JP2024500152A - 遅れ破壊抵抗性が向上した線材、部品およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明の目的は、遅れ破壊抵抗性が向上した線材、部品およびその製造方法を提供することである。【解決手段】本発明による遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たすことを特徴とする。［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）【選択図】図１
Description
本発明は、遅れ破壊抵抗性が向上した線材、部品およびその製造方法に係り、より詳細には、多様な応力および腐食環境に露出する自動車、構造物の締結用ボルトなどに使用できる線材、部品およびその製造方法に関する。
自動車、構造物の締結用ボルトなどの素材に使用される線材は、自動車の軽量化および構造物の小型化に伴い、高強度化が要求されている。一般的に、鋼材の強度増加のためには、金属の強化機構である冷間加工、結晶粒微細化、マルテンサイト強化および析出強化などを活用する。
しかしながら、このような強化機構として活用された冷間加工、結晶粒界、マルテンサイトラス（ｌａｔｈ）境界および微細析出物境界などは、鋼材内水素のトラップ部として作用し、また、遅れ破壊を劣化させる原因として作用する。このような理由で、引張強度１ＧＰａ以上の高強度ボルトでは、遅れ破壊が劣化する問題がある。
このような問題を解決するために、従来、焼き戻しマルテンサイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）組織を有する１ＧＰａ以上のボルト用鋼材は、Ｍｏを添加したＣｒ－Ｍｏ合金鋼を使用していたが、ボルト製造工程技術の発展によるコスト低減ニーズに対応するためにＣｒ－Ｍｏ鋼をＣｒ－Ｂ鋼に置き換えようとする試みがあった。その結果、安全に大きな影響がない構造物に使用されるボルトからＣｒ－Ｂ鋼を活用してコスト低減を具現し、その安全性を確認した後、自動車の一部締結用ボルトにもＣｒ－Ｂ鋼が適用されている。
ひいては、自動車業界では、極限までのコスト低減のためにＣｒ－Ｂ鋼よりさらにコスト低減が可能なボルト用素材を開発するためのニーズがある。このようなニーズに対応するために、最近では、Ｃｒに比べて安価なＭｎを活用するＭｎ－Ｂ鋼を１ＧＰａ以上の高強度ボルト用素材に適用するための技術開発が行われている。
しかしながら、Ｍｎは、Ｃｒに比べてフェライト基地内に高い固溶強化を誘発するので、Ｍｎ－Ｂの鋼は、ボルトの製造時にボルトのねじ部にクラックが発生することがある。したがって、１ＧＰａ以上の高強度ボルトを製造するために添加されるＭｎの含有量が高い鋼は、ボルトねじ部のクラックによって遅れ破壊が発生しうる短所があり、高強度ボルトに適用するのには問題がある。
本発明の目的とするところは、合金元素の制御を通じて、Ｍｎ－Ｂ鋼の固溶強化効果を最適化し、成形性を向上させることによって、遅れ破壊抵抗性が向上した高強度ボルト用線材、ボルトおよびその製造方法を提供しようとするものである。
本発明の遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たすことを特徴とする。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
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（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
また、下記関係式２を満たすことができる。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
また、本発明の一ＴｉＮ介在物のサイズは、１５μｍ以下であってもよい。
本発明の遅れ破壊抵抗性が向上した線材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たす鋼材を８８０～９８０℃で仕上げ圧延する段階と、
８３０～９３０℃で巻き取る段階とを含むことを特徴とする。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
８３０～９３０℃で巻き取る段階とを含むことを特徴とする。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
また、本発明の、鋼材は、下記関係式２を満たすことができる。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
本発明の遅れ破壊抵抗性が向上した部品の製造方法は、本発明によって製造した線材を伸線する段階と、伸線した線材を７４５～７７０℃で球状化熱処理する段階と、球状化熱処理した線材を８７０～９４０℃の温度範囲で加熱する段階と、球状化熱処理した線材を５０～８０℃の温度範囲で焼入する段階と、焼入した部品を４００～６００℃の温度範囲で焼き戻しする段階とを含むことを特徴とする。
