JP6159209B2 - 耐遅れ破壊性とボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼およびボルトの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車や各種産業機械等に用いられるボルト用鋼、およびこのボルト用鋼を用いて得られるボルトに関し、特に引張強度が１１００ＭＰａ以上であっても、優れた耐遅れ破壊性とボルト成形性を発揮する高強度ボルト用鋼、および高強度ボルトに関するものである。

一般のボルト用鋼として、特にＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０等のＪＩＳ規格鋼が汎用されている。しかしながら、これらの汎用鋼では、引張強度が１１００ＭＰａ以上となると、一定期間使用した後に突然脆性破壊するいわゆる遅れ破壊が生じ易くなるという問題がある。そこで遅れ破壊に対する特性（耐遅れ破壊性）を改善すること目的として、焼戻し軟化抵抗の向上を図った高強度ボルト用鋼が提案されている。

例えば、特許文献１には、Ｍｏ系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、並びにＭｏ，Ｔｉ，Ｖより選択される２種以上の元素を含む複合化合物（炭化物や窒化物等）で、大きさが５０ｎｍ以下の化合物を鋼中に適量分散させることによって、耐水素脆化特性を優れたものとし、これによって耐遅れ破壊性を改善する技術が提案されている。

また特許文献２、３には、鋼の化学成分組成を調整すると共に、ボルト製造時の焼入れ・焼戻し条件を適切に調整することによって、耐遅れ破壊性を改善する技術が提案されている。

特開平１０−１７９８５号公報 特開２００４−８４０１０号公報 特開２００７−３１７３４号公報

上述の通り、炭化物や窒化物等の化合物を多量に析出させて焼戻し軟化抵抗を増加させることや、ボルトの製造工程を工夫することによって、耐遅れ破壊性はある程度改善することはできる。しかしながら、ボルトの使用環境が更に過酷になると、炭化物や窒化物による水素トラップで無力化できる水素量（限界水素量）を、環境からボルトに侵入する水素量（侵入水素量）が上回ってしまい、遅れ破壊の原因となる拡散性水素が増加することにより、破断に至ることがある。

上記特許文献１では、水中で定荷重を付与して耐遅れ破壊性を評価しており、特許文献２では塩酸に一定時間浸漬した後、大気中で定荷重を負荷することにより、耐遅れ破壊性を評価しているが、どちらも評価の環境が更に過酷になれば、耐遅れ破壊性が低下することが懸念される。

一方、特許文献３は、引張強度が１４００ＭＰａ以上で耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトに関するものであるが、引張強度が１４００ＭＰａ以上となると、鋼材の腐食と水素進入が平行して進行する過酷な環境では、耐遅れ破壊性の低下が懸念される。また、ねじ底部に圧縮残留応力を付与する必要があるため、製造コストの増大を招く可能性がある。

耐遅れ破壊性を改善するためにこれまで提案されている技術では、いずれも過酷な環境下での耐遅れ破壊性が十分とはいえない。

本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼材としての強度を維持したままで、鋼材への侵入水素量や腐食量が多くなるような過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮することができ、しかもボルト成形性も良好な高強度ボルト用鋼、およびそのようなボルト用鋼から得られるボルトを提供することにある。

本発明にかかる高強度ボルト用鋼とは、Ｃ：０．１０〜０．３０％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｎｉ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．８０〜１．２０％、Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、Ｖ：０．０５〜０．１３％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つ下記（１）式および（２）式を満足するものである点に要旨を有するものである。
０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋
［Ｍｏ］／２≦１．３０ …（１）
［Ｃ］−（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０ …（２） 但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。

本発明の高強度ボルト用鋼には、必要によって、更にＣｕ：０．７０％以下（０％を含まない）を含有させることも有用であり、これによって、耐遅れ破壊性が更に改善される。

本発明の高強度ボルト用鋼は、８８０〜９６０℃で焼入れ、５５０〜６５０℃の焼戻しをすることにより、引張強度が１１００〜１４００ＭＰａのものとなる。

上記のような高強度ボルト用鋼を用い、これをボルト形状に成形し、転造によってねじ加工した後、８８０〜９６０℃で焼入れ、５５０〜６５０℃の焼戻しをすることにより引張強度が１１００〜１４００ＭＰａとなるような耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが得られる。

