JP5760972B2

JP5760972B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼および高強度ボルト

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Publication number: JP5760972B2
Application number: JP2011246907A
Authority: JP
Inventors: 真也寺本; 久保田　学; 学久保田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-11-10
Filing date: 2011-11-10
Publication date: 2015-08-12
Anticipated expiration: 2031-11-10
Also published as: JP2013104070A

Description

本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼に関し、例えばボルト用鋼を代表とする、引張強さ１２００ＭＰａ超の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および、その高強度鋼からなる高強度ボルトに関するものである。

自動車、産業機械、橋梁、土木建築等、各種産業分野で使用されている高強度鋼は、例えばＪＩＳＧ４０５３に規定されるＳＣｒ（クロム鋼）、ＳＣＭ（クロムモリブデン鋼）等の機械構造用合金鋼であり、その鋼に焼入れ、焼戻し処理を施すことによって製造されている。しかし、上記の鋼は、引張強さ１２００ＭＰａを超えると耐遅れ破壊特性が著しく低下し、使用中に環境から侵入する水素に起因する遅れ破壊を生じる危険性が増大することはよく知られている。そのため、例えば、土木建築向けの鋼では、規格は引張強さ１２００ＭＰａ以下であり、実用上、引張強さが１１５０ＭＰａ級の鋼に制限されている。

鋼材の高強度化にともない、耐遅れ破壊特性を改善した高強度鋼及びその製造方法が種々提案されている。例えば、特許文献１には、旧オーステナイト粒を微細化させることを図ることによって、耐遅れ破壊特性を改善した発明が記載されている。旧オーステナイト粒を微細化する方法は、耐遅れ破壊特性の改善効果は認められるものの、大幅な改善には至っていない。

また、例えば、特許文献２、特許文献３、および特許文献４には、鋼中に水素をトラップさせる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物を分散分布させることにより、遅れ破壊が発現する臨界の水素量を増加させることにより耐遅れ破壊特性を改善した発明が記載されている。これら発明において、耐遅れ破壊特性を改善する機構の一つに焼入れ、焼戻し処理で生成する析出物を活用する技術思想が提案されている。この耐遅れ破壊特性を改善するためには、水素トラップさせる析出物を最適に分散分布させる鋼の化学成分や熱処理条件の限定が必須である。

特開平０３−２４３７４５号公報特開２０００−０２６９３４号公報特開２００１−２８８５３９号公報特開２００６−０４５６７０号公報

本発明は、鋼材の高強度化にともない現出する耐遅れ破壊現象に代表される水素脆化をより抑制することのできる、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼、および、高強度ボルトを提供することを目的とする。

本発明者らは、遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。
（ａ）鋼中に多量のＦｅ系炭化物εを析出することによって、遅れ破壊が発現する臨界の水素量（以下、「限界拡散性水素量」と記載する）は増加し、耐遅れ破壊特性が向上する。これは、Ｆｅ系炭化物εが外部環境から侵入した鋼中の水素をトラップし、限界拡散性水素量を増加させるためである。
（ｂ）Ｓｉを多量に添加することによって、Ｆｅ系炭化物εが安定化し、より高温で焼戻し処理が可能となるため、母相の転位等の欠陥密度が減少し水素に対する脆化感受性が低下する。

本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨とするところは、次の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．２０〜１．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜５．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｓ：０．０００５〜０．２０００％、
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼組織はＦｅ系炭化物εのサイズが２０ｎｍ以下で分散し、Ｆｅ系炭化物εの面積率が１．０％以上である焼戻しマルテンサイト組織であって、水素トラップ量が２．５ｐｐｍ以上、限界拡散性水素量が６．０ｐｐｍ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼。

（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜４．７９％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
のうちの１種もしくは２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼。

（３）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３００％、
Ａｌ：０．０１〜０．２０％、
のうちの１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼。