本発明の遅れ破壊抵抗性が向上した部品は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たすことを特徴とする。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
また、本発明の部品は、下記関係式２を満たす。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する）
また、本発明の部品は、体積分率で、残留オーステナイトを０．３～２％および残余の焼き戻しマルテンサイト組織を含む。
本発明によれば、遅れ破壊抵抗性が向上した高強度ボルト用部品は、Ｍｎ－Ｂ鋼のボルトねじ部の加工時の成形性を向上させることによって、ボルトねじ部のクラックを発生させないので、１Ｇｐａ級高強度ボルトで遅れ破壊を抑制することができる。
本明細書が実施例のすべての要素を説明するものではなく、本発明の属する技術分野において一般的な内容または実施例の間に重複する内容は省略する。
また、任意の部分が或る構成要素を「含む」というとき、これは、特に反対になる記載がない限り、他の構成要素を除くものではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。
単数の表現は、文脈上、明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
以下、本発明を詳細に説明する。
以下の実施形態は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例のみに限定されず、他の形態で具体化することもできる。
以下の実施形態は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例のみに限定されず、他の形態で具体化することもできる。
本発明の発明者らは、ＳｉおよびＭｎの含有量を制御する場合、固溶強化効果を最適化して強度を確保しながらも、成形性を向上させることができ、ねじ部の成形劣化によるクラック発生を抑制し、遅れ破壊抵抗性を向上させることができることを知見した。
また、ＴｉおよびＮの含有量を制御し、ＴｉＮ介在物のサイズを制御することによって、結晶粒を微細化することができ、これによって、成形性が向上し、遅れ破壊抵抗性を確保することができることを知見し、本発明を完成するに至った。
本発明の一実施形態による遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなる。
以下、本発明の実施形態における合金成分元素含有量の数値限定理由について説明する。以下では、特段の言及がない限り、単位は、重量％である。
炭素（Ｃ）の含有量は、０．１５～０．３０％である。
Ｃは、製品の強度を確保するために添加される元素である。炭素含有量が０．１５％未満の場合、本発明において目標とする強度を確保することが難しく、０．３０％を超過する場合、焼入（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）の際に、ラスマルテンサイト（ｌａｔｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）境界で静水圧により形成される機械的安定性（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓｔａｂｉｌｉｚａｔｉｏｎ）に優れた残留オーステナイト形成を妨害し、遅れ破壊抵抗性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｃの含有量を０．１５～０．３０％に制限する。
Ｃは、製品の強度を確保するために添加される元素である。炭素含有量が０．１５％未満の場合、本発明において目標とする強度を確保することが難しく、０．３０％を超過する場合、焼入（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）の際に、ラスマルテンサイト（ｌａｔｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）境界で静水圧により形成される機械的安定性（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓｔａｂｉｌｉｚａｔｉｏｎ）に優れた残留オーステナイト形成を妨害し、遅れ破壊抵抗性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｃの含有量を０．１５～０．３０％に制限する。
