工程では、ボルト用鋼材を用いてボルトを製造する。ボルト製造工程は、伸線工程、冷間鍛造工程、及び、焼入れ及び焼戻し工程を含む。以下、それぞれの工程について説明する。
[Bolt manufacturing process]
In the bolt manufacturing process, bolts are manufactured using bolt steel materials. The bolt manufacturing process includes a wire drawing process, a cold forging process, and a quenching and tempering process. Hereinafter, each step will be described.
[伸線工程]
初めに、線材に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。
[Drawing process]
First, a wire is subjected to wire drawing to manufacture a steel wire. The wire drawing may be performed only by primary wire drawing, or a plurality of times of wire drawing such as secondary wire drawing. During drawing, a lubricating film is formed on the surface of the wire. The lubricating coating is, for example, a phosphate coating or a non-phosphorous lubricating coating.
好ましくは、Pを含有しない潤滑被膜を用いる。又は、リン酸塩被膜を用いた場合、後述の焼入れ工程前において、鋼材(鋼線)表面を洗浄又は酸洗して、リン酸塩被膜を表面から除去する。洗浄はたとえば周知のアルカリ洗浄である。 Preferably, a lubricating coating containing no P is used. Alternatively, when a phosphate film is used, the surface of the steel material (steel wire) is washed or pickled before the quenching step described below to remove the phosphate film from the surface. The cleaning is, for example, a well-known alkali cleaning.
[冷間鍛造工程]
伸線後の鋼材を所定の長さに切断して、切断された鋼材に対して冷間鍛造を実施してボルトを製造する。
[Cold forging process]
The drawn steel material is cut into a predetermined length, and the cut steel material is subjected to cold forging to manufacture bolts.
[軟化熱処理について]
従前のボルトの製造方法では、強度が高すぎるボルト用鋼材(線材)の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明によるボルトでは、式(1)を満たすことにより、このような軟化熱処理を簡素化する。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができ、さらに、ボルトの耐水素脆化特性を高めることができる。
[About softening heat treatment]
In the conventional method for manufacturing a bolt, a softening heat treatment is performed a plurality of times before drawing and cold forging in order to soften a steel material (wire) for a bolt having too high strength. However, in the bolt according to the present invention, such a softening heat treatment is simplified by satisfying the expression (1). This can suppress an increase in manufacturing cost due to the softening heat treatment, and can further enhance the hydrogen embrittlement resistance of the bolt.
[ねじ加工工程]
冷間鍛造により製造された高強度ボルトに対して、周知の条件で転造加工を実施して、ねじ山を形成する。
[Threading process]
Rolling is performed on the high-strength bolt manufactured by cold forging under known conditions to form a thread.
[焼入れ及び焼戻し工程]
ねじ加工後の高強度ボルトに対して、周知の条件で焼入れ及び焼戻しを実施して、ボルトの引張強度を1000〜1300MPaに調整する。引張強度が1000MPa以下では、ボルトの強度が不足する。一方、引張強度が1300MPaを超える場合、水素感受性が高まり、耐水素脆化特性が低下する。したがって、ボルトの引張強度は1000〜1300MPaである。伸線工程時にリン酸塩被膜に代表されるPを含有する潤滑被膜を利用する場合、上述のとおり、好ましくは、焼入れを実施する前に、鋼材(鋼線)の表面をアルカリ洗浄する。
[Quenching and tempering processes]
Quenching and tempering are performed on the high-strength bolt after threading under well-known conditions, and the tensile strength of the bolt is adjusted to 1000 to 1300 MPa. When the tensile strength is 1000 MPa or less, the strength of the bolt is insufficient. On the other hand, when the tensile strength exceeds 1300 MPa, the hydrogen sensitivity increases, and the hydrogen embrittlement resistance decreases. Therefore, the tensile strength of the bolt is 1000-1300 MPa. In the case where a lubricating film containing P typified by a phosphate film is used in the wire drawing step, as described above, preferably, the surface of the steel material (steel wire) is washed with alkali before quenching.
