JP5674620B2 - ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 - Google Patents
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5.4×(A値減面率)+3.15×(B値減面率)+652×Ceq≧880
・・・(1)
上記式(1)中、
A値減面率:前記冷間伸線加工時の総減面率
B値減面率:前記縮径加工時の総減面率
Ceq=[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20 (但し、[(元素名)]は各元素の含有量(質量%))
本発明のボルト用鋼線は、実質的にフェライトとパーライトの二相組織(例えば、フェライトとパーライトの合計が98面積%以上であり、好ましくは99面積%以上)であり、パーライトの面積率は40%超、80%以下である。このような組織とすれば、このボルト用鋼線を用いてボルトを成形する際の変形抵抗と、得られるボルトの強度とのバランスを良好にできる。フェライトは軟質相であり、変形抵抗の増加を抑制する観点から重要であり、一方、パーライトは、硬質であるセメンタイトがラメラ状に配置した組織であり、省合金でも強度を確保できる点で極めて重要である。組織中にマルテンサイトが存在すると、伸線加工時に断線が生じやすくなり、またベイナイトが存在すると加工硬化率が減少し、目標強度を達成することができない。そこで、マルテンサイトやベイナイトなどの、フェライト及びパーライト以外の組織は通常2面積%以下であり、好ましくは1面積%以下である。
本発明のボルト用鋼線は、冷間伸線後のパーライトラメラ間隔が250nm以下である。このようにすることによって、伸線加工時にパーライトのラメラ間に存在するフェライト部に導入される歪み量を増加させることができる。その結果、フェライト相に比べて変形しにくいパーライト相においても、圧縮歪みを付加した際の降伏応力の低下(バウシンガー効果)を最大限に活用でき、ボルト頭部成形時の加工荷重の低減が可能となる。加えて、ラメラ間隔を縮小すると、鋼中水素のトラップ力が増加するため、耐遅れ破壊性の向上にも有効である。パーライトラメラ間隔は、好ましくは240nm以下であり、より好ましくは235nm以下である。パーライトラメラ間隔の下限は特に制限されないが、通常100nm程度である。パーライトラメラ間隔の調整について、詳細は後述するが、熱間圧延による連続冷却では、パーライトラメラ間隔を緻密化することは困難であるため、本発明では、鉛浴、塩浴または流動層等を活用した恒温変態処理を用いる点に特徴を有している。
Cは、所望の強度を得るための必須元素である。そこで、C量を0.30%以上と定めた。C量は好ましくは0.32%以上であり、より好ましくは0.35%以上である。一方、C量が過剰になると変形抵抗の増加と靭延性の低下が生じ、ボルト加工時の割れ発生率の増加や金型寿命の低下を招く。そこでC量を0.50%未満と定めた。C量は好ましくは0.48%以下であり、より好ましくは0.43%以下である。
Siは、溶製時の脱酸材として作用するとともに、マトリクスを強化する固溶元素として必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Si量は0.02%以上が好ましく、より好ましくは0.03%以上である。一方、Si量が過剰になると変形抵抗が上昇し、冷間鍛造性が低下する原因となる。従って、Si量を0.1%以下と定めた。Si量は、好ましくは0.09%以下であり、より好ましくは0.08%以下である。
Mnは、溶鋼中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材の熱間加工時の延性低下を抑制する効果も有する。更にフェライト中に固溶して強度増加をもたらす元素である。そこでMn量を1.0%以上と定めた。Mn量は好ましくは1.20%以上であり、より好ましくは1.30%以上である。一方、Mn量が過剰になると、中心偏析が増加し、伸線加工時の断線や耐遅れ破壊性の低下をもたらす。そこで、Mn量を2.0%以下と定めた。Mn量は好ましくは1.80%以下であり、より好ましくは1.60%以下(特に1.50%以下)である。