シリコン（Ｓｉ）の含有量は、０．１５～０．２５％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために有用であるだけでなく、固溶強化を通した強度確保にも効果的な元素である。Ｓｉの含有量が０．１５％未満の場合、鋼の脱酸および固溶強化を通した強度確保が不十分であり、０．２５％を超過する場合には、固溶強化による成形性および衝撃特性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｓｉの含有量を０．１５～０．２５％に制限する。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために有用であるだけでなく、固溶強化を通した強度確保にも効果的な元素である。Ｓｉの含有量が０．１５％未満の場合、鋼の脱酸および固溶強化を通した強度確保が不十分であり、０．２５％を超過する場合には、固溶強化による成形性および衝撃特性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｓｉの含有量を０．１５～０．２５％に制限する。
マンガン（Ｍｎ）の含有量は、０．９５～１．３５％である。
Ｍｎは、硬化能を向上させる元素であり、基地組織内に置換型固溶体を形成し、固溶強化効果を奏する非常に有用な元素である。Ｍｎの含有量が０．９５％未満の場合、前述した固溶強化効果と硬化能が不十分で、本発明において目標とする強度確保が難しく、１．３５％を超過する場合には、固溶強化効果によって成形性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｍｎの含有量を０．９５～１．３５％に制限する。
Ｍｎは、硬化能を向上させる元素であり、基地組織内に置換型固溶体を形成し、固溶強化効果を奏する非常に有用な元素である。Ｍｎの含有量が０．９５％未満の場合、前述した固溶強化効果と硬化能が不十分で、本発明において目標とする強度確保が難しく、１．３５％を超過する場合には、固溶強化効果によって成形性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｍｎの含有量を０．９５～１．３５％に制限する。
リン（Ｐ）の含有量は、０．０３０％以下である（０％は除外）。
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させ、遅れ破壊抵抗性を減少させる元素である。したがって、本発明では、Ｐの上限を０．０３０％に制限する。
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させ、遅れ破壊抵抗性を減少させる元素である。したがって、本発明では、Ｐの上限を０．０３０％に制限する。
硫黄（Ｓ）の含有量は、０．０３０％以下である（０％は除外）。
Ｓは、Ｐと同様に、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、低融点硫化物を形成させて熱間圧延を阻害する元素である。したがって、本発明では、Ｓの上限を０．０３０％に制限する。
Ｓは、Ｐと同様に、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、低融点硫化物を形成させて熱間圧延を阻害する元素である。したがって、本発明では、Ｓの上限を０．０３０％に制限する。
チタン（Ｔｉ）の含有量は、０．０１５～０．０３０％である。
Ｔｉは、鋼中内に流入するＮと結合し、チタン炭窒化物（ＴｉＮ）を形成する元素である。本発明においてＴｉＮは、結晶粒を微細化することによって、部品成形時に成形劣化によるクラック発生を抑制し、遅れ破壊抵抗性を向上させることができる。また、Ｔｉは、ＴｉＮを形成するので、ｆｒｅｅ－Ｎ（自由Ｎ）がＢと結合するのを防止し、成形性を劣化させるＢＮ形成を抑制させることもできる。Ｔｉの含有量が０．０１５％未満の場合、前述したように、十分なＴｉＮが形成されず、自由ＮがＢＮを形成するので、Ｂの硬化能効果を活用しにくく、０．０３％を超過する場合には、粗大な炭窒化物が形成され、遅れ破壊抵抗性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｔｉの含有量を０．０１５～０．０３％に制限する。
Ｔｉは、鋼中内に流入するＮと結合し、チタン炭窒化物（ＴｉＮ）を形成する元素である。本発明においてＴｉＮは、結晶粒を微細化することによって、部品成形時に成形劣化によるクラック発生を抑制し、遅れ破壊抵抗性を向上させることができる。また、Ｔｉは、ＴｉＮを形成するので、ｆｒｅｅ－Ｎ（自由Ｎ）がＢと結合するのを防止し、成形性を劣化させるＢＮ形成を抑制させることもできる。Ｔｉの含有量が０．０１５％未満の場合、前述したように、十分なＴｉＮが形成されず、自由ＮがＢＮを形成するので、Ｂの硬化能効果を活用しにくく、０．０３％を超過する場合には、粗大な炭窒化物が形成され、遅れ破壊抵抗性が劣化することができる。したがって、本発明では、Ｔｉの含有量を０．０１５～０．０３％に制限する。
ボロン（Ｂ）の含有量は、０．００１０～０．００４０％である。
Ｂは、硬化能を向上させる元素である。Ｂの含有量が０．００１０％未満の場合、前述した硬化能向上効果を期待しにくく、０．００４０％を超過する場合には、結晶粒界にＦｅ２３（ＣＢ）６炭化物を形成させてオーステナイト結晶粒界の脆性を誘発し、ＢＮを形成して成形性を劣化させることによって、遅れ破壊抵抗性を劣化させる。したがって、本発明では、Ｂ含有量を０．００１０～０．００４０％に制限する。