[圧縮残留応力付与工程]
好ましくは、焼入れ及び焼戻し後のボルトに対して周知の圧縮残留応力付与工程を実施して、ねじ底部の表層の圧縮残留応力をボルトの引張強度の10〜90%にする。周知の圧縮残留応力付与工程はたとえば、ショットピーニング加工である。ショットピーニング加工の条件を適宜調整することにより、ねじ底部の表層の圧縮残留応力をボルトの引張強度の10〜90%にすることができる。
[Compression residual stress applying step]
Preferably, a well-known compressive residual stress applying step is performed on the bolt after quenching and tempering to reduce the compressive residual stress of the surface layer at the bottom of the screw to 10 to 90% of the tensile strength of the bolt. A well-known compressive residual stress applying step is, for example, shot peening. By appropriately adjusting the conditions of the shot peening, the compressive residual stress of the surface layer at the bottom of the screw can be made 10 to 90% of the tensile strength of the bolt.
上述の製造方法では、焼入れ焼戻し前にねじ加工工程(前転造工程)が含まれるが、前転造工程に代えて、焼入れ焼戻し後にねじ加工工程(後転造工程)を実施してもよい。この場合でも、ねじ底部の表層に、ボルトの引張強度の10〜90%の圧縮残留応力を付与することができる。後転造工程の場合、ショットピーニング加工を実施しなくてもよい。 In the above-described manufacturing method, a thread forming step (pre-rolling step) is included before quenching and tempering, but instead of the pre-rolling step, a screw processing step (post-rolling step) may be performed after quenching and tempering. . Also in this case, a compressive residual stress of 10 to 90% of the tensile strength of the bolt can be applied to the surface layer of the screw bottom. In the case of the post-rolling process, it is not necessary to perform the shot peening.
以上の製造工程により、本発明のボルトが製造される。 Through the above manufacturing steps, the bolt of the present invention is manufactured.
表2の化学組成を有する鋼No.A〜Rのそれぞれの溶鋼を製造した。 Steel No. having the chemical composition shown in Table 2 was used. A to R molten steels were manufactured.
表2のとおり、鋼RはJIS G4053(2008)のSCM435に相当する化学組成を有する。 As shown in Table 2, steel R has a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).
表2の化学組成の鋼No.A〜Rのそれぞれの溶鋼を用いて連続鋳造法により横断面が162mm×162mmのビレットを製造した。このようにして得られた化学組成No.A〜Rのビレットを、一旦室温まで冷却し、鋳片の表面割れの有無を目視にて判定した。その結果を表3に示す。また、化学組成No.A〜Rのビレットを熱間加工(熱間圧延)して、直径11.5mmの線材を製造した。 A billet having a cross section of 162 mm x 162 mm was manufactured by continuous casting using molten steels of steel Nos. A to R having the chemical compositions shown in Table 2. The billets having the chemical compositions Nos. A to R thus obtained were once cooled to room temperature, and the presence or absence of surface cracks of the slab was visually determined. Table 3 shows the results. Further, billets having chemical compositions Nos. A to R were hot-worked (hot-rolled) to produce wires having a diameter of 11.5 mm.
表2の化学組成の鋼No.A〜Rのビレットからそれぞれ得られた前記線材に対して、伸線加工を実施して表3の試験番号1〜20の鋼線を製造した。このとき、軟化を目的とした熱処理を実施した。熱処理温度は750℃、熱処理時間は60分であり、熱処理後は徐冷を行った。さらに、脱脂及び酸洗を行った後、りん酸亜鉛処理(75℃、浸漬時間600sec)及び金属石けん処理(80℃、浸漬時間180sec)を実施し、表面にりん酸亜鉛皮膜及び金属石けん皮膜からなる潤滑処理膜を形成した。その後仕上げ伸線加工を行い、直径10.5mmの鋼線を製造した。この鋼線を高強度ボルト鍛造用の素材とした。 The wire rods obtained from the billets of steel Nos. A to R having the chemical compositions shown in Table 2 were drawn to produce steel wires of Test Nos. 1 to 20 in Table 3. At this time, heat treatment for softening was performed. The heat treatment temperature was 750 ° C., the heat treatment time was 60 minutes, and the heat treatment was followed by slow cooling. Further, after degreasing and pickling, a zinc phosphate treatment (75 ° C., immersion time 600 sec) and a metal soap treatment (80 ° C., immersion time 180 sec) are performed, and the surface is treated with a zinc phosphate film and a metal soap film. A lubricated film was formed. Thereafter, finish wire drawing was performed to produce a steel wire having a diameter of 10.5 mm. This steel wire was used as a material for high-strength bolt forging.
