JP3535754B2 - 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたｂ含有鋼およびその製造方法並びにボルト - Google Patents
冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたｂ含有鋼およびその製造方法並びにボルトInfo
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車等の車両用
や産業機械用として使用されるボルト等に多用されてい
るＢ含有鋼に関するものであり、殊に冷間加工性および
耐遅れ破壊性のいずれにも優れたＢ含有鋼、およびこう
したＢ含有鋼を製造する為の有用な方法、並びにこうし
たＢ含有鋼によって製造されたボルト等に関するもので
ある。
や産業機械用として使用されるボルト等に多用されてい
るＢ含有鋼に関するものであり、殊に冷間加工性および
耐遅れ破壊性のいずれにも優れたＢ含有鋼、およびこう
したＢ含有鋼を製造する為の有用な方法、並びにこうし
たＢ含有鋼によって製造されたボルト等に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】鋼材をボルト等の部品に加工する場合に
は、熱間圧延材（熱間圧延ままの鋼材）或はその後軟化
熱処理した鋼材を冷間伸線した後に、冷間鍛造で部品形
状に成形されることが多い。更にその後、鋼材の最終の
機械的性質を満足させるという観点から、焼戻しマルテ
ンサイト組織を得る為の調質処理が施されるのが一般的
である。この様な調質処理後に良好な機械的性質を得る
には、焼入れ性が良好であることが必要であるが、Ｃ添
加量を増加したり合金元素を添加することによって焼入
れ性を向上させた場合には、熱間圧延まま材の強度が高
くなり過ぎて冷間加工性が大幅に低下する。その結果、
冷鍛前に軟化熱処理が必要となり、大きなコストアップ
の要因となる。
は、熱間圧延材（熱間圧延ままの鋼材）或はその後軟化
熱処理した鋼材を冷間伸線した後に、冷間鍛造で部品形
状に成形されることが多い。更にその後、鋼材の最終の
機械的性質を満足させるという観点から、焼戻しマルテ
ンサイト組織を得る為の調質処理が施されるのが一般的
である。この様な調質処理後に良好な機械的性質を得る
には、焼入れ性が良好であることが必要であるが、Ｃ添
加量を増加したり合金元素を添加することによって焼入
れ性を向上させた場合には、熱間圧延まま材の強度が高
くなり過ぎて冷間加工性が大幅に低下する。その結果、
冷鍛前に軟化熱処理が必要となり、大きなコストアップ
の要因となる。
【０００３】ところで硼素（Ｂ）は、少量の添加で焼入
れ性を大幅に向上させる元素であることから、鋼中のＣ
量を低減させても同一の焼入れ性を確保することがで
き、冷間加工性との両立を図ることが可能となるので、
近年多くの分野で使用されている。Ｂによる焼入れ性向
上効果を発揮させるには、ＢＮの析出を抑制してフリー
のＢとして鋼中に存在させる必要がある。その為には、
ＮをＴｉによって固定するのが最も効果的であることが
知られている。しかしながら、このように成分調整した
Ｂ含有鋼においても、冷間加工性の更なる向上を図るべ
く熱間圧延まま材の強度低下が要求されており、これま
でにも熱間圧延まま材の金属組織を制御圧延で制御する
ことによって軟質化を狙った技術が数多く提案されてい
る（例えば、特公昭６１−５９３７９号、同６１−３７
３３３号、特公平７−５９６０号等）。
れ性を大幅に向上させる元素であることから、鋼中のＣ
量を低減させても同一の焼入れ性を確保することがで
き、冷間加工性との両立を図ることが可能となるので、
近年多くの分野で使用されている。Ｂによる焼入れ性向
上効果を発揮させるには、ＢＮの析出を抑制してフリー
のＢとして鋼中に存在させる必要がある。その為には、
ＮをＴｉによって固定するのが最も効果的であることが
知られている。しかしながら、このように成分調整した
Ｂ含有鋼においても、冷間加工性の更なる向上を図るべ
く熱間圧延まま材の強度低下が要求されており、これま
でにも熱間圧延まま材の金属組織を制御圧延で制御する
ことによって軟質化を狙った技術が数多く提案されてい
る（例えば、特公昭６１−５９３７９号、同６１−３７
３３３号、特公平７−５９６０号等）。
【０００４】一方、Ｂ含有鋼は冷間加工性・焼入れ性が
良好であることが注目され、従来では低合金鋼が使用さ
れていた高強度ボルトに対しても、上記の様なＢ含有鋼
の適用が検討されている。しかしながら、Ｂ含有鋼の場
合には、調質処理中に旧オーステナイト粒径が粗大化し
易いことや、耐遅れ破壊性が低合金鋼と比較して不十分
であり、高強度ボルト用鋼として適用するには課題が残
されている。
良好であることが注目され、従来では低合金鋼が使用さ
れていた高強度ボルトに対しても、上記の様なＢ含有鋼
の適用が検討されている。しかしながら、Ｂ含有鋼の場
合には、調質処理中に旧オーステナイト粒径が粗大化し
易いことや、耐遅れ破壊性が低合金鋼と比較して不十分
であり、高強度ボルト用鋼として適用するには課題が残
されている。
【０００５】本発明者らも、Ｂ含有鋼を高強度ボルト用
鋼に適用することについて様々な角度から研究を進めて
おり、Ｂ含有鋼中の析出物制御の観点から耐遅れ破壊性
の向上を図った技術を開発し、その技術的意義が認めら
れたので先に特許出願している（特願平８−１９１１３
４号）。この技術によって耐遅れ破壊性については優れ
た特性が得られたのであるが、冷間加工性については十
分に考慮しておらず、冷間加工性と耐遅れ破壊性の両立
は達成されなかった。冷間加工性と耐遅れ破壊性の両立
を図る試みとして、例えば特開平８−６０２４５号の技
術も提案されているが、成分バランス調整だけによって
それを達成しようとするものであることから両特性の向
上には限界があり、依然として改良の余地が残されてい
た。
鋼に適用することについて様々な角度から研究を進めて
おり、Ｂ含有鋼中の析出物制御の観点から耐遅れ破壊性
の向上を図った技術を開発し、その技術的意義が認めら
れたので先に特許出願している（特願平８−１９１１３
４号）。この技術によって耐遅れ破壊性については優れ
た特性が得られたのであるが、冷間加工性については十
分に考慮しておらず、冷間加工性と耐遅れ破壊性の両立
は達成されなかった。冷間加工性と耐遅れ破壊性の両立
を図る試みとして、例えば特開平８−６０２４５号の技
術も提案されているが、成分バランス調整だけによって
それを達成しようとするものであることから両特性の向
上には限界があり、依然として改良の余地が残されてい
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこの様な状況
の下でなされたものであり、その目的は、冷間加工性と
耐遅れ破壊性を両立したＢ含有鋼、およびこうしたＢ含
有鋼を製造するための有用な方法、並びに上記したＢ含
有鋼からなるボルト等を提供することにある。
の下でなされたものであり、その目的は、冷間加工性と
耐遅れ破壊性を両立したＢ含有鋼、およびこうしたＢ含
有鋼を製造するための有用な方法、並びに上記したＢ含
有鋼からなるボルト等を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明のＢ含有鋼とは、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｂ：
０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％、Ｎ：０．００２５〜０．０１０％を含み、 更に他の成分として、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％およびＡｌ：０．０１〜０．１０
％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物である、 熱間圧延材また
は熱間圧延後に冷間伸線された鋼材であって、下記
（１）および（２）の少なくともいずれかの要件を満足
する点に要旨を有するものである。 （１）抽出残渣法により抽出された粒径：０．１μｍ超