Ｂは、硬化能を向上させる元素である。Ｂの含有量が０．００１０％未満の場合、前述した硬化能向上効果を期待しにくく、０．００４０％を超過する場合には、結晶粒界にＦｅ２３（ＣＢ）６炭化物を形成させてオーステナイト結晶粒界の脆性を誘発し、ＢＮを形成して成形性を劣化させることによって、遅れ破壊抵抗性を劣化させる。したがって、本発明では、Ｂ含有量を０．００１０～０．００４０％に制限する。
窒素（Ｎ）の含有量は、０．００１０～０．００８０％である。
Ｎは、炭窒化物を形成する元素である。Ｎの含有量が０．００１０％未満の場合、結晶粒を微細化するＴｉＮ析出物を十分に形成できず、０．００８０％を超過する場合、固溶窒素量が増加し、鋼の靭性および軟性が劣化することができ、ｆｒｅｅ－Ｎ（自由Ｎ）がＢと結合し、成形性を劣化させるＢＮを形成することができる。したがって、本発明では、Ｎの含有量を０．００１０～０．００８０％に制限する。
Ｎは、炭窒化物を形成する元素である。Ｎの含有量が０．００１０％未満の場合、結晶粒を微細化するＴｉＮ析出物を十分に形成できず、０．００８０％を超過する場合、固溶窒素量が増加し、鋼の靭性および軟性が劣化することができ、ｆｒｅｅ－Ｎ（自由Ｎ）がＢと結合し、成形性を劣化させるＢＮを形成することができる。したがって、本発明では、Ｎの含有量を０．００１０～０．００８０％に制限する。
合金組成以外の残部は、鉄（Ｆｅ）である。本発明の遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、通常、鋼の工業的生産過程で含まれ得るその他の不純物を含んでもよい。このような不純物は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者なら誰でも知ることができる内容であるから、本発明において特にその種類と含有量を制限しない。
本発明の一実施形態による遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、下記関係式１を満たす。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する。
本発明では、ＳｉおよびＭｎの含有量を制御して固溶強化効果を通じて強度を確保しながらも、過度な固溶強化効果を抑制して線材の成形性を向上させ、遅れ破壊抵抗性を向上させようとした。これによって、導き出された関係式１は、固溶強化効果を最適化するための数式である。関係式１の５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の値が２．０未満の場合、本発明において目標とする強度を確保できず、５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の値が２．４を超過する場合、過度な固溶強化効果によって、高強度部品の成形の際に成形劣化によるクラックが発生し、遅れ破壊を誘発することができる。したがって、本発明では、遅れ破壊抵抗性を向上させるために、５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の値を２．０～２．４に制限する。
また、本発明の一実施形態による遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、下記関係式２を満たす。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する。
本発明では、結晶粒を微細化し、成形性を向上させることによって、線材の遅れ破壊抵抗性を向上させようとした。本発明の発明者らは、研究を重ねたところ、ＴｉＮ介在物を形成し、そのサイズを制御して結晶粒を微細化し、ＢＮを抑制することによって、成形性および遅れ破壊抵抗性を確保することができた。これによって、導き出された関係式２は、ＴｉＮ介在物のサイズを制御し、ＢＮの形成を抑制するための数式である。関係式２の［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］値が１．０以下の場合、Ｔｉと結合しないｆｒｅｅ－Ｎにより形成されるＢＮなどによって成形性が劣化することができ、［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］値が２．０以上の場合、超過Ｔｉ（ｅｘｃｅｓｓ Ｔｉ）によってＴｉＮが粗大化し、結晶粒微細化効果を発揮することができない。したがって、本発明では、［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］値を１．０超過～２．０未満に制限する。
本発明において結晶粒を微細化するためのＴｉＮ介在物のサイズは、１５μｍ以下であってもよい。前述したように、ＴｉＮ介在物の最大サイズが１５μｍを超過する場合、結晶粒微細化による遅れ破壊抵抗性を確保しにくい。
