JP5167616B2

JP5167616B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト

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Publication number: JP5167616B2
Application number: JP2006249355A
Authority: JP
Inventors: 慶一丸田; 透林; 伸隆黒澤; 和邦長谷; 秀途木村; 高明豊岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-10-31
Filing date: 2006-09-14
Publication date: 2013-03-21
Anticipated expiration: 2026-09-14
Also published as: JP2007146284A

Description

本発明は，主に建築関係や自動車、産業機械用部品用の高強度鋼に関するものであり、特に、現状高価な合金元素が用いられている耐遅れ破壊特性に優れた鋼として好適に利用できる、強度と耐遅れ破壊特性とを兼ね備えた、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼に関する。

近年、自動車や建築分野においても鋼材の高強度化が一段と進み、あらゆる部材における高強度化が指向されてきている。一例としてボルト分野においては、引っ張り強度１０００ＭＰａを越える領域においても１２００ＭＰａ級、１５００ＭＰａ級と、より高強度の鋼が要求されている。ところで、このように高強度化が進む場合に最も懸念されるのが、遅れ破壊である。

遅れ破壊は引っ張り強度が１２００ＭＰａ以上の鋼材で生じやすく、特にボルトではこの点を勘案して、ＪＩＳＢ１１８６、ＪＩＳＢ1０５１において、上限強度をＦ１０Ｔ、Ｆ１２Ｔに規定している。これらの鋼にはＳＣＭ等が主に用いられている。

更に高強度で遅れ破壊にも優れる材料としては、マルエージング鋼がまず知られている。ただしＮｉ含有量が１５〜２０質量％と高く、低合金鋼と比較して圧倒的に高価であることから、一般的な部材製造用の素材鋼として用いることは不可能である。

そこで、マルエージング鋼よりも少ないＮｉ量で低合金鋼以上の耐遅れ破壊特性を有することを目的とした鋼の開発が行なわれている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３参照。）。
特公昭６０−１４０９６号公報特開平１１−８０９０３号公報特開２０００−１４４２４５号公報

しかし、特許文献１、特許文献２、特許文献３等に記載されている鋼も、少ないとはいえＮｉが数質量％含有されるものであり、通常の高強度鋼として大量に使用するには、やはりコスト高となる欠点がある。

したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、ＮｉやＣｏ、Ｖ等の高価な合金元素を多量に添加することによる製造コストの増加を抑制して、高強度で耐遅れ破壊特性に優れる金属ボルトを安価に提供することにある。

発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討をかさねた結果、マルエージング鋼のように多量のＮｉやＣｏを含有しない成分系の場合であっても、Ｍｏ、Ｂ、Ｔｉを適正範囲で添加し、焼入れ後の旧オーステナイト粒径を適正に微細化させて、その後、通常ボルト等の製造ではあまり使用されない１００℃〜４００℃の温度域で焼き戻しすることで、マルエージング鋼を凌駕する優れた引張強度および高い耐遅れ破壊特性を両立する鋼を得ることができるという知見を得て、本発明を完成させた。

本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その特徴は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．３０％超、０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を用いてボルトを製造し、該ボルトを焼入れ後に、１００℃〜４００℃で焼き戻し処理を施し、マルテンサイトの分率が９０％以上、かつ、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織とすること特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
（２）鋼が、さらに、質量％で、Ａｌ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の中から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
（３）鋼が、さらに、質量％で、Ｗ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下の中から選んだ１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
（４）焼入れを、高周波加熱を用いて行うことを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。

本発明によれば、高強度で耐遅れ破壊特性に優れた鋼を、高価な合金元素を多量に添加することなく、安価に製造することができる。したがって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度を有する金属ボルト等を安価に提供できる。