Pは、不純物として存在する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能を低下させる。またフェライトを固溶強化するため、変形抵抗を増加させる元素でもある。粒界強度の低下により、耐遅れ破壊性も低下するため極力低減することが好ましく、P量は0.025%以下とする。P量は好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.010%以下である。P量は少なければ少ない程好ましいが、極端に低減することは、鋼材製造コストの大幅な増加を招き、通常0.002%程度含まれる。
Sは、Pと同様に不純物として存在する元素である。Mnと結合して、少量のMnSとして存在する場合は大きな影響はないが、Feと結合してFeSとして粒界に析出すると、変形能の大幅な低下をもたらす。Pと同様に極力低減することが好ましく、S量は0.025%以下とする。S量は好ましくは0.015%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。S量は少なければ少ない程好ましいが、極端に低減することは鋼材製造コストの大幅な増加を招き、通常0.002%程度含まれる。
Crは、パーライト相のラメラ間隔を緻密化させ、且つ固溶強化によって強度を向上する作用を有する元素である。また、耐食性を向上させ、耐遅れ破壊性の改善にも有効である。このような効果を有効に発揮させるため、Cr量を0.05%以上と定めた。Cr量は、好ましくは0.10%以上であり、より好ましくは0.12%以上である。一方、Cr量が過剰になると、粗大な炭化物の生成を招き、冷間鍛造性と耐食性を低下させる。そこでCr量は1.0%以下と定めた。Cr量は好ましくは0.7%以下であり、より好ましくは0.5%以下である。
Alは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定するため、変形抵抗の低減と変形能の向上に有用である。そこでAl量を0.01%以上と定めた。Al量は好ましくは0.015%以上であり、より好ましくは0.020%以上である。一方、Al量が過剰になると固溶Alの増加によってフェライト相が硬化し、ボルト成型時の金型寿命が低下するとともに、Al2O3などの非金属介在物が増加し、変形能が低下するため、Al量は0.1%以下とする。Al量は好ましくは0.080%以下であり、より好ましくは0.070%以下である。
Nは、鋼中に固溶Nとして存在すると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や変形能の低減を招く。そこでN量は0.01%以下とする。N量は好ましくは0.0070%以下であり、より好ましくは0.0050%以下である。N量は、少なければ少ない程好ましいが、極端な低減は鋼材製造コストの大幅な増加をもたらし、通常0.001%程度含まれる。
Bは、Alと同様、鋼中の固溶Nと結合してBNを形成し、動的歪み時効を低減することで、冷間鍛造性を向上できる元素である。また後述する製造方法において、Ac3点以上に加熱した後の冷却過程で、炭化物(Fe23(C,B)6)が結晶粒界に析出することにより、Pの粒界濃化に起因する粒界強度低下を軽減でき、耐遅れ破壊性の向上に有用である。そこでB量を0.0005%以上と定めた。B量は好ましくは0.0010%以上であり、より好ましくは0.0015%以上である。但し、Bの窒化物や炭化物は、粗大結晶粒生成の抑制や鋼中水素のトラップサイトとしての効果は小さい。そこで、本発明では鋼中水素のトラップサイトを形成し得る元素(後述するTi、Nb、Vの少なくとも1種)との複合添加を必須とする。またBを過剰添加した場合は、結晶粒界にFe2Bが偏析し、粒界強度が低下して熱間延性と耐遅れ破壊性の低下を招くため、B量は0.005%以下とする。B量は好ましくは0.0040%以下であり、より好ましくは0.0035%以下である。
Ti、Nb、Vは、いずれも鋼中の固溶Nや固溶Cと化合物を形成し、固溶Nや固溶Cによる動的歪み時効を低減することで、冷間鍛造性を向上できる元素である。また、これらの炭化物および炭窒化物は、粗大結晶粒の生成を抑制し靭性向上に寄与すると共に、鋼中水素のトラップサイトとしても作用するため、耐遅れ破壊性の改善に対しても有効である。そこで、Ti量は0.005%以上、V量は0.05%以上、Nb量は0.05%以上と定めた。Ti量は0.010%以上が好ましく、より好ましくは0.020%以上である。V量は好ましくは0.06%以上であり、より好ましくは0.07%以上である。但し、炭窒化物が粗大になりすぎると、水素トラップサイトとしての能力が低下するとともに、ボルトの冷間鍛造時に応力集中箇所となり、割れ発生を助長する。粗大な炭化物及び炭窒化物の生成を制御するため、本発明では、固溶Nや固溶Cと化合物を形成するBとの複合添加を必須とする。またこれら元素の含有量が過剰になると、前記した通り耐遅れ破壊性と冷間鍛造性が低下するため、Ti量は0.07%以下、V量は0.4%以下、Nb量は0.1%以下と定めた。Ti量は好ましくは0.070%以下であり、より好ましくは0.065%以下である。V量は好ましくは0.30%以下であり、より好ましくは0.25%以下である。Nb量は好ましくは0.08%以下であり、より好ましくは0.07%以下である。