また、本発明による線材により製造した遅れ破壊抵抗性が向上した部品は、体積分率で、残留オーステナイトを０．３～２％および残余の焼き戻しマルテンサイト組織を含む。残留オーステナイト組織分率が０．３％未満の場合、遅れ破壊抵抗性を劣化させる水素拡散を遅延させる障害物の役割を期待しにくく、２％を超過する場合、残留オーステナイトがラス境界だけでなく、オーステナイト結晶粒界などに厚く形成され、水素拡散を遅延させにくく、これによって、遅れ破壊抵抗性の改善効果を低減することができる。
次に、本発明の一実施形態による遅れ破壊抵抗性が向上した線材および部品の製造方法について説明する。
本発明による遅れ破壊抵抗性が向上した線材および部品は、多様な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。ただし、一実施形態として次のような方法によって製造することができる。
本発明による遅れ破壊抵抗性が向上した線材は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなる鋼材を８８０～９８０℃で仕上げ圧延する段階と、８３０～９３０℃で巻き取る段階とを含む。
まず、前述した合金組成を満たす鋼材を用意し、８８０～９８０℃で仕上げ線材圧延する。その後、圧延した線材を８３０～９３０℃でコイル形状に巻き取る。
この際、線材圧延温度が８８０℃未満または巻取温度が８３０℃未満の場合、表面層が準二相域であるから、相変態による表面フェライト脱炭層を形成することができ、ボルトの熱処理時にも表面にフェライト脱炭層が形成され、遅れ破壊抵抗性を劣化させることができる。また、ボルト製品の旧オーステナイト結晶粒径が微細になり、残留オーステナイト分率が高まって、遅れ破壊抵抗性を劣化さることができる。なお、線材仕上げ圧延温度が９８０℃を超過したり、巻取温度が９３０℃を超過したりする場合、拡散によって脱炭が加速化し、表面にフェライト脱炭層を形成することができ、旧オーステナイト結晶粒径が粗大になり、遅れ破壊抵抗性を劣化することができる。
次に、巻き取られた線材は、目的に合うように、伸線－球状化熱処理－皮膜処理－ボルト成形－オーステナイト化（ａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇ）－焼入－焼き戻しを行うことによって、最終ボルト用部品に製造することができる。ただし、一実施形態として次のような方法によって製造することができる。
本発明の一実施形態によるボルト用部品の製造方法は、本発明によって製造した線材を伸線する段階と、伸線した線材を７４５～７７０℃で球状化熱処理する段階と、球状化熱処理した線材を８７０～９４０℃で加熱する段階と、球状化熱処理した線材を５０～８０℃で焼入する段階と、４００～６００℃で焼き戻しする段階とを含む。
この際、球状化熱処理は、７４５～７７０℃で行われ得る。熱処理温度が７４５℃未満であるか、７７０℃を超過する場合、球状化率が低くなるにつれて、球状化熱処理材の硬度が高まり、ボルト成形後、ねじ部の加工時に成形性が劣化し、そのため、ねじ部クラックを誘発することができる。
オーステナイト化熱処理は、８７０～９４０℃で行われ得る。熱処理温度が８７０℃未満の場合、オーステナイト逆変態が十分に起こらないので、焼入後、マルテンサイト組織が不均一に形成され、靭性が劣化することができる。なお、熱処理温度が９４０℃を超過する場合には、旧オーステナイト結晶粒度が粗大になり、遅れ破壊抵抗性が劣化することができる。
また、焼入は、５０～８０℃の温度範囲で行われ得る。焼入冷媒の温度が５０℃未満の場合、ボルトのねじ山で熱変形による微細な焼入割れ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ Ｃｒａｃｋ）が発生することがあり、遅れ破壊を誘発することができ、８０℃を超過する場合、十分な焼入が行われず、ラスに機械的安定残留オーステナイトの他に、旧オーステナイト結晶粒界に残留オーステナイトが形成され、かえって水素の捕捉部として作用し、遅れ破壊を誘発することができる。
また、焼き戻しは、４００～６００℃の温度範囲で行われ得、最終製品の用途および目的に合うように、強度および靭性を付与することができる。焼き戻し温度が４００℃未満の場合、焼き戻しによる脆性を誘発することができ、６００℃を超過する場合、本発明において意図する強度を具現し難い。
本発明によって製造した遅れ破壊抵抗性が向上した部品は、体積分率で、残留オーステナイトを０．３～２％および残余の焼き戻しマルテンサイト組織を含む。
以下、実施例に基づいて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意すべきである。本発明の権利範囲は、特許請求範囲に記載された事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるものであるからである。
実施例