試験番号1〜20の鋼線のそれぞれに対して冷間鍛造を実施して図3に示すボルトを製造した。具体的には、冷間鍛造は2工程で行った。1工程目では、ボルトの軸部を押し込み成形した。2工程目では、ボルトの頭部及びフランジ部を成形する加工を行えるよう金型を設計し、油圧鍛造プレス機に装着して、冷間鍛造を行った。図中の各数値は、対応する部位の寸法(mm)を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径(mm)を示す。図中の「数値°」は、指定されている部位の角度(°)を示す。「R数値」は、指定されている部位の曲率半径(mm)を示す。図中の「M7×1.0」は、外径が7mm、ピッチが1.0mmであることを示す。 Cold forging was performed on each of the steel wires of test numbers 1 to 20 to produce the bolts shown in FIG. Specifically, cold forging was performed in two steps. In the first step, the bolt shaft was pressed and formed. In the second step, a mold was designed to perform processing for forming the head and flange of the bolt, and mounted on a hydraulic forging press to perform cold forging. Each numerical value in the figure indicates the size (mm) of the corresponding part. “Φ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part. "Numeric value °" in the figure indicates the angle (°) of the designated part. “R numerical value” indicates the radius of curvature (mm) of the designated portion. “M7 × 1.0” in the figure indicates that the outer diameter is 7 mm and the pitch is 1.0 mm.
試験番号1〜20の鋼線から前述のように成形されたそれぞれのボルトを目視で観察して割れの発生の有無を調査した。割れが観察されたものは、ボルト成形不可とした。 Each of the bolts formed as described above from the steel wires of Test Nos. 1 to 20 was visually observed to check for the occurrence of cracks. If cracks were observed, bolt forming was not possible.
割れが観察されなかった試験番号のボルトに対して、表3に示す温度で焼入れ及び焼戻し処理を実施した。焼入れ処理を実施する前に、ボルト表面をアルカリ洗浄してリン酸塩被膜を除去した。 Quenching and tempering treatments were performed at the temperatures shown in Table 3 for the bolts of the test numbers for which no cracks were observed. Before performing the quenching treatment, the surface of the bolt was washed with an alkali to remove the phosphate film.
焼入れ処理では、表3に示す焼入れ温度(℃)で40分保持した後、油冷した。焼戻し処理では、表3に示す焼戻し温度で70分保持した。以上の工程により、ボルトを製造した。なお、所望のボルト引張強度(1000MPa〜1300MPa)を得るための焼戻し処理温度が435℃未満になる場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。 In the quenching treatment, the mixture was kept at a quenching temperature (° C.) shown in Table 3 for 40 minutes, and then cooled with oil. In the tempering treatment, the tempering temperature shown in Table 3 was maintained for 70 minutes. Through the above steps, a bolt was manufactured. When the tempering temperature for obtaining a desired bolt tensile strength (1000 MPa to 1300 MPa) is lower than 435 ° C., it is determined that the strength is insufficient, and the hydrogen embrittlement resistance evaluation is not performed. Judged outside.