の析出物に含まれるＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ
量の６０％以上である。 （２）抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観
察される粒径：０．０ １〜０．２μｍのＴｉ系
析出物の平均個数が、２５μｍ2 の観察視野中
において１０〜５００個である。
発明のＢ含有鋼とは、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｂ：
０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
１％、Ｎ：０．００２５〜０．０１０％を含み、 更に他の成分として、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％およびＡｌ：０．０１〜０．１０
％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物である、 熱間圧延材また
は熱間圧延後に冷間伸線された鋼材であって、下記
（１）および（２）の少なくともいずれかの要件を満足
する点に要旨を有するものである。 （１）抽出残渣法により抽出された粒径：０．１μｍ超
の析出物に含まれるＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ
量の６０％以上である。 （２）抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観
察される粒径：０．０ １〜０．２μｍのＴｉ系
析出物の平均個数が、２５μｍ2 の観察視野中
において１０〜５００個である。
【０００８】上記化学成分を有するＢ含有鋼において
は、必要に応じて下記(i) 〜(iv)の成分を含有させるこ
とも有効であり、その含有する成分の種類に応じてその
特性が更に改善される。(i) Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以
下（０％を含まない）お よびＣｒ：２％以下（０％
を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上(ii) Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）(iii) Ｎｂ：０．００５〜０．１％および／またはＶ：
０．００５〜０．３％(iv) Ｃａ：０．０００３〜０．００１％ また上記した要件を満足するＢ含有を用いて製造するこ
とによって、冷間加工性と耐遅れ破壊性が両立した高強
度ボルトが得られる。
は、必要に応じて下記(i) 〜(iv)の成分を含有させるこ
とも有効であり、その含有する成分の種類に応じてその
特性が更に改善される。(i) Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以
下（０％を含まない）お よびＣｒ：２％以下（０％
を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上(ii) Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）(iii) Ｎｂ：０．００５〜０．１％および／またはＶ：
０．００５〜０．３％(iv) Ｃａ：０．０００３〜０．００１％ また上記した要件を満足するＢ含有を用いて製造するこ
とによって、冷間加工性と耐遅れ破壊性が両立した高強
度ボルトが得られる。
【０００９】一方、上記目的を達成し得た本発明のＢ含
有鋼の製造方法とは、下記（ａ）〜（ｃ）の条件を満足
させつつ操業する点に要旨を有する冷間加工性と耐遅れ
破壊に優れたＢ含有鋼の製造方法である。 （ａ）ビレット再加熱温度：９５０℃以上 （ｂ）仕上げ圧延温度（すなわち最終圧延パス前または
圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温
度）：７００〜９００℃ （ｃ）仕上げ圧延後、７５０℃から６５０℃までの平均
冷却速度：１℃／秒
有鋼の製造方法とは、下記（ａ）〜（ｃ）の条件を満足
させつつ操業する点に要旨を有する冷間加工性と耐遅れ
破壊に優れたＢ含有鋼の製造方法である。 （ａ）ビレット再加熱温度：９５０℃以上 （ｂ）仕上げ圧延温度（すなわち最終圧延パス前または
圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温
度）：７００〜９００℃ （ｃ）仕上げ圧延後、７５０℃から６５０℃までの平均
冷却速度：１℃／秒
【００１０】
【発明の実施の形態】上記のようなＢ含有鋼において
は、焼入れ性の安定確保のためにＢＮの析出を抑制する
必要があり、Ｎを固着させるためにＴｉが添加されてい
る。冷間加工性の向上のためには熱間圧延まま材の強度
低下が必要であるが、Ｔｉは鋼中でＴｉＮ、ＴｉＣ或は
これらと類似の微細析出物となりマトリックスを析出強
化させることがある。冷間加工性を向上させるという観
点からすれば、こうした析出強化をできるかぎり抑制さ
せることが望ましいと言える。しかしながら、これらの
微細析出物は調質後の旧オーステナイト粒径粗大化防止
や耐遅れ破壊性の向上に有効に作用するので、全くゼロ
にすることはできない。
は、焼入れ性の安定確保のためにＢＮの析出を抑制する
必要があり、Ｎを固着させるためにＴｉが添加されてい
る。冷間加工性の向上のためには熱間圧延まま材の強度
低下が必要であるが、Ｔｉは鋼中でＴｉＮ、ＴｉＣ或は
これらと類似の微細析出物となりマトリックスを析出強
化させることがある。冷間加工性を向上させるという観
点からすれば、こうした析出強化をできるかぎり抑制さ
せることが望ましいと言える。しかしながら、これらの
微細析出物は調質後の旧オーステナイト粒径粗大化防止
や耐遅れ破壊性の向上に有効に作用するので、全くゼロ
にすることはできない。
【００１１】そこで本発明者らは、結晶粒粗大化防止や
耐遅れ破壊性向上を図りながら、熱間圧延ままの強度低
下に最適な析出物を形成させる為の形態制御を行うこと
が必要であると考え、研究開発を行った。尚従来では上
述の如く、Ｂ含有鋼において制御圧延で熱間圧延まま材
の金属組織を制御することによる軟質化を狙った技術
（前記した特公昭６１−５９３７９号、特公昭６１−３
７３３３号、特公平７−５９６０号等）、或は成分バラ
ンスの調整を主に考慮して、冷間加工性と耐遅れ破壊性
の両立を図った特許（前記した特開平８−６０２４５
号）は提案されていたが、析出物の形態制御によって軟
質化と他の特性の両立を試みた例はなかった。
耐遅れ破壊性向上を図りながら、熱間圧延ままの強度低
下に最適な析出物を形成させる為の形態制御を行うこと
が必要であると考え、研究開発を行った。尚従来では上
述の如く、Ｂ含有鋼において制御圧延で熱間圧延まま材
の金属組織を制御することによる軟質化を狙った技術
（前記した特公昭６１−５９３７９号、特公昭６１−３
７３３３号、特公平７−５９６０号等）、或は成分バラ
ンスの調整を主に考慮して、冷間加工性と耐遅れ破壊性
の両立を図った特許（前記した特開平８−６０２４５
号）は提案されていたが、析出物の形態制御によって軟
質化と他の特性の両立を試みた例はなかった。
【００１２】ところで熱間圧延まま材の強度低下や調質
熱処理中の結晶粒粗大化防止、更には耐遅れ破壊性向上
の全てに微細析出物が影響を及ぼすが、最適な析出物形
態は特性によって異なる。まず熱間圧延まま材の強度
は、フェライト中に析出する微細整合ＴｉＣによる影響
が最も大きく、微細整合ＴｉＣが多くなると強度が上昇
する。従って、熱間圧延まま材の強度を低下させるに
は、フェライト域で析出するＴｉＣ系微細整合析出物を
抑制することが必要である。ビレット再加熱前に析出し
ていた粗大析出物を再固溶させない温度でビレットを再
加熱することで、フェライト域での析出を抑制させるこ
とができるが、この方法では後述するように結晶粒粗大
化と耐遅れ破壊性向上に有効でない。オーステナイト中