下記表１の合金組成を満たす発明例１～６、比較例１～５の線材を本発明による製造条件で製造し、最終試験用ボルトを得た。具体的には、下記表１の合金組成を満たす鋼片を８８０～９８０℃で仕上げ線材圧延し、８３０～９３０℃でコイル形状に巻き取った後、巻き取られた線材を最大温度７４５～７７０℃で球状化熱処理した。次に、球状化熱処理した線材をボルトに成形し、８７０～９４０℃でオーステナイト化した後、５０～８０℃の冷媒に焼入し、その後、１０５０±１６ＭＰａの引張強度を確保するために、４００～６００℃の温度で焼き戻しを行い、最終ボルト製品を得た。
下記表１の合金組成を満たす発明例１～６、比較例１～５の線材を本発明による製造条件で製造し、最終試験用ボルトを得た。具体的には、下記表１の合金組成を満たす鋼片を８８０～９８０℃で仕上げ線材圧延し、８３０～９３０℃でコイル形状に巻き取った後、巻き取られた線材を最大温度７４５～７７０℃で球状化熱処理した。次に、球状化熱処理した線材をボルトに成形し、８７０～９４０℃でオーステナイト化した後、５０～８０℃の冷媒に焼入し、その後、１０５０±１６ＭＰａの引張強度を確保するために、４００～６００℃の温度で焼き戻しを行い、最終ボルト製品を得た。
次に、発明例１～６、比較例１～５のボルト製品について、ＴｉＮ析出物の最大サイズ、遅れ破壊クラックの有無を評価し、関係式１および関係式２の値と共に表２に示した。ＴｉＮ析出物の最大サイズは、ボルト製品をＬ断面（Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に切開し、１６０ｍｍ２面積を３０ｆｉｅｌｄ観察し、極値解析（ｅｘｔｒｅｍｅ ｖａｌｕｅ ａｎａｌｙｓｉｓ）を通じて測定される介在物のサイズを最大介在物のサイズと定義し、その値を下記表２に示した。
遅れ破壊抵抗性は、ボルト製品を降伏強度の締結力で構造物に締結した後、５％塩酸＋９５％蒸留水溶液に１０分間浸漬し、応力集中部であるねじ山にクラック有無を観察する遅れ破壊シミュレーションで進めた。クラックが発生しない場合は、Ｘ、クラックが発生した場合は、○で示した。
表２から確認できるように、本発明において提案する合金組成、関係式およびＴｉＮサイズを満たす発明例１～６は、遅れ破壊抵抗性の評価前後にボルト製品のねじ部で遅れ破壊クラックが発生しなかった。一方、比較例１は、［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］値が２．５０６であり、本発明において提案する上限値である２．０を超過し、粗大なＴｉＮが形成され、そのため、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例２は、［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］値が３．０７０であり、本発明において提案する上限値である２．０を超過し、粗大なＴｉＮが形成され、そのため、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例３は、Ｓｉの含有量が０．２６％であり、本発明において提案する上限値である０．２５％を超過し、５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］値が２．５８であり、本発明において提案する上限値である２．４を超過し、過度な固溶強化効果によって球状化熱処理後にボルトねじ部の成形性が劣化し、遅れ破壊クラックが発生した。図１は、遅れ破壊抵抗性の評価前の比較例３のねじ部を観察した写真である。図１を参照すると、比較例３は、本発明において提案する条件を満たしていないので、遅れ破壊クラックが発生し、遅れ破壊抵抗性を確保しなかったことを確認することができる。
比較例４は、Ｍｎの含有量が１．４５％であり、本発明において提案する上限値である１．３５％を超過し、５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］値が２．６１であり、本発明において提案する上限値である２．４を超過し、過度な固溶強化効果によって球状化熱処理後にボルトねじ部の成形性が劣化し、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例５は、Ｃの含有量が０．３３％であり、本発明において提案する上限値である０．３０％を超過し、機械的安定性に優れた残留オーステナイト組織の形成が抑制され、遅れ破壊クラックが発生した。
次に、本発明による前記表１の発明例３の合金組成を満たす発明例３、比較例６－１～６－６を下記表３のような製造条件で製造し、最終ボルト製品を得た。