試験番号1〜12、15、及び18〜20の鋼線に対して、焼入れ及び焼戻し処理後に転造加工を施して、ねじ加工と共にねじ底部の表面に残留応力を付与した。試験番号13及び試験番号14の鋼線に対しては、焼入れ及び焼戻し処理前に転造加工を施した。ねじ底部の表層の圧縮残留応力を、JIS B2711(2013)に準拠して、X線回折を利用したX線応力測定法を用いて測定した。測定は特性X線の種類:MnKα線、Crフィルタ、基準回折角2θ0:152.0°、η角14.0°、X線応力定数K:−336MPa/degを用いて行った。また、測定部位は、ねじ底部の中央位置を中心とし、ねじ部長手方向に対し平行な方向の残留応力を測定した。 The steel wires of Test Nos. 1 to 12, 15 and 18 to 20 were subjected to rolling after quenching and tempering, and residual stress was applied to the surface of the screw bottom together with the screw working. The steel wires of Test No. 13 and Test No. 14 were rolled before quenching and tempering. The compressive residual stress of the surface layer at the bottom of the screw was measured using an X-ray stress measurement method using X-ray diffraction in accordance with JIS B2711 (2013). The measurement was performed using the type of characteristic X-ray: MnKα ray, Cr filter, reference diffraction angle 2θ0: 152.0 °, η angle 14.0 °, and X-ray stress constant K: -336 MPa / deg. The measurement site measured the residual stress in the direction parallel to the longitudinal direction of the screw portion, with the center at the center of the screw bottom.
[金属組織]
試験番号1〜20の鋼線から成形された前記ボルトのそれぞれについて、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライトの面積率を測定した。各組織の面積率は、ボルトの中心軸を通るように前記中心軸に平行な断面を切り出し、前記断面を研磨後、3%硝酸アルコール(ナイタル腐食液)で5〜15秒腐食し、光学顕微鏡を用いて400倍の倍率で、ねじ底部から前記中心軸方向に、ねじ底部と前記中心軸までの距離の1/2の位置を観察し、組織を撮影した。観察倍率400倍で撮影した画像の合計0.5mm2に対し、画像処理ソフトウェアWinroof2015を用い、焼戻しマルテンサイトを明領域として二値化した際の明領域の面積率を導出し、マルテンサイト面積率とした。試験番号1〜20の鋼線から成形された前記ボルトはいずれも、ベイナイト相及びフェライト相の面積率が合計で5%以下であり、残部は焼戻しマルテンサイトであった。
[Metal structure]
The area ratio of tempered martensite, bainite, and ferrite was measured for each of the bolts formed from the steel wires of test numbers 1 to 20. The area ratio of each tissue was determined by cutting out a cross section parallel to the central axis of the bolt so as to pass through the central axis of the bolt, polishing the cross section, and then corroding with 3% nitric alcohol (a nital etching solution) for 5 to 15 seconds. At a magnification of 400 times, a half of the distance from the screw bottom to the center axis was observed in the direction of the center axis from the screw bottom, and the tissue was photographed. With respect to a total of 0.5 mm 2 of an image photographed at an observation magnification of 400 ×, the area ratio of a bright region when binarized using tempered martensite as a bright region was derived using image processing software Winroof 2015, and the martensite area ratio was obtained. And In each of the bolts formed from the steel wires of Test Nos. 1 to 20, the total area ratio of the bainite phase and the ferrite phase was 5% or less, and the remainder was tempered martensite.
[引張試験]
JIS B1051(2000)に準拠して、室温(25℃)、大気中にて各試験番号の焼入れ及び焼戻し処理、又は転造加工後の高強度ボルトの引張強度(MPa)を測定した。測定結果を表3に示す。
[Tensile test]
According to JIS B1051 (2000), the tensile strength (MPa) of the high-strength bolt after quenching and tempering of each test number or rolling was measured at room temperature (25 ° C.) and in the air. Table 3 shows the measurement results.
[耐水素脆化特性評価試験]
各試験番号の焼入れ及び焼戻し処理、又は転造加工後のボルトに対して、図2に示す環状Vノッチ試験片を作製し、電解チャージ法を用いて、種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中にボルトを浸漬した。ボルトを浸漬した状態で、ボルトの表面にアノード電位を発生させて水素をボルト内に取り込んだ。
[Hydrogen embrittlement resistance evaluation test]
With respect to the bolts after the quenching and tempering treatments or the rolling processes of the respective test numbers, annular V-notch test pieces shown in FIG. 2 were prepared, and various concentrations of hydrogen were introduced by using an electrolytic charging method. The electrolytic charging method was performed as follows. The bolt was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the bolt immersed, an anodic potential was generated on the surface of the bolt, and hydrogen was taken into the bolt.