（４）上記（１）ないし（３）のいずれかの１項に記載の高強度ボルト鋼からなることを特徴とする高強度ボルト。

本発明によれば、上述した鋼成分範囲、熱処理条件、およびミクロ組織形態を選択することにより、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１２００ＭＰａを超える高強度ボルト鋼を提供することが可能となる。このような高強度ボルト鋼は耐遅れ破壊特性の必要なボルト材料として適用が期待でき、産業上の効果は極めて顕著である。

本発明について、以下詳細に説明する。まず、上述した鋼成分範囲の限定理由について説明する。

Ｃ：０．２０〜１．２２％
Ｃは鋼の強度を決める重要な元素である。十分に強度を得るためには、下限は０．２０％とする。他の合金元素に比べて合金コストは安く、Ｃを多量に添加することができれば鋼材の合金コストは低減できる。しかしながら、多量のＣを添加すると水素に対する脆化感受性が高まるため、上限は１．５０％するが、実施例から１．２２％に限定した。

Ｓｉ：０．５０〜５．００％
ＳｉはＦｅ系炭化物εを安定化させ、Ｆｅ系炭化物θへの遷移を遅らせことで焼戻し軟化抵抗に大きく寄与するだけでなく、耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これら効果を得るためには、下限を０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。しかしながら、多量に添加すると鋼材の表層に顕著な脱炭が生じるため、上限は５．００％とする。

Ｍｎ：０．１０〜３．００％
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することによって熱間脆性を防止する効果がある。これら効果を得るためには、下限を０．１０％以上とする。しかしながら、３．００％を超える添加は、かえって水素に対する脆化感受性が高め遅れ破壊特性を低下させる。したがって、上限を３．００％とする。

Ｐ：０．０００５〜０．１０００％
Ｐは鋼中の不可避的不純物として、０．０００５％以上は含有しているため、下限を０．０００５％とする。鋼中のＰは、耐遅れ破壊特性を低下させるため、上限を０．１０００％とする。

Ｓ：０．０００５〜０．２０００％
ＳはＰと同様に鋼中の不可避的不純物として通常、０．０００５％以上は含有し、鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Ｓの場合、一部ＭｎＳとして固定することによって、極力その影響は小さくなるものの、その添加量は少ないことが望ましい。したがって、Ｓの含有量は、０．０００５〜０．２０００％とする。

Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
Ｎは窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、Ｎの下限は０．００２０％とする。しかしながら、多量に添加しても、この効果は飽和するため、Ｎの上限は０．０２００％とする。

Ｃｒ：０．０１〜４．７９％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗に寄与する元素である。これら効果を得るためには、下限は０．０１％とする。しかしながら、ＣｒはＦｅ系炭化物θ中に固溶し安定化させ、多量に添加した場合、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の効果を得るために、焼入れ処理前に高温で加熱する必要がある。これにより、旧オーステナイト粒が粗大化し、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、上限は５．００％とするが、実施例から４．７９％に限定した。

Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗に寄与する元素である。これら効果を得るためには、下限を０．０１％とする。しかしながら、１．００％を超えて添加すると、これら効果は飽和する。したがって、上限を１．００％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．３００％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％のうちの１種もしくは２種以上を含有する。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌは窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌの下限は０．０１％とする。しかしながら、それぞれ多量に添加しても、この効果は飽和するため、Ｎｂの上限は０．１０％、Ｖの上限は０．５０％、Ｔｉの上限は０．３００％、Ａｌの上限は０．２０％とする。

次に上述した鋼組織の限定理由について説明する。

鋼組織中の析出物をＦｅ系炭化物εに規定したのは、粗大なＦｅ系炭化物θでは外部環境から侵入した鋼中の水素をトラップすることができないのに対して、微細なＦｅ系炭化物εは鋼中の水素をトラップすることができ、臨界拡散性水素量を増加させることができるためである。また鋼組織について焼戻しマルテンサイト組織に規定したのは、多量のＦｅ系炭化物εを微細分散するためには、焼入れ焼戻し処理が有効であるためである。