本発明による仕上げ圧延温度、巻取温度、球状化熱処理温度およびオーステナイト化温度を満たす発明例３は、遅れ破壊クラックが発生しなかった。一方、比較例６－１は、圧延温度が９９０℃であり、本発明において提案する上限である９８０℃を超過し、巻取温度も９４０℃であり、本発明において提案する上限である９３０℃を超過し、線材において旧オーステナイト結晶粒径が粗大になり、ボルト製品の旧オーステナイト結晶粒径も粗大になるにつれて、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例６－２は、圧延温度が８７０℃であり、本発明において提案する下限である８８０℃に達せず、巻取温度も８２０℃であり、本発明において提案する下限である８３０℃に達せず、線材において旧オーステナイト結晶粒径が微細になり、ボルト製品の旧オーステナイト結晶粒径も微細になるにつれて、残留オーステナイト分率が高まり、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例６－３は、オーステナイト化熱処理温度が９５０℃であり、本発明において提案する上限である９４０℃を超過し、ボルト製品の旧オーステナイト結晶粒径が粗大になるにつれて、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例６－４は、オーステナイト化熱処理温度が８６０℃であり、本発明において提案する下限である８７０℃に達せず、ボルト製品が十分にオーステナイト化しない状態でＱＴ熱処理が行われ、未固溶のパーライトが形成され、これによって、遅れ破壊クラックが発生した。
比較例６－５は、球状化温度が７４０℃であり、本発明において提案する下限である７４５℃に達せず、比較例６－６は、球状化温度が７７５℃であり、本発明において提案する上限である７７０℃を超過し、球状化率が低く、熱処理が十分に行われず、成形性が劣化し、遅れ破壊クラックが発生した。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、当該技術分野における通常の知識を有する者なら、本明細書に記載する請求範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で多様な変更および変形が可能であることを理解することができる。
Claims (9)
- 重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、
下記関係式１を満たすことを特徴とする、遅れ破壊抵抗性が向上した線材。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - 下記関係式２を満たすことを特徴とする請求項１に記載の遅れ破壊抵抗性が向上した線材。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - ＴｉＮ介在物のサイズが１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の線材。
- 重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たす鋼材を８８０～９８０℃で仕上げ圧延する段階と、
８３０～９３０℃で巻き取る段階と、を含むことを特徴とする遅れ破壊抵抗性が向上した、線材の製造方法。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - 前記鋼材は、下記関係式２を満たすことを特徴とする請求項４に記載の線材の製造方法。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - 請求項４又は請求項５によって製造した線材を伸線する段階と、
前記伸線した線材を７４５～７７０℃で球状化熱処理する段階と、
前記球状化熱処理した線材を８７０～９４０℃の温度範囲で加熱する段階と、
前記球状化熱処理した線材を５０～８０℃の温度範囲で焼入する段階と、
前記焼入した部品を４００～６００℃の温度範囲で焼き戻しする段階と、を含むことを特徴とする遅れ破壊抵抗性が向上した部品の製造方法。 - 重量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．１５～０．２５％、Ｍｎ：０．９５～１．３５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１５～０．０３０％、Ｂ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％を含み、残部がＦｅおよび不可避な不純物からなり、下記関係式１を満たすことを特徴とする遅れ破壊抵抗性が向上した部品。
［関係式１］２．０≦５．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦２．４
（関係式１中、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - 下記関係式２を満たすことを特徴とする請求項７に記載の部品。
［関係式２］１．０＜［Ｔｉ］／３．４２［Ｎ］＜２．０
（関係式２中、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれは、当該元素の含有量（重量％）を意味する） - 体積分率で、残留オーステナイトを０．３～２％および残余の焼き戻しマルテンサイト組織を含むことを特徴とする請求項７に記載の部品。
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