ボルト内に水素を導入した後、ボルト表面に亜鉛めっき被膜を形成し、ボルト中の水素の散逸を防止した。続いて、ボルトの引張強度の95%の引張強度を負荷した定荷重試験を実施した。試験中に破断したボルト、及び破断しなかったボルトに対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、ボルト中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Hcと定義した。 After introducing hydrogen into the bolt, a galvanized coating was formed on the bolt surface to prevent hydrogen from dissipating in the bolt. Subsequently, a constant load test in which a tensile strength of 95% of the tensile strength of the bolt was applied was performed. The bolts that broke during the test and those that did not break were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph to measure the amount of hydrogen in the bolts. After the measurement, in each test number, the maximum hydrogen amount of the test piece that did not break was defined as the critical diffusible hydrogen amount Hc.
さらに、従来のボルトに使用されているJIS規格におけるSCM435に相当する化学組成を有する試験番号20の鋼線の限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比HRの基準(Href)とした。限界拡散性水素量Hrefを基準として、式(A)を用いて限界拡散性水素量比HRを求めた。耐水素脆化特性評価として、HRが1.3よりも高いものを合格とし(表3中で「○」)、1.3以下のものを不合格(表3中で「×」)とした。 Further, the critical diffusion hydrogen amount of the steel wire of Test No. 20 having a chemical composition corresponding to SCM435 in the JIS standard used for the conventional bolt was used as a reference (Href) of the critical diffusible hydrogen amount ratio HR. Based on the critical diffusible hydrogen amount Href, the critical diffusible hydrogen amount ratio HR was determined using the equation (A). As the evaluation of hydrogen embrittlement resistance, those having an HR higher than 1.3 were accepted ("o" in Table 3), and those having 1.3 or less were rejected ("x" in Table 3). .
[試験結果]
表3に試験結果を示す。尚、前転造工程が行われた鋼線には表3の「前転造」の欄に「○」を示し、前転造工程が行われなかった鋼線には「前転造」の欄に「−」を示す。また、後転造工程が行われた鋼線には表3の「後転造」の欄に「○」を示し、後転造工程が行われなかった鋼線には「後転造」の欄に「−」を示す。
[Test results]
Table 3 shows the test results. In addition, "○" is shown in the column of "pre-rolling" in Table 3 for the steel wire which has been subjected to the pre-rolling process, and ""-" Is shown in the column. In addition, "○" is shown in the column of "Post-rolling" in Table 3 for the steel wire subjected to the post-rolling process, and ""-" Is shown in the column.
試験番号1〜12の高強度ボルトの化学組成は適切であった。さらに、fn1は式(1)を満たし、fn2は式(2)を満たした。また高強度ボルトのねじ底部表面の圧縮残留応力の絶対値が高強度ボルトの引張強度の10〜90%の範囲を満足した。その結果、これらの試験番号の高強度ボルトは、引張強度が1000〜1300MPaと高強度であるにもかかわらず、限界拡散性水素量比HRが1.30よりも高く、耐水素脆化特性に優れた。 The chemical compositions of the high-strength bolts of test numbers 1 to 12 were appropriate. Further, fn1 satisfied Expression (1), and fn2 satisfied Expression (2). Further, the absolute value of the compressive residual stress on the screw bottom surface of the high-strength bolt satisfied the range of 10 to 90% of the tensile strength of the high-strength bolt. As a result, the high-strength bolts of these test numbers have a critical diffusible hydrogen content ratio HR higher than 1.30 and have a high hydrogen embrittlement resistance despite the high tensile strength of 1000 to 1300 MPa. Excellent.