で析出する非整合析出物はそれほど強化に寄与しないの
で、この様な析出物を有効に利用することが望ましい。
熱処理中の結晶粒粗大化防止、更には耐遅れ破壊性向上
の全てに微細析出物が影響を及ぼすが、最適な析出物形
態は特性によって異なる。まず熱間圧延まま材の強度
は、フェライト中に析出する微細整合ＴｉＣによる影響
が最も大きく、微細整合ＴｉＣが多くなると強度が上昇
する。従って、熱間圧延まま材の強度を低下させるに
は、フェライト域で析出するＴｉＣ系微細整合析出物を
抑制することが必要である。ビレット再加熱前に析出し
ていた粗大析出物を再固溶させない温度でビレットを再
加熱することで、フェライト域での析出を抑制させるこ
とができるが、この方法では後述するように結晶粒粗大
化と耐遅れ破壊性向上に有効でない。オーステナイト中
で析出する非整合析出物はそれほど強化に寄与しないの
で、この様な析出物を有効に利用することが望ましい。
【００１３】また調質熱処理中の結晶粒粗大化防止に
は、ビレット再加熱時に溶け込まないような粗大な析出
物ではその効果を発揮させることはできない。従って、
再固溶後に微細析出物を再析出させる必要がある。しか
し、フェライト域で析出する微細な析出物を熱間圧延ま
ま材で析出させても、その後の調質処理でオーステナイ
ト域保持中に短時間で再固溶し、或はオストワルド成長
するので、オーステナイトの低温域で析出した析出物と
比較して、結晶粒粗大化防止には効果的とは言えない。
ここでオーステナイトの低温域とは、一般的に９００℃
以下のオーステナイト状態を規定し、Ａｅ3 点以下で未
変態状態のオーステナイトも含めたものである。
は、ビレット再加熱時に溶け込まないような粗大な析出
物ではその効果を発揮させることはできない。従って、
再固溶後に微細析出物を再析出させる必要がある。しか
し、フェライト域で析出する微細な析出物を熱間圧延ま
ま材で析出させても、その後の調質処理でオーステナイ
ト域保持中に短時間で再固溶し、或はオストワルド成長
するので、オーステナイトの低温域で析出した析出物と
比較して、結晶粒粗大化防止には効果的とは言えない。
ここでオーステナイトの低温域とは、一般的に９００℃
以下のオーステナイト状態を規定し、Ａｅ3 点以下で未
変態状態のオーステナイトも含めたものである。
【００１４】更に、耐遅れ破壊性の向上については、Ｔ
ｉＣ系析出物を水素のトラップサイトとして利用し、有
害な拡散性水素量を減少させることが有効であることが
知られている。ＴｉＣ系析出物による水素トラッピング
は、該析出物とマトリックスとの界面で起こると考えら
れているので、比表面積を増大させる析出物サイズ減少
は、トラッピング能力をアップし、耐遅れ破壊性の向上
に有効であると考えられる。しかし、耐遅れ破壊性が問
題になるのは、調質後であるので、その時点での析出物
形態が重要となる。従って、圧延後にいくら微細な析出
物を多数析出させても、オーステナイト域保持中に再固
溶、またはオストワルド成長で粗大化するので有効に利
用されない。つまり、フェライト域で析出した微細析出
物は、オーステナイト低温域で析出した析出物と比較し
て、水素トラッピングの向上は期待できない。またビレ
ット再加熱前に析出していた粗大析出物は、調質時に粗
大なまま残されるので、耐遅れ破壊性向上の効果が小さ
い。
ｉＣ系析出物を水素のトラップサイトとして利用し、有
害な拡散性水素量を減少させることが有効であることが
知られている。ＴｉＣ系析出物による水素トラッピング
は、該析出物とマトリックスとの界面で起こると考えら
れているので、比表面積を増大させる析出物サイズ減少
は、トラッピング能力をアップし、耐遅れ破壊性の向上
に有効であると考えられる。しかし、耐遅れ破壊性が問
題になるのは、調質後であるので、その時点での析出物
形態が重要となる。従って、圧延後にいくら微細な析出
物を多数析出させても、オーステナイト域保持中に再固
溶、またはオストワルド成長で粗大化するので有効に利
用されない。つまり、フェライト域で析出した微細析出
物は、オーステナイト低温域で析出した析出物と比較し
て、水素トラッピングの向上は期待できない。またビレ
ット再加熱前に析出していた粗大析出物は、調質時に粗
大なまま残されるので、耐遅れ破壊性向上の効果が小さ
い。
【００１５】以上の知見に基づき、熱間圧延まま材の強
度低下、結晶粒粗大化防止、耐遅れ破壊性向上の全ての
要求を満足させるためには、オーステナイト域の低温領
域で析出する程度の大きさの析出物を多量析出させるこ
とが有効であることが判明した。具体的には、後述する
様に化学成分組成を適切に調整した熱間圧延材または熱
間圧延後の冷間伸線された鋼材において、下記（１）お
よび（２）の少なくともいずれかの要件を満足させるこ
とにより、上記した全ての要求特性を満足させ得ること
が判明した。 （１）抽出残渣法により抽出された粒径：０．１μｍ超
の析出物に含まれるＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ
量の６０％以上である。 （２）抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観
察される粒径：０．０１〜０．２μｍのＴｉ系析出物の
平均個数が、２５μｍ2 の観察視野中において１０〜５
００個である。
度低下、結晶粒粗大化防止、耐遅れ破壊性向上の全ての
要求を満足させるためには、オーステナイト域の低温領
域で析出する程度の大きさの析出物を多量析出させるこ
とが有効であることが判明した。具体的には、後述する
様に化学成分組成を適切に調整した熱間圧延材または熱
間圧延後の冷間伸線された鋼材において、下記（１）お
よび（２）の少なくともいずれかの要件を満足させるこ
とにより、上記した全ての要求特性を満足させ得ること
が判明した。 （１）抽出残渣法により抽出された粒径：０．１μｍ超
の析出物に含まれるＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ
量の６０％以上である。 （２）抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観
察される粒径：０．０１〜０．２μｍのＴｉ系析出物の
平均個数が、２５μｍ2 の観察視野中において１０〜５
００個である。
【００１６】次に、上記（１），（２）の要件の限定理
由について説明する。固溶Ｔｉ或はフェライト域で析出
する超微細析出物は、孔径：０．１μｍのフィルターを
通過するので、抽出残渣法では測定できない。従って、
抽出残渣法で抽出された析出物中のＴｉ量は、ビレット
再加熱時に再固溶しなかった粗大析出物とオーステナイ
ト相で新たに析出した析出物に固定されているＴｉ量の
総和である。このＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ量
の６０％未満では、フェライト中に微細なＴｉ系析出物
が多数析出することを示しており、圧延ままの強度が高
くなる。より好ましくは、８０％以上とするのが良い。
尚ここで対象とする粒径：０．１μｍ超の析出物とは、
Ｔｉ系析出物は勿論のこと、Ｔｉ系でない析出物（Ｔｉ
を含まない析出物）をも含めた意味である。これは、抽
出残渣法では、Ｔｉを含まない析出物（例えば、セメン
タイト）だけを分離することが難しいからである。
由について説明する。固溶Ｔｉ或はフェライト域で析出
する超微細析出物は、孔径：０．１μｍのフィルターを
通過するので、抽出残渣法では測定できない。従って、
抽出残渣法で抽出された析出物中のＴｉ量は、ビレット
再加熱時に再固溶しなかった粗大析出物とオーステナイ
ト相で新たに析出した析出物に固定されているＴｉ量の
総和である。このＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ量
の６０％未満では、フェライト中に微細なＴｉ系析出物
が多数析出することを示しており、圧延ままの強度が高
くなる。より好ましくは、８０％以上とするのが良い。
尚ここで対象とする粒径：０．１μｍ超の析出物とは、
Ｔｉ系析出物は勿論のこと、Ｔｉ系でない析出物（Ｔｉ