次に上述したＦｅ系炭化物εのサイズや面積率の限定理由について説明する。

Ｆｅ系炭化物εのサイズを１〜２０ｎｍに規定したのは、２０ｎｍ超では母相と析出物の界面の整合性が保たれなくなり、水素をトラップする歪みが形成しないためであり、水素トラップ効果を得るには１ｎｍ以上が必要なためである。好ましくは２ｎｍ以上１０ｎｍ以下である。またＦｅ系炭化物εの面積率を１．０％以上に規定したのは、Ｆｅ系炭化物εが析出し水素をトラップしても、その量が少なければ耐遅れ破壊特性の大きな向上は得られないためである。上記面積率は、鋼中Ｃ量により自ずと飽和する。

次に上述した水素トラップ量と限界拡散性水素量の限定理由について説明する。

水素トラップ量が２．５ｐｐｍ未満、または限界拡散性水素量が６．０ｐｐｍ未満では、外部環境から鋼材中に侵入する水素によって遅れ破壊が発生するため、水素トラップ量を２．５ｐｐｍ以上、限界拡散性水素量を６．０ｐｐｍ以上に限定した。

次に上述した焼戻し温度の限定理由について説明する。

鋼に所定の強度および靱性、延性を付与するために、焼入れ後に焼戻しを行う必要がある。焼戻しは、一般に１５０℃からＡ_Ｃ１点の温度範囲で行われるが、本発明では２５０〜５２５℃の温度範囲に限定する必要がある。その理由は、焼戻し温度が５２５℃を超えると、Ｓｉを５％添加しＦｅ系炭化物εを安定化させても、Ｆｅ系炭化物θに遷移し臨界拡散性水素量が低下するためである。ただし、Ｆｅ系炭化物εからθに遷移する温度はＳｉ量に大きく依存するため、規定した焼戻し温度範囲であったとしても、Ｓｉ量が少なければ高温焼戻しでＦｅ系炭化物θが析出する。

そこでＦｅ系炭化物εが析出する焼戻し処理条件とＳｉ量の関係について検討した。Ｃ量：０．６０％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ量：０．２０〜５．００％、Ｍｎ量：０．７５％、Ｐ量：０．００５〜０．００９％、Ｓ量：０．００６〜０．００１０％、Ｎ量：０．００７０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を準備し、これら鋼材を１０５０℃に加熱後、焼戻し温度１５０〜５５０℃、保定時間１〜１８０００ｓｅｃ．の範囲で熱処理した。透過型電子顕微鏡を用いて鋼中の析出物を観察し、制限視野回折図形からＦｅ系炭化物を特定した。検討の結果、Ｆｅ系炭化物εが析出する焼戻し処理条件と鋼中Ｓｉ量との関係式（ａ）、（ｂ）が得られた。
０．２０≦［Ｓｉ］＜２．００のとき
（２７３＋Ｔ）×（ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２０）
−２０６７［Ｓｉ］−９４６７＞０・・・（ａ）
２．００≦［Ｓｉ］≦５．００のとき
（２７３＋Ｔ）×（ｌｏｇ（ｔ／３６００）＋２０）
−７３３［Ｓｉ］−１２１３３＞０・・・（ｂ）
ここで、［Ｓｉ］は鋼中のＳｉ含有量（質量％）、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは保定時間（秒）である。したがって、（ａ）式、及び（ｂ）式の値が０以下の場合、Ｆｅ系炭化物εが析出する。また焼戻し温度５２５℃を超えると、Ｓｉ量に関係なくＦｅ系炭化物θが析出するため、（ａ）式、及び（ｂ）式からＦｅ系炭化物εが析出する適用範囲は焼戻し温度１５０〜５２５℃である。

ただし、焼戻し温度２５０℃未満では、Ｆｅ系炭化物εは析出するものの、母相中の転位等の欠陥密度が高く、水素に対する脆化感受性が高いため、本発明では、焼戻し下限温度を上記のとおり２５０℃とした。鋼中にＦｅ系炭化物εが安定に存在するならば、より水素に対する脆化感受性を低下させるために、高温で焼戻しすることが望ましい。好ましくは、焼戻し温度３５０℃以上である。