試験番号13及び試験番号14のボルトの化学組成は適切であった。さらに、fn1は式(1)を満たし、fn2は式(2)を満たした。その結果、これらの試験番号のボルトは、引張強度が1200MPaと高強度であるにもかかわらず、限界拡散性水素量比HRが1.30よりも高く、耐水素脆化特性に優れた。ただし、ボルトのねじ底部表面の圧縮残留応力の絶対値がボルトの引張強度の10%未満であったため、試験番号1〜12に比べてHRが低かった。 The bolts of Test Nos. 13 and 14 had appropriate chemical compositions. Further, fn1 satisfied Expression (1), and fn2 satisfied Expression (2). As a result, although the bolts of these test numbers had a high tensile strength of 1200 MPa, the critical diffusible hydrogen content ratio HR was higher than 1.30, and were excellent in hydrogen embrittlement resistance. However, since the absolute value of the compressive residual stress on the screw bottom surface of the bolt was less than 10% of the tensile strength of the bolt, the HR was lower than that of Test Nos. 1 to 12.
試験番号15のボルトでは、fn1が式(1)の下限未満であった。そのため引張強度が1000MPa未満であった。 With the bolt of test number 15, fn1 was less than the lower limit of the equation (1). Therefore, the tensile strength was less than 1000 MPa.
試験番号16のボルトでは、fn1が式(1)の上限を超えた。そのため、ボルト用鋼材(線材)の冷間加工性が低く、冷間鍛造後のボルトに割れが観察されたため、その後の処理及び試験は行わなかった。 With the bolt of test number 16, fn1 exceeded the upper limit of the equation (1). Therefore, the cold workability of the steel material for the bolt (wire) was low, and cracks were observed in the bolt after cold forging, so that the subsequent treatment and test were not performed.
試験番号17のボルトでは、fn2が式(2)の下限未満であった。そのため、HRが1.30以下となり、耐水素脆化特性が低かった。 With test number 17 volts, fn2 was less than the lower limit of equation (2). Therefore, HR was 1.30 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
試験番号18は、fn2が式(2)の上限を超えた。そのため、熱間加工性が劣化し、連続鋳造後の鋼片に割れが発生した例である。 In Test No. 18, fn2 exceeded the upper limit of Expression (2). Therefore, the hot workability is deteriorated, and the steel slab after continuous casting is cracked.
試験番号19のMn含有量は高すぎた。そのため、HRが1.30以下と低く、耐水素脆化特性が低かった。 In test number 19, the Mn content was too high. Therefore, the HR was as low as 1.30 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiments of the present invention have been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for implementing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
本発明のボルトは、1000〜1300MPaの高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有するので、自動車、産業機械、建築等に用いられる部材、特に、エンジンシリンダーヘッドボルト、コンロッドボルト、ハブボルト等の自動車用ボルトに好適である。 Since the bolt of the present invention has high strength of 1000 to 1300 MPa and excellent hydrogen embrittlement resistance, it is a member used for automobiles, industrial machines, buildings, etc., particularly, engine cylinder head bolts, connecting rod bolts. Suitable for automobile bolts such as hub bolts.
Claims (4)
Sb:0.001〜0.100%、Sn:0.001〜0.100%、Bi:0.001〜0.100%の1種または2種以上を含有し、
O:0.0020%以下、P:0.020%以下、S:0.020%以下に制限され、
残部はFe及び不純物からなり、式(1)及び式(2)を満たす化学組成を有し、
軸部の引張強度が1000〜1300MPaであることを特徴とするボルト。
0.50≦C+(1/10)×Si+(1/5)×Mn+(5/22)×Cr≦0.85・・・(1)
0.003≦Sb+Sn+Bi≦0.100・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。 In mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.10 to 1.50%, Mn: 0.20 to less than 0.40%, Cr: 0.70 to less than 1.60%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.050%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0015 to 0.0080%, Cu: 0.50% In the following, Ni: 0.30% or less, Mo: 0.05% or less, V: 0.050% or less, Nb: 0.050% or less,
Sb: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.100%, Bi: 0.001 to 0.100%
O: 0.0020% or less, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less,
The balance consists of Fe and impurities and has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2),
A bolt having a shaft with a tensile strength of 1000 to 1300 MPa.
0.50 ≦ C + (1/10) × Si + (1/5) × Mn + (5/22) × Cr ≦ 0.85 (1)
0.003 ≦ Sb + Sn + Bi ≦ 0.100 (2)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).
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