を含まない析出物）をも含めた意味である。これは、抽
出残渣法では、Ｔｉを含まない析出物（例えば、セメン
タイト）だけを分離することが難しいからである。
【００１７】オーステナイト域で析出するＴｉ系析出物
のサイズは、粒径が０．０１〜０．２μｍとなる。粒径
が０．０１μｍ未満のＴｉ系析出物は、主にフェライト
域で析出する整合析出物であり、熱間圧延まま材の強度
を上げるので問題となる。また粒径が０．２μｍを超え
る様な析出物は、結晶粒粗大化防止や耐遅れ破壊性向上
に寄与しない。こうしたことから、粒径が０．０１μｍ
以上、０．２μｍ以下のＴｉ系析出物を多数析出させる
ことが熱間圧延まま材の強度低下、結晶粒粗大化防止、
並びに耐遅れ破壊性向上の全てを満足させるのに有効で
ある。こうした効果と発揮させる為には、粒径が上記の
範囲にあるＴｉ系析出物が、２５μｍ2の観察視野中に
おいて平均個数で１０個以上含有させる必要がある。こ
のＴｉ系析出物の平均個数は、より望ましくは２０個以
上とするのが良い。
のサイズは、粒径が０．０１〜０．２μｍとなる。粒径
が０．０１μｍ未満のＴｉ系析出物は、主にフェライト
域で析出する整合析出物であり、熱間圧延まま材の強度
を上げるので問題となる。また粒径が０．２μｍを超え
る様な析出物は、結晶粒粗大化防止や耐遅れ破壊性向上
に寄与しない。こうしたことから、粒径が０．０１μｍ
以上、０．２μｍ以下のＴｉ系析出物を多数析出させる
ことが熱間圧延まま材の強度低下、結晶粒粗大化防止、
並びに耐遅れ破壊性向上の全てを満足させるのに有効で
ある。こうした効果と発揮させる為には、粒径が上記の
範囲にあるＴｉ系析出物が、２５μｍ2の観察視野中に
おいて平均個数で１０個以上含有させる必要がある。こ
のＴｉ系析出物の平均個数は、より望ましくは２０個以
上とするのが良い。
【００１８】一方、平均個数の上限を５００個としたの
は、これ以上の析出物数を得るにはＴｉ添加量が多量に
必要になり、靱性等に悪影響を及ぼす可能性があるこ
と、およびＴｉ添加の効率が悪くなるので、これを上限
とした。尚Ｔｉ系析出物数の好ましい上限は、平均個数
で３００個である。
は、これ以上の析出物数を得るにはＴｉ添加量が多量に
必要になり、靱性等に悪影響を及ぼす可能性があるこ
と、およびＴｉ添加の効率が悪くなるので、これを上限
とした。尚Ｔｉ系析出物数の好ましい上限は、平均個数
で３００個である。
【００１９】本発明で対象とするＴｉ系析出物とは、例
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＳ，Ｔｉ 4 Ｃ2 Ｓ2 およびこ
れらの複合析出物、並びにこれらにＮｂ，Ｍｏ，Ｖ等が
一部含まれた析出物の総称である。また本発明で「Ｔｉ
系析出物」と規定した理由は、下記（I)〜(III) に示す
通りである。 (I) Ｔｉ系析出物は、ＣとＮの両方を個々の析出物で異
なった量で含有するＴｉ（Ｃ，Ｎ）となっていることが
多いが、ＣとＮの分離が困難であること、(II)Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｖ等と複合した析出物も、Ｔｉを主成分としている
限り、特性に及ぼす影響はＮｂやＶが含むまれない析出
物と大きな相違がなく、Ｔｉ系と称しても良いこと、(I
II) 上述したいくつかの析出物は、その種類で析出する
温度領域が異なるが、サイズ領域はオーバーラップする
ことがあり、特性に及ぼす影響では同一サイズでは特に
分離して考える必要がない。
えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＳ，Ｔｉ 4 Ｃ2 Ｓ2 およびこ
れらの複合析出物、並びにこれらにＮｂ，Ｍｏ，Ｖ等が
一部含まれた析出物の総称である。また本発明で「Ｔｉ
系析出物」と規定した理由は、下記（I)〜(III) に示す
通りである。 (I) Ｔｉ系析出物は、ＣとＮの両方を個々の析出物で異
なった量で含有するＴｉ（Ｃ，Ｎ）となっていることが
多いが、ＣとＮの分離が困難であること、(II)Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｖ等と複合した析出物も、Ｔｉを主成分としている
限り、特性に及ぼす影響はＮｂやＶが含むまれない析出
物と大きな相違がなく、Ｔｉ系と称しても良いこと、(I
II) 上述したいくつかの析出物は、その種類で析出する
温度領域が異なるが、サイズ領域はオーバーラップする
ことがあり、特性に及ぼす影響では同一サイズでは特に
分離して考える必要がない。
【００２０】以上の様な観点から析出物を析出させなが
ら、全ての要求特性を満足させるのに必要な本発明鋼の
化学成分組成の規定限定理由を次に示す。
ら、全ての要求特性を満足させるのに必要な本発明鋼の
化学成分組成の規定限定理由を次に示す。
【００２１】Ｃ：０．１０〜０．４５％
Ｃは、強度付与に有効な元素であり、こうした効果を発
揮させる為には０．１０％以上含有させる必要がある。
しかしながら、過剰に含有させると焼入れ後の靱性が低
下するので、０．４５％以下にする必要がある。尚Ｃ含
有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限
は０．４０％である。
揮させる為には０．１０％以上含有させる必要がある。
しかしながら、過剰に含有させると焼入れ後の靱性が低
下するので、０．４５％以下にする必要がある。尚Ｃ含
有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限
は０．４０％である。
【００２２】Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは微量の添加で焼入れ性を向上させる効果がある。こ
うした効果を発揮させる為には、０．０００３％以上含
有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させる
と、その効果が飽和するばかりか靱性や加工性が劣化す
るので０．００５０％以下にする必要がある。尚Ｂ含有
量の好ましい下限は０．０００５％であり、好ましい上
限は０．００２％である。
うした効果を発揮させる為には、０．０００３％以上含
有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させる
と、その効果が飽和するばかりか靱性や加工性が劣化す
るので０．００５０％以下にする必要がある。尚Ｂ含有
量の好ましい下限は０．０００５％であり、好ましい上
限は０．００２％である。
【００２３】Ｔｉ：０．０１〜０．１％
ＴｉはＢの焼入れ性効果を確保する為に必要な元素であ
る。また結晶粒微細化や耐遅れ破壊性の向上に有効な元
素である。こうした効果を発揮させる為には、少なくと
も０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、過剰に含有させるとＴｉ系析出物が粗大化し、靱性
や疲労強度に悪影響を及ぼす可能性があること、および
熱間圧延まま材の強度が増加する可能性があるので、そ
の含有量は０．１％以下にする必要がある。尚Ｔｉ含有
量の好ましい下限は０．０２５％であり、好ましい上限
は０．０７％である。
る。また結晶粒微細化や耐遅れ破壊性の向上に有効な元
素である。こうした効果を発揮させる為には、少なくと
も０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、過剰に含有させるとＴｉ系析出物が粗大化し、靱性
や疲労強度に悪影響を及ぼす可能性があること、および
熱間圧延まま材の強度が増加する可能性があるので、そ
の含有量は０．１％以下にする必要がある。尚Ｔｉ含有
量の好ましい下限は０．０２５％であり、好ましい上限
は０．０７％である。
【００２４】Ｎ：０．００２５〜０．０１０％
Ｎは、Ｂによる焼入れ性向上効果を確保させる為にはで
きるだけ少ない方が良い。また多過ぎると粒径の大きい
ＴｉＮが形成し易くなり、鋼材の靱性や疲労強度に悪影
響を及ぼす可能があるので、上限を０．０１０％とする