本発明では、化学成分組成を所定の関係式を満足しつつ厳密に規定することによって、
耐遅れ破壊性とボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼が実現でき、このような高強度ボルト用鋼を所定の焼入れ・焼戻し条件で熱処理することによって、鋼材としての強度を維持したままで、侵入水素量が多くなる過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮することができ、しかも良好なボルト成形性を示し、このような高強度ボルト用鋼は高強度ボルトの素材として極めて有用である。

図１は、引張試験用試験片の形状を示す模式図である。 図２は、腐食試験用試験片の形状を示す模式図である。 図３は、遅れ破壊試験用試験片の形状を示す模式図である。 図４は、圧縮試験用試験片の形状を示す模式図である。

本発明者らは、ボルト用鋼の耐遅れ破壊性を改善すべく、様々な角度から検討した。遅れ破壊は、主に鋼材の強度が上昇するほど生じ易くなり、特に引張強度が１１００ＭＰａ以上となると顕著に悪化することが知られている。こうしたことから、従来では炭化物や窒化物を多量に析出させることにより、水素トラップサイトを生成し、耐遅れ破壊性を向上させた鋼材が提案されている。しかしながら、過酷な環境下では、化合物析出により限界水素量を高めても、鋼材への侵入水素量が非常に多いため、優れた耐遅れ破壊性を発揮させることは困難である。

本発明者らは、過酷な環境下でも十分な耐遅れ破壊性を発揮できるボルト用鋼、およびボルトについて鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制すると共に、各元素を所定の関係式を満足させるように制御することで、鋼材の強度を維持したまま、延性を飛躍的に向上させて耐遅れ破壊性が改善できたのである。また、Ｃ含有量が０．３０％以下の鋼材に対して、更に所定量のＮｉを含有させることによって、鋼材の耐食性を飛躍的に向上させ、耐遅れ破壊性を更に改善できることも見出した。

従来では、Ｃ含有量が０．３０％より多い鋼材を５５０℃以上で焼戻すことにより、強度と耐遅れ破壊性を両立させていたが、Ｃ含有量が０．３０％より多いとＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の元素を含む炭窒化物による水素トラップサイトを析出させても、過酷な環境下では耐食性が低いために、侵入水素量が限界水素量よりも多くなり、優れた耐遅れ破壊性を確保することは困難であった。

またＣ含有量が０．３０％より多くなると、焼戻しで炭化物を析出させても、鋼中の固溶Ｃ量が多いために、焼戻し後の延性が低くなり、鋼中水素量が一定以上になったときに遅れ破壊が発生しやすかった。

これに対して本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制し、且つ上記（１）式および（２）式の関係を満足させることで、強度を維持したまま延性を大きく向上させることが可能となる。またＣ含有量が０．３０％以下の鋼材に対してＮｉを複合添加することにより耐食性を大きく向上することができたため、過酷な環境での耐遅れ破壊性を飛躍的に向上することができたのである。

本発明のボルト用鋼は、Ｃ含有量が０．３０％以下の鋼材を５５０℃以上の温度で焼戻すことによって、析出硬化型元素を合金炭化物として析出させるため、鋼材の母相に含まれる固溶Ｃ量を０．３０％よりも更に低減することができる。また母相のＣ含有量が低下している状態でＮｉを添加すると、Ｃ含有量が高い状態で添加するよりも、効果的に耐食性を向上させることが可能となる。

本発明のボルト用鋼では、上記の通り、Ｃ含有量を０．３０％以下とし、Ｎｉと他の析出硬化型元素を一定の範囲で含有させることで、耐食性と延性を向上することに特徴があるが、ボルトとして必要なその他の特性を確保するためには、下記の通り化学成分組成を満足させる必要がある。