以下に，本発明の詳細を説明する。

本発明の高強度鋼に必要な特性は、引張り強度１５００ＭＰａ以上、かつ降伏比０．９以上とする。例えば高強度ボルトとして、Ｆ１５Ｔ以上を達成するためには引っ張り強度が１５００ＭＰａ以上であることはもちろん、降伏比が高いことも重要である。締め付けたトルクが抜けないようにするためには、降伏比（降伏強度／引っ張り強度）が０．９以上であることが必要である。また、マルエージング鋼と同等以上の耐遅れ破壊特性と、冷間鍛造性とを有することが望ましい。このような引張り強度が１５００ＭＰａ以上で耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼は、以下に示す成分組成の鋼を用い、以下に示す組織を有する鋼として、以下に示す製造方法により製造することができる。

まず、本発明における、鋼組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、成分元素の含有量％は全て質量％を意味するものである。

Ｃ：0.30％超、0.50％以下とする。
Cは必要な強度を確保するために必須の元素であり、0.30％以下では所定の強度確保が難しい。一方で、0.50％を超えると鋼組織中に巨大な炭化物が生成し、遅れ破壊特性を低下させるため0.5％を上限とした。

Ｓｉ：1.0％以下とする。
Ｓｉは脱酸剤として鋼の溶製時に作用するために、含有させることができる。但し、1.0％を超えると鋼の冷間鍛造性を著しく低下させるので、上限を1.0％とした。

Ｍｎ：1.5％以下とする。
Ｍｎは、鋼の溶製時の脱酸剤としての作用を有しているので、含有させることができる。但し、1.5％を超えると鋼の冷間鍛造性を著しく低下させるので、上限を1.5％とした。

Ｍｏ：0.3％以上、0.5％以下とする。
Ｍｏは本発明において、特に重要な元素である。Ｍｏは延性を大きく損なうことなく強度を向上させる。その効果を発現するには0.3％以上の添加が必須である。一方で、0.5％を超えて添加しても強度のそれ以上の向上にならず、コスト高となってしまう。また過剰に添加すると冷間鍛造性も低下する傾向にあるので、上限を0.5％とした。

Ｂ：0.0005％以上、0.01％以下とする。
Ｂは、粒界部に濃化して粒界強度向上に寄与する最も重要な元素である。遅れ破壊は主にオーステナイト粒界で発生するものであり、この粒界を強化することは耐遅れ破壊特性の向上に大きく寄与する。そのためには0.0005％以上の含有が必要である。しかし0.01％を超えて含有してもその効果は飽和するので、上記範囲に限定した。

Ｔｉ：0.1％以下とする。
Ｔｉは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがＢＮを形成してＢの効果が消失することを防止する。この効果を得るためには0.005％以上含有することが好ましいが、0.1％を超えて添加してもＴｉＮが大量に形成されて、強度や疲労強度の低下を招くため、上限を0.1％とする。

以上が、本発明における基本成分であるが、次に本発明の高強度鋼の組織について説明する。本発明では以下の条件がそれぞれ必要になる。

鋼組織を分率９０％以上のマルテンサイト組織とする。
マルテンサイトは強度を得るために必須の組織である。本発明の場合には分率を９０％以上としたマルテンサイト組織とすることで優れた強度特性を発揮するため、鋼組織のマルテンサイト組織の分率の下限を９０％に限定した。マルテンサイトの分率が９０％未満である場合には、強度の上昇に寄与しない残留オーステナイト相等の未変態相や炭化物等の析出物の量が多くなりすぎて、高強度化の達成が困難となる。

鋼組織の旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とする。
本発明では旧オーステナイト粒径の調整も重要である。旧オーステナイト粒径を微細化することで、粒界に析出し遅れ破壊特性を低下させる膜状炭化物の析出を抑制し、粒界強度を向上させる。そのためには粒径は１０μｍ以下であることが必要である。なおより好ましくは、粒径を７μｍ以下とする。粒径が７μｍ以下であれば、一層耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。

本発明では、以下に示すＡｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖの中から選んだ１種又は２種以上を含有してもよい。

Ａｌ：1.0％以下とする。
Ａｌは脱酸に有効な元素である。また焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制することによって、強度の維持に有効な元素である。しかしながら含有量が1.0％を超えて含有させてもその効果は飽和し、コスト上昇を招く不利が生じるだけでなく、冷間鍛造性も低下する。よってＡｌを添加する場合は、1.0％以下とする。