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。

表１に示す化学成分の鋼を真空溶解炉で溶製後、熱間圧延することによって１５ｍｍφの鋼棒材を作製した。その後、鋼成分組成に応じて、Ｆｅ系炭化物の溶体化や組織のオーステナイト化が可能な温度を８５０〜１０５０℃から選択して加熱し、６０℃の油に焼入れした後、表２に示す焼戻し温度で６０ｍｉｎ、焼戻し処理を施した。これら熱処理材からＪＩＳＺ２２０１の１４号引張試験片を採取し、引張強さを評価した。

鋼中の析出物を特定するために、透過型電子顕微鏡を用いて観察し、制限視野回折図形から判断した。析出物のサイズおよび面積率は、透過型電子顕微鏡で、１視野の面積を５００００ｎｍ^２とし、２０視野観察し、画像解析にて平均値として求めたものである。

水素トラップ量は、３％チオシアン酸アンモニウム溶液にＮａＣｌを３ｇ／ｌ添加した水溶液に試験片を浸漬し０．２ｍＡ／ｃｍ^２の電流密度で電解水素チャージを４２時間行い、その後、室温で９６時間放置した後、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定した。ガスクロマトグラフの昇温速度は１００℃／時間であり、室温から４００℃までに試験片から放出される水素量を水素トラップ量と定義している。水素トラップ量を評価するための試験片は７ｍｍφの丸棒を準備した。限界拡散性水素量は、鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ．４５４に記載の方法で測定した。限界拡散性水素量が６．０ｐｐｍ未満であるものは遅れ破壊特性に劣ると判断した。

表２から分かるように、Ｎｏ．１〜１６の本発明例は、いずれも鋼組成および鋼組織が規定範囲内であるため、引張強さ１６００ＭＰａ以上の高強度にも関わらず遅れ破壊特性に優れる。また本発明例Ｎｏ．４と１５、Ｎｏ．１１と１６を比較して分かるように、焼戻し温度が高いほど水素に対する脆化感受性が低下し、遅れ破壊特性に優れる。これに対して、比較例Ｎｏ．１７及び２０は、鋼組織は規定範囲内であり、水素をトラップする能力はあるものの、Ｃ、Ｍｎの含有量が多く、水素に対する脆化感受性が高くなり、かえって遅れ破壊特性に劣る。また比較例Ｎｏ．１８及び１９は、Ｓｉの含有量が少なく、Ｆｅ系炭化物θが析出したため、遅れ破壊特性に劣る。また比較例Ｎｏ．２１は、鋼組織は規定範囲内であり、水素をトラップする能力はあるものの、Ｃｒの含有量が多く、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の効果を得るには、焼入れ処理前の加熱温度を１２００℃の高温に加熱する必要がある。これにより、旧オーステナイト粒が粗大化し遅れ破壊特性に劣る。また比較例Ｎｏ．２２は、焼戻し温度が５５０℃と高く、Ｆｅ系炭化物θが析出したため、遅れ破壊特性に劣る。また比較例Ｎｏ．２３は、鋼組成および焼戻し温度が規定範囲内であるものの、Ｆｅ系炭化物εが析出する焼戻し条件とＳｉ量の関係から逸脱したためにＦｅ系炭化物θが析出し、遅れ破壊特性に劣る。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．２０〜１．２２％、
Ｓｉ：０．５０〜５．００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｓ：０．０００５〜０．２０００％、
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼組織はＦｅ系炭化物εのサイズが２０ｎｍ以下で分散し、Ｆｅ系炭化物εの面積率が１．０％以上である焼戻しマルテンサイト組織であって、水素トラップ量が２．５ｐｐｍ以上、限界拡散性水素量が６．０ｐｐｍ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜４．７９％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
のうちの１種もしくは２種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高強度ボルト鋼。
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３００％、
Ａｌ：０．０１〜０．２０％、
のうちの１種もしくは２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼。
請求項１ないし３のいずれかの１項に記載の高強度ボルト鋼からなることを特徴とする高強度ボルト。