（Ｃ：０．１０〜０．３０％）
Ｃは、鋼材の焼入れ性と強度確保のために必要な元素であるが、その含有量が増大するにつれて鋼材の延性と耐食性が低下する。本発明の鋼材では、Ｃ含有量が低くなるほど延性が向上するが、Ｃ含有量が０．１０％未満になると、量産工程では焼入れ時にマルテンサイト変態を起こしにくくなり、その後の析出強化も不十分となるため、調質後のボルトの強度を安定させることが難しくなる。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、延性の悪化により耐遅れ破壊性が劣化する。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．２７％以下（より好ましくは０．２５％以下）である。

（Ｎｉ：０．４０〜０．７０％）
Ｎｉは、鋼材の耐食性を向上させて水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を改善する上で有効な元素である。こうした効果を十分に発揮させるには、Ｃ含有量を０．３０％以下に抑制した上で、Ｎｉを０．４０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、その効果が飽和すると共にコストアップを招くことになる。こうしたことから、Ｎｉ含有量は０．７０％以下とした。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．４５％以上（より好ましくは０．５０％以上）であり、好ましい上限は０．６５％以下（より好ましくは０．６０％以下）である。

（Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む））
Ｓｉは、強度確保に有効な元素であるが、その含有量が過剰になるとボルト成形性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２％以下とする必要がある。より好ましくは０．１５％以下（更に好ましくは０．１％以下）である。尚、Ｓｉ含有量は、０％であってもよいが、原料や耐火物等からの混入があるため、Ｓｉは例えば０．００５％以上（特に０．０１％以上）程度であることが多い。

（Ｍｎ：０．３０〜０．８０％）
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するために有用な元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｎを０．３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界への偏析が助長され粒界強度が低下するため、遅れ破壊が生じ易くなる。こうした観点から、Ｍｎ含有量は０．８０％以下に抑える。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％以上（より好ましくは０．４５％以上）であり、好ましい上限は０．７０％以下（より好ましくは０．６０％以下）である。

（Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない））
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる元素であるため、低いほうが望ましく、その上限を０．０３％とする。しかしながら、Ｐ含有量を０％にすることは困難であり、通常０．００１％以上であることが多い。尚、Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％以下（より好ましくは０．０１％以下）である。

（Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない））
Ｓは、鋼中にＭｎＳを形成し、該ＭｎＳが応力負荷時に応力集中箇所となり、遅れ破壊の起点となり得る。従って、耐遅れ破壊性の改善には、Ｓ含有量をできるだけ減少させる必要があり、本発明では０．０３％以下に抑える。しかしながら、Ｓを０％にすることは困難であり、通常０．００１％以上であることが多い。尚、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２％以下（より好ましくは０．０１％以下）である。

（Ｃｒ：０．８０〜１．２０％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性および耐食性を高める作用があると共に、前述した通り、焼戻し時に炭化物として析出するため、強度と耐遅れ破壊性を向上させるのに有効に作用する。こうした効果を十分に発揮させるには、Ｃｒを０．８０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼材の冷間加工性が劣化するため、１．２０％以下にする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％以上（より好ましくは０．９５％以上）であり、好ましい上限は１．１０％以下（より好ましくは１．０５％以下）である。

（Ｍｏ：０．８０〜１．５０％）
Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、且つ析出硬化型元素でもあるため、焼戻し後の強度を向上させるのに有効な元素である。本発明のボルト用鋼では、Ｃ含有量を０．３０％以下としているため、従来鋼と同等の強度を確保するには、Ｍｏを０．８０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、冷間加工性が悪化するため、Ｍｏ含有量の上限を１．５０％以下とした。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．８５％以上（より好ましくは０．９０％以上）であり、好ましい上限は１．２０％以下（より好ましくは１．１０％以下）である。

（Ｖ：０．０５〜０．１３％）
Ｖは、鋼材の結晶粒を微細化すると共に、焼戻し時に析出する炭化物により、強度と耐遅れ破壊性を向上させることができる。これらの作用を発揮させるには、Ｖ含有量を０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、圧延時に粗大な炭化物として析出し、冷間加工性が悪化したり、コストアップの要因となるため、Ｖ含有量は０．１３％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６％以上（より好ましくは０．０８％以上）であり、好ましい上限は０．１０％以下（より好ましくは０．０９％以下）である。