Ｃｒ：2.5%以下とする。
Ｃｒは焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用である。しかし過度に含有すると、炭化物安定効果によって残留炭化物の生成を助長し、強度の低下をまねく。従ってＣｒ含有はできる限り低減することが望ましいが、2.5％までは許容できる。なお、焼入れ性を向上させる作用を発現させるためには、0.2％以上含有させることが好ましい。

Ｃｕ：1.0％以下とする。
Ｃｕは焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶して強度を向上させる。しかし1.0％を超えて含有すると熱延時に割れが発生する。そこでＣｕを添加する場合は、1.0％以下とする。なお、焼入れ性や強度を向上させる作用を発現させるためには、0.2％以上含有させることが好ましい。

Ｎｉ：2.0％以下とする。
Ｎｉは焼入れ性を向上させるのに有効であり、また炭化物の生成を抑制するため、膜状炭化物の粒界への生成を抑制し粒界強度を上げることで強度、遅れ破壊特性の向上に寄与する。ただしＮｉは非常に高価な元素であり、2.0％を超えて添加すると鋼材コストが著しく上昇する。そこでＮｉを添加する場合は、2.0％以下とする。なお、焼入れ性や強度、遅れ破壊特性を向上させる作用を発現させるためには、0.5％以上含有させることが好ましい。

V：0.5％以下とする。
Vは、鋼中でCと結合し強化元素としての作用が期待される。また焼き戻し軟化抵抗性を向上させる効果もあり、強度向上に寄与する。しかし0.5％を超えて含有してもその効果は飽和するため、Ｖを添加する場合は、0.5％以下とする。なお、強度を向上させる作用を発現させるためには、0.1％以上含有させることが好ましい。

さらに、本発明では以下に示すＷ、Ｎｂのうちから選んだ１種または２種を含有することができる。

Ｎｂ：0.1％以下とする。
Ｎｂは焼入れ性向上効果のほかに、析出強化元素として強度や靭性の向上に寄与する。この効果を発現させるためには0.005％以上含有させることが好ましい。しかし0.1％を超えて含有しても、その効果は飽和するので、Ｎｂを添加する場合は0.1％以下とする。

Ｗ：1.0％以下とする。
Ｗは安定した炭化物を形成し、強化元素として有効である。一方で、1.0％を超えて添加すると冷間鍛造性を低下させるので、Ｗを添加する場合は1.0％以下とする。

以上説明した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。主な不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｎ、Ｏが挙げられる。これら元素は、Ｓ：0.05％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下であれば許容できる。

次に、本発明の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法を説明する。本発明の高強度鋼は、上記の成分組成を有する鋼を用い、所定の形状とした素材を、焼入れ焼き戻しを行なって製造する。

上述の成分を含む鋼は、転炉による溶製で製造されたものでも、真空溶製により製造されたものでも使用できる。鋼塊または連鋳スラブは加熱されて熱間圧延され、酸洗してスケール除去された後に冷間圧延で所定の厚さに整えられる。そして、鍛造、転造等により所定の部品形状に成形された後、マルテンサイト組織とするためには焼入れ焼き戻しが行われ、例えばボルトの製造が行われる。

焼入れ処理：高周波焼入れを行なうことが好ましい。
焼入れ処理においては、高周波加熱を用いることで、必要な温度域に到達後に、直ちに焼き入れることが可能であり、不必要な結晶粒の粗大化を避け微細な結晶粒組織を得ることができる。このためには高周波焼入れにおいて、昇温速度１００℃／ｓ以上で最高温度８００℃〜１１００℃に加熱し、到達後即焼き入れる方法が有効である。