Cuは、耐食性を向上させ、遅れ破壊に悪影響を及ぼす鋼中への水素浸入を抑制する効果がある元素である。耐遅れ破壊性向上の観点からは増量添加が望ましい。このような効果を有効に発揮するため、Cu量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.04%以上である。一方、Cuを過剰に添加すると冷間鍛造性の低下、特に割れ発生限界圧縮率の低下を招くことから、Cu量は0.20%以下が好ましい。Cu量は好ましくは0.18%以下であり、より好ましくは0.15%以下である。
Niは、Cuと同様に、耐食性の改善効果を有する元素である。またCu増量時に生じる熱間延性の低下を補う効果を有することから、Cu量と等しい量を添加することが推奨される。Ni量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.04%以上である。但し、Cuと同様に、過剰添加すると冷間鍛造性の低下を招くことから、Ni量は0.20%以下が好ましい。Ni量は好ましくは0.18%以下であり、より好ましくは0.15%以下である。
なお、本発明において、Cu及びNiは、いずれも0.02%程度までの量は不可避的に含まれる。
圧延材をAc3点以上に加熱して組織をオーステナイト化することによって、強度のばらつきを有する圧延材の組織をキャンセルすることができる。一方、加熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、恒温変態後の組織も大きくなる傾向があるため、加熱温度の上限は1100℃以下とする。加熱温度の下限は、好ましくはAc3点+50℃以上であり、より好ましくはAc3点+100℃以上である。また、加熱温度の上限は、好ましくは1050℃以下であり、より好ましくは1000℃以下である。前記温度範囲での加熱時間は通常、3〜10分程度である。
前記したAc3点〜1100℃での加熱に続いて、450〜600℃で保持することにより、連続冷却である熱間圧延に比べてラメラ間隔が小さいフェライト及びパーライト組織が実現できる。またこの温度で恒温変態させることによって、パーライトの面積率を40%超、80%以下にできる。一方、恒温変態温度が450℃未満であると、ベイナイトやマルテンサイトが生成し、冷間鍛造性の低下を招く。一方、恒温変態温度が600℃を超えるとパーライト相のラメラ間隔が大きくなり、強度低下や、水素トラップ能力の低下をもたらす。恒温変態温度の下限は、好ましくは480℃以上であり、より好ましくは500℃以上である。また、恒温変態温度の上限は、好ましくは580℃以下であり、より好ましくは560℃以下である。恒温変態時間は、[恒温変態時間(秒)]/[圧延材の直径D(mm)]の値が8〜11程度となるようにすれば良い。
恒温変態は、例えば前記加熱後の圧延材を鉛浴、塩浴または流動層等に浸漬することによって行えばよく、この場合、前記加熱温度から、恒温変態温度までの冷却速度は、通常45〜450℃/秒程度である。また、恒温変態後は、0.4〜4.0℃/秒程度の冷却速度で、300〜420℃程度まで冷却すれば良い。
前記した恒温変態後、総減面率50〜80%で冷間伸線加工を行うことによって、加工硬化によって強度が確保(伸線加工後の鋼線の引張強さで、例えば1000MPa以上、好ましくは1050MPa以上、より好ましくは1100MPa以上)できるとともに、前記恒温変態で生成したパーライトのラメラ間隔をさらに縮小でき、具体的には250nm以下にできる。また、ラメラ間のフェライト相に引張歪みを付与することができ、バウシンガー効果を最大限に発揮でき、圧縮加工時の変形抵抗(ボルト頭部成形時の加工荷重)低減が可能となる。前記総減面率が80%を超えると、ボルトの首下硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下し、また伸線加工に伴い鋼線表面に生成させた潤滑皮膜層が減少し、冷間鍛造性が低下する。前記総減面率を80%以下とすることで、鋼線の引張強さは通常1300MPa以下となる。一方、50%未満であると引張強度が確保できない。前記総減面率の下限は、好ましくは53%以上であり、より好ましくは55%以上である。また、前記総減面率の上限は好ましくは75%以下であり、より好ましくは70%以下である。