必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００２５
％未満では、微細なＴｉＣ系析出物がフェライト域で多
数発生し、熱間圧延まま材の強度が高くなるので、これ
を下限とした。尚Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４
０％であり、好ましい上限は０．００７０％である。
きるだけ少ない方が良い。また多過ぎると粒径の大きい
ＴｉＮが形成し易くなり、鋼材の靱性や疲労強度に悪影
響を及ぼす可能があるので、上限を０．０１０％とする
必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００２５
％未満では、微細なＴｉＣ系析出物がフェライト域で多
数発生し、熱間圧延まま材の強度が高くなるので、これ
を下限とした。尚Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４
０％であり、好ましい上限は０．００７０％である。
【００２５】本発明のＢ含有鋼の基本的な化学成分組成
は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物で
あるが、必要よってＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃａ等の合金元素を添加すること
も有効である。これらの元素を添加するときの成分限定
理由は、下記の通りである。尚本発明のＢ含有鋼には、
これら以外にもＢ含有鋼の特性を阻害しない程度の微量
成分を含み得るものであり、こうしたＢ含有鋼も本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物で
あるが、必要よってＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃａ等の合金元素を添加すること
も有効である。これらの元素を添加するときの成分限定
理由は、下記の通りである。尚本発明のＢ含有鋼には、
これら以外にもＢ含有鋼の特性を阻害しない程度の微量
成分を含み得るものであり、こうしたＢ含有鋼も本発明
の技術的範囲に含まれるものである。
【００２６】Ｓｉ：０．０３〜０．５％
Ｓｉは脱酸剤として有効であり、その効果を発揮させる
為には０．０３％以上含有させる必要がある。しかしな
がら、過剰に含有させると延性や冷間加工性が悪くなる
ので、０．５％以下とする必要がある。尚Ｓｉ含有量の
好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．
４０％である。
為には０．０３％以上含有させる必要がある。しかしな
がら、過剰に含有させると延性や冷間加工性が悪くなる
ので、０．５％以下とする必要がある。尚Ｓｉ含有量の
好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．
４０％である。
【００２７】Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、脱酸、脱硫剤および焼入れ性向上元素として有
効であり、その効果を発揮させる為には０．３％以上含
有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させる
と偏析による組織の不均一が生じ、焼入れ後の靱性低下
や、冷間加工性の低下が生じるので、１．５％以下とす
る必要がある。尚Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５％
であり、好ましい上限は１．２％である。
効であり、その効果を発揮させる為には０．３％以上含
有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させる
と偏析による組織の不均一が生じ、焼入れ後の靱性低下
や、冷間加工性の低下が生じるので、１．５％以下とす
る必要がある。尚Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５％
であり、好ましい上限は１．２％である。
【００２８】Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱硫剤として有効であり、またＡｌＮとしてＮ
を固定する効果も発揮する。これらの効果を発揮させる
為には、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。
しかしながら、過剰に含有させると却って靱性を阻害す
るので、０．１０％以下とする必要がある。尚Ａｌ含有
量の好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限
は０．０６％である。
を固定する効果も発揮する。これらの効果を発揮させる
為には、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。
しかしながら、過剰に含有させると却って靱性を阻害す
るので、０．１０％以下とする必要がある。尚Ａｌ含有
量の好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限
は０．０６％である。
【００２９】Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎ
ｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下
（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上 これらの元素は、焼入れ性向上と耐食性向上による耐遅
れ破壊性の向上に有効な元素である。しかしながら、多
量に添加すると熱間圧延まま材の強度が高くなり過ぎる
ので、いずれも２％以下にする必要がある。
ｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下
（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上 これらの元素は、焼入れ性向上と耐食性向上による耐遅
れ破壊性の向上に有効な元素である。しかしながら、多
量に添加すると熱間圧延まま材の強度が高くなり過ぎる
ので、いずれも２％以下にする必要がある。
【００３０】Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な元素であるが、多量に添
加すると熱間圧延まま材の強度が高くなり過ぎるので、
１％以下にする必要がある。
加すると熱間圧延まま材の強度が高くなり過ぎるので、
１％以下にする必要がある。
【００３１】Ｎｂ：０．００５〜０．１％および／また
はＶ：０．００５〜０．３％ ＮｂとＶは、結晶粒の微細化や耐遅れ破壊性の向上に有
効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、い
ずれも０．００５％以上含有させる必要がある。しかし
ながら、過剰に添加すると熱間圧延まま材の強度が必要
以上に高くなるので、Ｎｂで０．１％以下、Ｖで０．３
％以下にする必要がある。
はＶ：０．００５〜０．３％ ＮｂとＶは、結晶粒の微細化や耐遅れ破壊性の向上に有
効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、い
ずれも０．００５％以上含有させる必要がある。しかし
ながら、過剰に添加すると熱間圧延まま材の強度が必要
以上に高くなるので、Ｎｂで０．１％以下、Ｖで０．３
％以下にする必要がある。
【００３２】Ｃａ：０．０００３〜０．００１％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御（例えば、特開昭５
８−８４９６０号）やＣａx Ｐy の生成（例えば、特開
平６−２１２３４５号）に有効であることは知られてい
るが、これらの効果以外にも電子を放出して回りの鉄同
士の結合力を高める効果があり、これによって粒界の結
合力を高めて水素脆性を抑制する効果を発揮する。また