焼き戻し温度：１００℃〜４００℃とする。
この条件が本発明では最も鍵となる部分である。焼き戻し温度１００℃〜４００℃は一般的に使用されない温度域である。しかし本発明の場合には、この温度域とすることで、含有しているＢが拡散したり不必要な析出をしたりすることなく、粒界に濃化して粒界の強化にうまく寄与する。そして微細粒効果との重畳によって、一定以上の強度レベルおよび耐遅れ破壊特性を維持する。ただし、焼き戻し温度が１００℃未満では焼き戻しの効果がなく、特に冷間鍛造性が低下する。また、４００℃超とすると、大きな強度低下が生じてしまう。そこで、上記の範囲に限定した。焼き戻し温度は１５０〜４００℃とすることが好ましい。

このように、粒界を強化する組成範囲、微細粒組織、焼き戻し温度の３条件を、適正に組み合わせることで、高強度および耐遅れ破壊特性という相反する特性の両立する鋼の製造が可能となるのである。

かくして得られた鋼材は、安価に製造できるにもかかわらず、マルエージング鋼に匹敵する強度および耐遅れ破壊特性を有し、高強度を必要とする自動車用高強度ボルトや建築用ボルトへの使用、ＰＣ棒鋼、自動車の変速機である無断変速機（ＣＶＴ）用の動力伝達用金属ベルト等に用いることが可能である。

ボルトを製造する際には、上記の成分組成を有する鋼を用い、例えば冷間鍛造および転造にてボルトに成形加工した後に、ボルトを焼入れして、１００℃〜４００℃で焼き戻し処理を施し、マルテンサイトの分率が９０％以上、かつ、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織を有する金属ボルトを製造する。

表１に示す記号１〜１８の鋼を真空溶製にて製造した。これらの鋼を１１００℃に加熱して熱間鍛造し、直径６０ｍｍ（φ６０ｍｍ）の丸棒とした。その後８５０℃で１時間ノルマ処理を行い素材とし、これに以下の熱処理を行い、引張試験および遅れ破壊の評価、組織観察、冷間鍛造性の評価を行なった。

素材丸棒の１／４ｄの位置より、引張試験片（ＪＩＳ５号）の形状を切り出した。この試験片を高周波加熱によって昇温速度４００℃／ｓで１０５０℃に加熱した後即焼入れし、引き続いて同じく昇温速度４００℃／ｓの高周波加熱で９５０℃に加熱した後に即焼入れを行なう２段高周波焼入れを行なった。その後１８０℃で３０分間の焼き戻しを行ない、引張試験に供した。

遅れ破壊の評価は以下の手順で実施した。図１に示すような試験片を丸棒素材の１／４ｄ位置より切り出した。焼入れ焼き戻し条件は引っ張り試験片と同様にして行なった。この試験片を用いて、定荷重型試験を行なうことで遅れ破壊特性を評価した。定荷重型試験は、酢酸を用いてｐH１．５に調整した５％ＮａＣｌ溶液に試験片を浸漬し、試験片にある一定の荷重をかけて、試験片が破断するまでの時間を測定して行なった。試験時間が２００時間を超えた段階で試験片に破断のない場合は、試験を中断して破断なしと評価した。荷重を変えて試験をすることで、破段時間と荷重の関係を示す曲線が得られるので、破断の起きなくなる荷重から下限界応力を求めて、この値の大小にて遅れ破壊を評価した。下限界応力が、マルエージング鋼の下限界応力である５５０Ｍｐａ以上のものを耐遅れ破壊特性が良好であると評価した。

マルテンサイト組織の分率は、３％硝酸アルコールで腐食後、一定面積を光学顕微鏡により観察し、視野中のマルテンサイトの面積率から測定した。

旧オーステナイト粒径は、水：５００ｇに対しピクリン酸：５０ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：１１ｇ、塩化第１鉄：１ｇおよびシュウ酸：１．５ｇを添加したものを腐食液として作用させ、腐食によって旧オーステナイト粒界を現出させた後、倍率１０００倍にて観察撮影し、得られた画像から切断法にて求めた。