（Ｔｉ：０．０２〜０．０８％）
Ｔｉは、圧延段階でＴｉＮやＴｉＣとなり、水素トラップサイトとして活用することができる。この様な効果を発揮させるには、Ｔｉ含有量を０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が析出して冷間加工性が劣化したり、コストアップの要因となるため、０．０８％以下とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％以上（より好ましくは０．０４％以上）であり、好ましい上限は０．０７％以下（より好ましくは０．０６％以下）である。

（Ａｌ：０．０１〜０．１０％）
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、またＡｌＮを形成して結晶粒を微細化する効果もある。脱酸剤としての利用を考慮すると、現実的には０％を超えており、結晶粒微細化効果を発揮させる観点からは０．０１％以上存在させる。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量の増加に伴い、粗大な炭窒化物系介在物量が増大して、耐遅れ破壊性が低下し易くなる。よってＡｌ含有量は０．１０％以下に抑える。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

（Ｎ：０．００１〜０．０１０％）
Ｎは、鋼材の溶製後の凝固段階でＴｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは高温で加熱しても溶解しないため、焼戻し時に生成するＴｉＣ量を低下させる。従って、Ｎは０．０１０％以下とする必要がある。Ｎを０％にすることは困難であり、通常０．００１％以上であることが多い。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％以上（より好ましくは０．００６％以上）であり、好ましい上限は０．００９％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。

本発明に係る高強度ボルト用鋼における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（上記Ｐ，Ｓ以外の不純物）であるが、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の高炭素鋼線材には、必要によって、更にＣｕ：０．７０％以下（０％を含まない）を含有させることも有用である。

（Ｃｕ：０．７０％以下（０％を含まない））
ＣｕはＮｉと同様に、鋼材の耐食性を高めて水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を更に向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、効果が飽和すると共にコストアップの原因となる。こうした観点から、Ｃｕ含有量は０．７０％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．６５％以下（更に好ましくは０．６０％以下）である。また、上記の効果を発揮させるための好ましい下限は０．４０％以上であり、より好ましくは０．４５％以上、更に好ましくは０．５０％以上である。

本発明のボルト用鋼では、上記のように各成分の範囲を適切に調整するだけでは、本発明の目的を達成することができず、下記（１）式および（２）式の関係式を満足する必要がある。これらの作用効果は下記の通りである。
０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２≦１．３０ …（１）
［Ｃ］−（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。

上記（１）式は、鋼材の炭素当量に相当する式である。本発明の鋼材では、Ｃ含有量を０．３０％以下にすることで、侵入水素量を低減しているが、従来鋼と同等の強度を確保するためには、（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２）で規定される炭素当量（以下、「Ａ値」と呼ぶ）を或る一定の値以上にする必要がある。このＡ値が、０．８５（質量％）より小さい場合には、５５０℃以上の焼戻し温度では１１００ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。一方、このＡ値が大きくなり過ぎると、合金含有量が増大し、高コストとなるため、その上限を１．３０（質量％）以下とした。尚、Ａ値の好ましい下限は０．９３以上（より好ましくは０．９５以上）であり、好ましい上限は１．１０以下（より好ましくは１．０５以下）である。

上記（２）式は、焼戻し処理で炭化物として析出するＭｏとＶによって、鋼中の炭素がどの程度消費されるかを便宜的に示した関係式である。ここで、Ｍｏの係数である０．０７は炭化物Ｍｏ₂ＣでのＭｏとＣの原子量比であり、Ｖの係数である０．２０は炭化物Ｖ₄Ｃ₃でのＶとＣの原子量比である。（２）式の左辺[＝［Ｃ］−（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）]により求まる数値（以下、「Ｂ値」と呼ぶ）は、鋼中の固溶Ｃ量を意味するものではないが、焼戻し後の鋼材に固溶Ｃがどの程度残っているかを相対比較する数値としては利用可能である。従って、このＢ値は延性の良否を示す指標となり、良好な延性を示すためには、Ｂ値は０．２０（質量％）以下とする必要がある。Ｂ値の好ましい上限は０．１７以下（より好ましくは０．１５以下）であり、好ましい下限は０．０２以上（より好ましくは０．０３以上）である。