本発明のボルト用鋼線は、引張強度に優れており、この効果を最大限に発揮して、ボルト強度を更に高めるためには、ボルト用鋼線製造時の冷間伸線加工の総減面率(以下、A値減面率)と、ボルト軸部成形時の縮径加工の総減面率(以下、B値減面率)と、Ceq(炭素当量)との関係を適切に調整することが重要である。本発明のボルト用鋼線は、冷間伸線加工での加工硬化によって強度を向上できるが、冷間伸線加工で強度が向上しすぎると、ボルト製造時のボルト首下硬さが上昇し、遅れ破壊感受性が増加するため、冷間伸線加工の総減面率の上限は80%以下としている。また、縮径加工において、低減面率では加工硬化しない場合があり、むしろ強度が低下する場合もある。したがって、本発明のボルトの製造方法では、ボルト用鋼線の強度と、ボルト軸部の縮径加工による強度上昇と、強度と相関関係の高いCeq(炭素当量)量との3つを適切に制御することによって、1200MPa以上(好ましくは1300MPa以上)のボルト強度を達成しつつ、ボルト首下部の硬さ上昇を抑制し、耐遅れ破壊性の低下を抑制できる。
5.4×(A値減面率)+3.15×(B値減面率)+652×Ceq≧880
・・・(1)
A値減面率の係数
後述する実施例における化学組成の鋼を用い、伸線加工時の総減面率(A値減面率)を10%以上の範囲で種々に変化させて、鋼線を製造した。得られた鋼線の強度を測定し、A値減面率を10%にした場合の鋼線強度と各減面率での鋼線強度の差(ΔTS)を求めた。前記減面率とΔTSとの関係を線形近似したところ、5.4という係数を得た。
B値減面率の係数
後述する実施例における化学組成の鋼を用い、一定の冷間伸加工率で鋼線を得た後、減面率(B値減面率)を約15%以上の範囲で種々に変化させて、縮径加工を行った。縮径加工前に対する縮径加工後の強度の増加分を求め、B値減面率と強度増加量との関係を線形近似したところ、3.15という係数を得た。
Ceqの係数
下記のCeqは、機械構造用炭素鋼で用いられる代表的なCeqである。後述する実施例に記載の恒温変態後の引張強さと良好な相関関係を有していることから、各元素に対する係数を以下のようにした。
Ceq=[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20 (但し、[(元素名)]は各元素の含有量(質量%))
式(1)の上限は特に限定されないが、通常1020以下程度である。また、B値減面率、Ceqも式(1)を満たす限り特に限定されないが、通常、B値減面率が35〜50程度であり、Ceqが0.6〜0.8程度である。
鋼線の横断面(鋼線の圧延方向に垂直な断面)が観察できるように樹脂に埋め込んで表面研磨し、ナイタールエッチングして組織を現出させ、光学顕微鏡(倍率400倍)で観察される濃淡差で各部位における組織を同定した。白く濃淡のない領域がフェライト相、濃淡のある部分が分散している黒色領域がパーライト相、白色部分が針状に混在している領域がベイナイト相と判断した。ベイナイト相と判断した箇所は、別途、走査型電子顕微鏡(SEM)で2000倍および8000倍の組織写真を撮影し、誤判定がないか再確認した。
鋼線の横断面におけるD/4部及びD/8部(Dは鋼線の直径)について、それぞれ任意の4箇所を選び、光学顕微鏡の倍率400倍で観察し(観察視野は225μm×175μm)、合計8枚の組織写真を撮影した。各組織写真を画像処理ソフトで白色部と黒色部に2値化し、パーライト相に対応する黒色部の割合からパーライト分率を算出し、8枚の写真の平均値を各試料のパーライト分率とした。
走査型電子顕微鏡(SEM)によって、鋼線の横断面におけるD/4部(Dは鋼線の直径)を8000倍で観察し(観察視野は8.75μm×11.25μm)、パーライト粒における一定長さ内に存在するラメラの本数を測定してラメラ間隔を求めた。この測定は1視野につき2箇所ずつで、3視野について行った。合計6箇所におけるラメラ間隔を、小さい値から並べた累積度数(横軸)とラメラ間隔(縦軸)との関係を整理したグラフを線形近似して切片(最小のラメラ間隔)を求め、(切片の値)×1.65を平均ラメラ間隔とした。