また冷間鍛造性の評価については、図２（ａ）に示すようなφ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍのタブレットの試験片１を棒材の１／４ｄ位置より、圧延方向に一致するように切り出した。鍛造試験は種々の圧縮率で試験片１０個（ｎ＝１０）について圧縮を行い、割れの有無にて判断した。図２に示す矢印は、圧縮方向である。割れ２は、図２（ｂ）に示すように発生した。各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率をもって、鍛造性評価値とした。この値が大きいほど鍛造性が良いことになり、鍛造性評価値８０％以上をマルエージング鋼と同等以上の良好な冷間鍛造性を有するものとして評価した。

表１に示す記号１の鋼は、比較のためのマルエージング鋼（Ｆｅ-18％Ｎｉ-5％Ｍｏ-10%Ｃｏ）である。上記と同じ形状の試験片を切り出した後、８２０℃加熱後、空冷によって焼入れし、５２０℃加熱によってエージング処理を行ない、各種評価に供した。

マルテンサイト組織の分率、旧オーステナイト粒径、引張強度、降伏比、遅れ破壊（下限界応力）、冷間鍛造性の測定結果を表１中に併せて示す。表１より、化学成分と組織が本発明の範囲内にある鋼は、強度特性、耐遅れ破壊特性がマルエージング鋼を上回ることが分かった。

本実施例においては、表１に示す記号４の成分を有する鋼について、組織の影響を調べる実験を行なった。実験方法は全て実施例１と同じである。ただし旧オーステナイト粒径の影響を調べるために、２段目の焼入れ温度である高周波加熱の温度を８５０〜１０５０℃で変化させて、記号１９〜２１の鋼素材を製造した。測定結果を表２に示す。

オーステナイト粒径が１０μｍより大きくなると、耐遅れ破壊特性が顕著に低下することが分かった。

本実施例においては、基本成分以外の、他の成分の効果を調べる実験を行なった。表３に示す成分組成を有する鋼（記号２２〜３５）を真空溶製にて製造し、実施例１と同様にして引張試験および遅れ破壊の評価、組織観察、冷間鍛造性の評価を行なった。結果を表３に併せて示す。

Ｃｒ、Ａｌが過度に含有されると冷間鍛造性の低下を招き、またＮｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂについてはその効果が飽和することが分かった。

本実施例においては、表１に示す記号４の成分を有する鋼について、焼き戻し温度の影響を調べる実験を行なった。実施例１と同様にして焼入れまでおこない、焼き戻し温度を１８０℃としていたものを、７０〜４５０℃で変化させて、記号３６〜４０の鋼素材を製造した。測定結果を表４に示す。

焼き戻し温度を１００〜４００℃の範囲とした場合に、高強度と、優れた耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性とが両立することが分かった。

本実施例においては、実際にボルトを製造した際の耐遅れ破壊について評価した。表１に示す記号１（マルエージング鋼）、４、１１の鋼について、実施例１と同じ要領で鍛造丸棒を製造し、鍛造丸棒の１／４d位置より所定の大きさの供試材を切断して、冷間鍛造および転造にてM２２のボルトに成形加工し、高周波焼入れおよび１８０℃での焼き戻しを施した。各供試材よりボルトは３０本作成し、鋼板（ＳＳ４００）に最大荷重まで締め付け、３．５質量％食塩水の吹き付けと乾燥とを繰り返す、繰り返し試験を５ヶ月間実施した。その後に３０本中の破断したボルト数で評価をおこなった。

結果を表５に示す。

本発明鋼である記号４の鋼は、記号１のマルエージング鋼を凌駕する特性を示しているが、比較鋼である記号１１の鋼を用いたボルトは、８０％が破断した。

遅れ破壊特性評価試験の試験片の説明図冷間鍛造性の評価試験の説明図。（ａ）試験開始前の試験片形状、（ｂ）圧縮割れの発生した状態

符号の説明

１試験片
２割れ

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０％超、０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を用いてボルトを製造し、該ボルトを焼入れ後に、１００℃〜４００℃で焼き戻し処理を施し、マルテンサイトの分率が９０％以上、かつ、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織とすること特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
鋼が、さらに、質量％で、Ａｌ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下の中から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
鋼が、さらに、質量％で、Ｗ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下の中から選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。
焼入れを、高周波加熱を用いて行うことを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた金属ボルト。