水素トップサイトとなる析出物の形態を制御することに
よって、耐遅れ破壊性を向上させるのにも寄与する。こ
れらの効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量は０．０
００３％以上とする必要があるが、過剰になると粗大な
介在物が生成し、却って遅れ破壊性を劣化させるので
０．００１％以下にする必要がある。
８−８４９６０号）やＣａx Ｐy の生成（例えば、特開
平６−２１２３４５号）に有効であることは知られてい
るが、これらの効果以外にも電子を放出して回りの鉄同
士の結合力を高める効果があり、これによって粒界の結
合力を高めて水素脆性を抑制する効果を発揮する。また
水素トップサイトとなる析出物の形態を制御することに
よって、耐遅れ破壊性を向上させるのにも寄与する。こ
れらの効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量は０．０
００３％以上とする必要があるが、過剰になると粗大な
介在物が生成し、却って遅れ破壊性を劣化させるので
０．００１％以下にする必要がある。
【００３３】次に、本発明の製造方法について説明す
る。本発明のＢ含有鋼を製造するに当たっては、下記の
（ａ）〜（ｃ）の条件を満足させつつ操業する必要があ
るが、これらの条件を設定した理由は下記の通りであ
る。 （ａ）ビレット再加熱温度：９５０℃以上 （ｂ）仕上げ圧延温度：７００〜９００℃ （ｃ）仕上げ圧延後、７５０℃から６５０℃までの平均
冷却速度：１℃／秒以下
る。本発明のＢ含有鋼を製造するに当たっては、下記の
（ａ）〜（ｃ）の条件を満足させつつ操業する必要があ
るが、これらの条件を設定した理由は下記の通りであ
る。 （ａ）ビレット再加熱温度：９５０℃以上 （ｂ）仕上げ圧延温度：７００〜９００℃ （ｃ）仕上げ圧延後、７５０℃から６５０℃までの平均
冷却速度：１℃／秒以下
【００３４】結晶粒粗大化防止や耐遅れ破壊性向上に必
要な量のＴｉ系析出物をオーステナイトの低温域で析出
させる為には、まずＴｉをオーステナイト域に固溶させ
る必要がある。その為には、ビレットの再加熱温度を９
５０℃以上とする必要がある。この温度が９５０℃未満
では、固溶量が不十分であり、それまでに存在していた
大型析出物だけとなり、望んでいるサイズのＴｉ系析出
物が生成されなくなる。この温度は、好ましくは１００
０℃以上とするのが良い。
要な量のＴｉ系析出物をオーステナイトの低温域で析出
させる為には、まずＴｉをオーステナイト域に固溶させ
る必要がある。その為には、ビレットの再加熱温度を９
５０℃以上とする必要がある。この温度が９５０℃未満
では、固溶量が不十分であり、それまでに存在していた
大型析出物だけとなり、望んでいるサイズのＴｉ系析出
物が生成されなくなる。この温度は、好ましくは１００
０℃以上とするのが良い。
【００３５】次に、Ｔｉ系析出物をオーステナイト域で
析出させる必要がある。Ｔｉ系析出物のオーステナイト
域での析出は、一般的にかなりの長時間を要するが、析
出の核となるオーステナイト結晶粒界の面積増大、即ち
オーステナイト結晶粒微細化と、残留歪を残した状態に
させることで、実用上十分な時間で析出させることがで
きる。オーステナイト結晶粒微細化と残留歪の残存の為
には、仕上げ圧延温度の低減が必要であり、こうした観
点からその上限を９００℃とした。９００℃を超える温
度では、オーステナイト結晶粒が粗大化し、かつ残留歪
も残存しないので、オーステナイト域でのＴｉ系析出物
が析出しない。しかしながら、低温過ぎると、圧延荷重
の増大や表面疵の発生増大があり、非現実的となるので
その下限を７００℃とした。ここで、仕上げ圧延温度と
は、最終圧延パス前または圧延ロール群前の放射温度計
で測定可能な表面の平均温度とした。
析出させる必要がある。Ｔｉ系析出物のオーステナイト
域での析出は、一般的にかなりの長時間を要するが、析
出の核となるオーステナイト結晶粒界の面積増大、即ち
オーステナイト結晶粒微細化と、残留歪を残した状態に
させることで、実用上十分な時間で析出させることがで
きる。オーステナイト結晶粒微細化と残留歪の残存の為
には、仕上げ圧延温度の低減が必要であり、こうした観
点からその上限を９００℃とした。９００℃を超える温
度では、オーステナイト結晶粒が粗大化し、かつ残留歪
も残存しないので、オーステナイト域でのＴｉ系析出物
が析出しない。しかしながら、低温過ぎると、圧延荷重
の増大や表面疵の発生増大があり、非現実的となるので
その下限を７００℃とした。ここで、仕上げ圧延温度と
は、最終圧延パス前または圧延ロール群前の放射温度計
で測定可能な表面の平均温度とした。
【００３６】尚Ｂ含有鋼の製造方法として、特開平８−
６０２４５号の方法も提案されているが、この方法は冷
間加工性を向上させる為に、仕上げ圧延温度を９００℃
以上と規定したものである。そしてこの要件は、仕上げ
圧延温度が９００℃よりも低くなると、微細組織となっ
て強度が高くなり、冷間加工性が悪くなると説明してい
る。これに対し本発明では、Ｔｉ析出物を積極的に利用
することによって、軟質化だけでなく結晶粒粗大化防止
と耐遅れ破壊性向上を狙ったものであり、こうした観点
から加熱温度を規定している。またこの温度範囲では、
仕上げ圧延温度低下による強度増大効果は確かにある
が、本発明で記述した析出物制御による軟質化の方が効
果は大きく、トータルとしては仕上げ圧延温度を７００
〜９００℃の範囲とすることの方が効果が大きいことが
判明した。
６０２４５号の方法も提案されているが、この方法は冷
間加工性を向上させる為に、仕上げ圧延温度を９００℃
以上と規定したものである。そしてこの要件は、仕上げ
圧延温度が９００℃よりも低くなると、微細組織となっ
て強度が高くなり、冷間加工性が悪くなると説明してい
る。これに対し本発明では、Ｔｉ析出物を積極的に利用
することによって、軟質化だけでなく結晶粒粗大化防止
と耐遅れ破壊性向上を狙ったものであり、こうした観点
から加熱温度を規定している。またこの温度範囲では、
仕上げ圧延温度低下による強度増大効果は確かにある
が、本発明で記述した析出物制御による軟質化の方が効
果は大きく、トータルとしては仕上げ圧延温度を７００
〜９００℃の範囲とすることの方が効果が大きいことが
判明した。
【００３７】本発明では、仕上げ圧延後、７５０℃から
６５０℃までの平均冷却速度を１℃／秒以下とする必要
があるが、これはオーステナイト域でのＴｉ析出物の析
出を促進させる為に十分な時間を確保するためである。
特性向上に重要となるサイズ領域の析出は、７５０〜６
５０℃で起こるので、この領域での冷却速度が特に重要
になる。仕上げ温度から７５０℃までの冷却は、微細オ
ーステナイト結晶粒の粗大化防止の為に急冷した方が良
いが、Ｔｉ析出物の析出を促進させる為にこの領域も徐
冷しても良い。尚仕上げ圧延温度を規定の最低である７
００℃で圧延すると、加工発熱によって７５０℃程度ま
で素材温度が上昇する。また６５０℃よりも下がると、
オーステナイトの半分以上が変態を終了するので、徐冷
を打ち切っても良い。
６５０℃までの平均冷却速度を１℃／秒以下とする必要
があるが、これはオーステナイト域でのＴｉ析出物の析
出を促進させる為に十分な時間を確保するためである。
特性向上に重要となるサイズ領域の析出は、７５０〜６
５０℃で起こるので、この領域での冷却速度が特に重要
になる。仕上げ温度から７５０℃までの冷却は、微細オ
ーステナイト結晶粒の粗大化防止の為に急冷した方が良
いが、Ｔｉ析出物の析出を促進させる為にこの領域も徐
冷しても良い。尚仕上げ圧延温度を規定の最低である７
００℃で圧延すると、加工発熱によって７５０℃程度ま
で素材温度が上昇する。また６５０℃よりも下がると、
オーステナイトの半分以上が変態を終了するので、徐冷
を打ち切っても良い。
【００３８】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３９】
【実施例】実施例１
下記表１に示す化学成分組成の供試材を準備し、直径：
１３ｍｍの線材に圧延した。ビレット再加熱温度を１０