実験No.38は、Alが過剰添加された例である。Alは固溶Nと結合して、AlNとして析出し、冷間鍛造時の動的ひずみ時効の悪影響を抑制する効果を有するが、過剰添加した場合、鋼中の酸素と結合したAlが硬質のAl2O3として分散され、冷間鍛造時に応力集中源となるとともに、鋼中に固溶したAlがフェライト相を硬化させ、変形能も低下することで、割れ発生限界の低下を招く。そのため、本評価ではボルトフランジ部に割れが発生した。
Claims (6)
- C:0.35〜0.50%(質量%の意味。以下、化学組成について同じ)未満、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:1.0〜2.0%、
P :0.025%以下(0%を含まない)、
S :0.025%以下(0%を含まない)、
Cr:0.05〜1.0%、
Al:0.01〜0.1%、
N :0.01%以下(0%を含まない)、
B :0.0005〜0.005%を含有する他、
Ti:0.005〜0.07%、V:0.05〜0.4%、およびNb:0.05〜0.1%よりなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であり、
ミクロ組織がフェライト及びパーライトの2相組織であって、パーライトラメラ間隔が250nm以下であり、且つ、パーライトの面積率が40%超、80%以下であるとともに、
引張強さが1300MPa以下であることを特徴とするボルト用鋼線。 - 更に、Cu:0.20%以下(0%を含まない)および/またはNi:0.20%以下(0%を含まない)を含有する請求項1に記載のボルト用鋼線。
- C:0.30〜0.50%(質量%の意味。以下、化学組成について同じ)未満、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:1.0〜2.0%、
P :0.025%以下(0%を含まない)、
S :0.025%以下(0%を含まない)、
Cr:0.05〜1.0%、
Al:0.01〜0.1%、
N :0.01%以下(0%を含まない)、
B :0.0005〜0.005%を含有する他、
Ti:0.005〜0.07%、V:0.05〜0.4%、およびNb:0.05〜0.1%よりなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、
熱間圧延後、Ac3点〜1100℃に加熱してオーステナイト化し、
この加熱から45〜450℃/秒の冷却速度で450〜600℃まで冷却し、
次いで450〜600℃の温度で、[恒温変態時間(秒)]/[圧延材の直径D(mm)]の値を8〜11として恒温変態させ、300〜420℃までを0.4〜4.0℃/秒の冷却速度で冷却した後、
総減面率50〜80%の冷間伸線加工を行うことを特徴とするボルト用鋼線の製造方法。
但し、上記Ac3点は、Ac3(℃)=908−224[C]+4385[P]+30.5[Si]−34.4[Mn]−23[Ni]により計算される温度であり、[(元素名)]は各元素の含有量(質量%)を意味する。 - 前記鋼が更に、Cu:0.20%以下(0%を含まない)および/またはNi:0.20%以下(0%を含まない)を含有する請求項3に記載のボルト用鋼線の製造方法。
- 軸部成形、頭部成形、ねじ切り成形を組み合わせて鋼線からボルト成形することによってボルトを製造する方法であって、
前記軸部成形では、請求項3または4に記載の製造方法により得られたボルト用鋼線を、下記式(1)を満足する条件で縮径加工し、さらに前記頭部成形と前記ねじ切り成形を行ってボルト成形した後に、200〜400℃のベーキング処理をすることを特徴とするボルトの製造方法。
5.4×(A値減面率)+3.15×(B値減面率)+652×Ceq≧880
・・・(1)
上記式(1)中、
A値減面率:前記冷間伸線加工時の総減面率
B値減面率:前記縮径加工時の総減面率
Ceq=[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Cu]/7+[Cr]/9+[Ni]/20 (但し、[(元素名)]は各元素の含有量(質量%)) - 請求項5に記載の製造方法によって得られるボルトであって、
引張強度が1200MPa以上、0.2%耐力が1080MPa以上、及び耐力比が0.90以上であることを特徴とするボルト。
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