５０℃、仕上げ圧延温度を８００±３０℃になるように
調整して圧延し、その後７５０℃の温度になるまで水冷
し、コンベアに搭載した。コンベア上で６５０℃までの
範囲を冷却速度が比較的速いコイル疎部での平均冷却速
度が０．８℃／ｓとなるように冷却した。この圧延後に
引張り試験を実施した。その結果（引張り強度ＴＳ）も
表１に併記する。
１３ｍｍの線材に圧延した。ビレット再加熱温度を１０
５０℃、仕上げ圧延温度を８００±３０℃になるように
調整して圧延し、その後７５０℃の温度になるまで水冷
し、コンベアに搭載した。コンベア上で６５０℃までの
範囲を冷却速度が比較的速いコイル疎部での平均冷却速
度が０．８℃／ｓとなるように冷却した。この圧延後に
引張り試験を実施した。その結果（引張り強度ＴＳ）も
表１に併記する。
【００４０】
【表１】
【００４１】サンプルを遅れ破壊試験片に機械加工後、
８７０℃で３０分間加熱して、油焼入れした。その後、
１２０分の焼戻し処理を行ったが、焼戻し温度は引張り
強度ＴＳが１３５ｋｇｆ／ｍｍ2 となるように調整し
た。焼入れ・焼戻し後の旧オーステナイト粒径をＪＩＳ
で規定される方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）で測定し
た。耐遅れ破壊性は、応力集中係数αが１０の切り欠き
付き促進式の定荷重引張り試験を水中で行った。そし
て、１００時間経過しても破断しない強度を遅れ破壊強
度とした。
８７０℃で３０分間加熱して、油焼入れした。その後、
１２０分の焼戻し処理を行ったが、焼戻し温度は引張り
強度ＴＳが１３５ｋｇｆ／ｍｍ2 となるように調整し
た。焼入れ・焼戻し後の旧オーステナイト粒径をＪＩＳ
で規定される方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）で測定し
た。耐遅れ破壊性は、応力集中係数αが１０の切り欠き
付き促進式の定荷重引張り試験を水中で行った。そし
て、１００時間経過しても破断しない強度を遅れ破壊強
度とした。
【００４２】その結果を、析出物の測定結果と共に下記
表２に示す。尚析出物のサイズや量の測定は熱間圧延ま
ま材で実施した。またＴｉ系析出物中に含まれるＴｉ量
の測定、析出物数の測定および析出物の観察は下記の方
法によった。
表２に示す。尚析出物のサイズや量の測定は熱間圧延ま
ま材で実施した。またＴｉ系析出物中に含まれるＴｉ量
の測定、析出物数の測定および析出物の観察は下記の方
法によった。
【００４３】〈析出物中に含まれるＴｉ量の測定〉０．
１μｍ超の析出物中に含まれるＴｉ量の測定には、抽出
残渣法を利用した。一般的に使用される電解抽出法によ
り、鋼材試料１．０ｇから析出物を抽出し、０．１μｍ
のフィルターで回収した。回収した析出物中のＴｉ質量
｛Ｔｉ｝（ｇ）をＩＣＰ法により分析した。また鋼材中
に含まれる総Ｔｉ量［Ｔｉ］（質量％）に対する割合Ａ
（％）は、下記（１）式で評価した。 Ａ（％）＝〔（１００／｛Ｔｉ｝）／［Ｔｉ］〕×１００ …（１）
１μｍ超の析出物中に含まれるＴｉ量の測定には、抽出
残渣法を利用した。一般的に使用される電解抽出法によ
り、鋼材試料１．０ｇから析出物を抽出し、０．１μｍ
のフィルターで回収した。回収した析出物中のＴｉ質量
｛Ｔｉ｝（ｇ）をＩＣＰ法により分析した。また鋼材中
に含まれる総Ｔｉ量［Ｔｉ］（質量％）に対する割合Ａ
（％）は、下記（１）式で評価した。 Ａ（％）＝〔（１００／｛Ｔｉ｝）／［Ｔｉ］〕×１００ …（１）
【００４４】〈析出物数の測定〉
Ｔｉ系析出物：視野２５μｍ2 中に観察される０．０１
〜０．２μｍの大きさのＴｉ系析出物の個数を測定し
た。
〜０．２μｍの大きさのＴｉ系析出物の個数を測定し
た。
【００４５】〈析出物の観察〉析出物の観察は、抽出レ
プリカ・電子顕微鏡によった。この方法は、例えば「鉄
鋼便覧ＩＶ：鉄鋼材料、試験・分析」（第３版、昭和５
６年、丸善発行、第３９５〜３９９頁）に記載されてい
る方法である。サンプルについては、その表層部が脱炭
等による析出物の形態変化の可能性があるので、それを
避ける為に表層部から０．３ｍｍの位置から採取した。
電子顕微鏡観察は、加速電圧：２００ｋＶで観察すると
共に、ＥＤＸ（エネルギー分散型半導体検出器）による
組織同定を行った。写真撮影は１５００倍の倍率で行
い、写真上で大きさの測定を行った。このときＴｉ以外
にも、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ等が含まれる析出物においては、
ＥＤＸでの測定によってＴｉの強度が最も高いと認めら
れれば、Ｔｉ系析出物と判断した。
プリカ・電子顕微鏡によった。この方法は、例えば「鉄
鋼便覧ＩＶ：鉄鋼材料、試験・分析」（第３版、昭和５
６年、丸善発行、第３９５〜３９９頁）に記載されてい
る方法である。サンプルについては、その表層部が脱炭
等による析出物の形態変化の可能性があるので、それを
避ける為に表層部から０．３ｍｍの位置から採取した。
電子顕微鏡観察は、加速電圧：２００ｋＶで観察すると
共に、ＥＤＸ（エネルギー分散型半導体検出器）による
組織同定を行った。写真撮影は１５００倍の倍率で行
い、写真上で大きさの測定を行った。このときＴｉ以外
にも、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ等が含まれる析出物においては、
ＥＤＸでの測定によってＴｉの強度が最も高いと認めら
れれば、Ｔｉ系析出物と判断した。
【００４６】
【表２】
【００４７】これらの結果から、次の様に判断できる。
圧延まま材の引張り強度ＴＳを前記表１に、熱処理後の
結晶粒度番号と遅れ破壊強度を表２に示したが、本発明
で規定する要件のいずれかを欠く比較鋼では全ての要求
特性を満足することができない。例えば、Ｎｏ．２３，
２４，２７，２８，３１〜３４のものは、圧延まま材の
引張り強度が高い（冷間加工性が悪い）。またＮｏ．２
２，２５，２６，２９，３０〜３４のものは、遅れ破壊
強度が不十分である。特に、Ｎｏ．２５のものは、Ｂを
添加していないものであり、焼入れ性が不足しており、
熱処理後の強度も不十分であった。またＮｏ．３０のも
のは、焼入れ強度が１３５kgf/mm2 に到らない。
圧延まま材の引張り強度ＴＳを前記表１に、熱処理後の
結晶粒度番号と遅れ破壊強度を表２に示したが、本発明
で規定する要件のいずれかを欠く比較鋼では全ての要求
特性を満足することができない。例えば、Ｎｏ．２３，
２４，２７，２８，３１〜３４のものは、圧延まま材の
引張り強度が高い（冷間加工性が悪い）。またＮｏ．２
２，２５，２６，２９，３０〜３４のものは、遅れ破壊
強度が不十分である。特に、Ｎｏ．２５のものは、Ｂを
添加していないものであり、焼入れ性が不足しており、
熱処理後の強度も不十分であった。またＮｏ．３０のも
のは、焼入れ強度が１３５kgf/mm2 に到らない。
【００４８】これらに対し、本発明で規定する要件の全
てを満足する本発明鋼（Ｎｏ．１〜２１）では、いずれ
の特性も良好であることが分かる。
てを満足する本発明鋼（Ｎｏ．１〜２１）では、いずれ
の特性も良好であることが分かる。
【００４９】実施例２
圧延条件の影響を調査する為の実験を行った。このとき
の実験条件を下記表３に示す。実施材としては、前記表
１のＮｏ．１と同一チャージを行い、圧延条件のみを変
更した。また遅れ破壊性などの実験条件、析出物の測定
条件は実施例１と同様にした。
の実験条件を下記表３に示す。実施材としては、前記表
１のＮｏ．１と同一チャージを行い、圧延条件のみを変
更した。また遅れ破壊性などの実験条件、析出物の測定
条件は実施例１と同様にした。
【００５０】その結果を下記表３に併記するが、本発明
方法で規定する製造条件を満足するものは、Ｔｉ系析出
物数が多く、熱処理後の結晶の微細化（粒度番号が大き
くなる）が達成され、遅れ破壊強度も高いことが分か
る。
方法で規定する製造条件を満足するものは、Ｔｉ系析出
物数が多く、熱処理後の結晶の微細化（粒度番号が大き
くなる）が達成され、遅れ破壊強度も高いことが分か
る。
【００５１】
【表３】
【００５２】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、冷
間加工性と耐遅れ破壊性の両特性を満足することのでき
るＢ含有鋼が実現でき、このＢ含有鋼を用いれば上記両
特性に優れた高強度ボルトが実現できる。
間加工性と耐遅れ破壊性の両特性を満足することのでき
るＢ含有鋼が実現でき、このＢ含有鋼を用いれば上記両
特性に優れた高強度ボルトが実現できる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 並村 裕一
神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神
戸製鋼所 神戸製鉄所内
(56)参考文献 特開 平４−228519（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−84960（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−92868（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−43737（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/00 - 49/14
C21D 8/06
F16B 35/00
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１０〜０．４５％（質量％の意
味、以下同じ）、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００２５〜０．０
１０％を含み、 更に他の成分として、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％およびＡｌ：０．０１〜０．１０
％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物である、 熱間圧延材また
は熱間圧延後に冷間伸線された鋼材であって、下記
（１）および（２）の少なくともいずれかの要件を満足
するものであることを特徴とする冷間加工性と耐遅れ破
壊性に優れたＢ含有鋼。（１）抽出残渣法により抽出さ
れた粒径：０．１μｍ超の析出物に含まれるＴｉ量が、 鋼材中に含まれる総Ｔｉ量の６０％以上である。（２）
抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観察され
る粒径：０．０１〜０．２μｍのＴｉ系析出物の平均個
数が、２５μｍ2 の観察視野中において１０〜５００個
である。 - 【請求項２】 更に他の成分として、Ｃｕ：２％以下
（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まな
い）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる
群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１
に記載のＢ含有鋼。 - 【請求項３】 更に他の成分として、Ｍｏ：１％以下
（０％を含まない）を含有するものである請求項１又は
２に記載のＢ含有鋼。 - 【請求項４】 更に他の成分として、Ｎｂ：０．００５
〜０．１％および／またはＶ：０．００５〜０．３％を
含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載のＢ
含有鋼。 - 【請求項５】 更に他の成分として、Ｃａを０．０００
３〜０．００１％を含有するものである請求項１〜４の
いずれかに記載のＢ含有鋼。 - 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかに記載のＢ含有
鋼によって製造されたものであるボルト。 - 【請求項７】 請求項１〜５のいずれかに記載のＢ含有
鋼を製造する方法であって、下記（ａ）〜（ｃ）の条件
を満足させつつ操業することを特徴とする冷間加工性と
耐遅れ破壊性に優れたＢ含有鋼の製造方法。 （ａ）ビレット再加熱温度：９５０℃以上 （ｂ）仕上げ圧延温度（すなわち最終圧延パス前または
圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温
度）：７００〜９００℃ （ｃ）仕上げ圧延後の７５０℃から６５０℃までの平均
冷却速度：１℃／秒以下
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33781498A JP3535754B2 (ja) | 1998-02-10 | 1998-11-27 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたｂ含有鋼およびその製造方法並びにボルト |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-28313 | 1998-02-10 | ||
| JP2831398 | 1998-02-10 | ||
| JP33781498A JP3535754B2 (ja) | 1998-02-10 | 1998-11-27 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたｂ含有鋼およびその製造方法並びにボルト |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293401A JPH11293401A (ja) | 1999-10-26 |
| JP3535754B2 true JP3535754B2 (ja) | 2004-06-07 |
Family
ID=26366390
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33781498A Expired - Lifetime JP3535754B2 (ja) | 1998-02-10 | 1998-11-27 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたｂ含有鋼およびその製造方法並びにボルト |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3535754B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013145868A1 (ja) | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4576976B2 (ja) * | 2004-10-21 | 2010-11-10 | 住友金属工業株式会社 | 高強度ボルト用鋼 |
| JP6034605B2 (ja) * | 2012-07-09 | 2016-11-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| US10487372B2 (en) | 2015-12-04 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt |
-
1998
- 1998-11-27 JP JP33781498A patent/JP3535754B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013145868A1 (ja) | 2012-03-26 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト |
| US9845519B2 (en) | 2012-03-26 | 2017-12-19 | Kobe Steel, Ltd. | Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11293401A (ja) | 1999-10-26 |
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