即ち、上記のように（１）式および（２）式の関係を満足させつつ化学成分組成を規定することによって、引張強度が１１００ＭＰa以上であるにも拘わらず、後述する「遅れ破壊強度比」が０．８０以上（好ましくは０．９０以上）を示すような良好な耐遅れ破壊性が発揮できる。但し、引張強度が１４００ＭＰaを超えると、良好な耐遅れ破壊性を確保することが困難となる。

上記のような化学成分組成を有する鋼材は、潜在的に優れた強度特性および耐遅れ破壊性を有しているが、この鋼材を用いて強度特性および耐遅れ破壊性が十分に優れた高強度ボルトを得るには、所定のボルト形状に加工後、焼入れ・焼戻しを適切な条件で行うことが推奨される。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化型元素を含む微細炭化物は、強度向上のみならず、鋼材の限界水素量も向上することができるため、Ｃ含有量の低減による延性の向上と、侵入水素量の抑制効果と組み合わせることにより、耐遅れ破壊性を飛躍的に向上することができる。また、優れた耐遅れ破壊性を実現するには、焼入れ時の結晶粒粗大化を防止することも有効である。

こうした観点から、焼入れ時の加熱温度を８８０℃以上とすることが推奨される。焼入れ時の加熱温度が８８０℃よりも低くなると、前記析出硬化型元素が鋼中に固溶せず、焼戻しを行っても十分な析出物を確保できない。また焼入れ前の組織に球状化炭化物が存在する場合には、該球状化炭化物が溶け残り、所定の引張強度が得られ難くなる。この加熱温度は、好ましくは９００℃以上とする。一方、焼入れ時の加熱温度が高すぎると、焼ムラ、結晶粒粗大化等の不具合が生じたり、設備改善等のコストアップを招く原因となる。こうしたことから、焼入れ時の加熱温度は９６０℃以下とするのがよい。より好ましくは９３０℃以下である。

一方、焼戻しについては、焼入れ加熱時に固溶したＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化型元素を、微細な析出物として析出させるために、５５０℃以上の温度で焼戻すことが推奨される。これより低い温度で焼戻しを行っても微細炭化物が析出し難く、焼戻し軟化抵抗と水素トラップ効果が得られないため、耐遅れ破壊性を十分に改善することができない。より好ましくは、焼戻し時の加熱温度を５７０℃以上とする。一方、焼戻し温度が高すぎると、軟化抵抗の効果が薄れて、十分な軟化抵抗が得られず、所定の強度が得られなくなるため６５０℃以下とすることが推奨される。より好ましくは６００℃以下である。尚、上記温度は、いずれも鋼材の表面温度で管理したものである。

また焼入れ・焼戻しにおける上記以外の条件は、上記加熱温度と析出硬化型元素の特性を考慮して設定することができ、例えば下記の条件を採用することができる。
[焼入れ条件]
加熱の保持時間：１０分以上（好ましくは２０分以上）
１時間以下（好ましくは５０分以下）
冷却条件：油冷または水冷

[焼戻し条件]
加熱の保持時間：３０分以上（好ましくは７０分以上）
３時間以下（好ましくは２時間以下）
冷却条件：油冷，水冷または空冷

焼入れ時の加熱の保持時間は、鋼材中心部に存在する析出硬化型元素を十分固溶させるためには、１０分以上必要である。また保持時間が長くなると、結晶粒の粗大化が懸念されるので１時間以下とした。

焼戻し時の加熱の保持時間は、合金炭化物を析出させるために３０分以上の加熱が必要である。また、焼戻し時の加熱の保持時間が３時間を超えても、効果が飽和する。

本発明では、上記以外の製造条件については限定するものではなく、上記化学成分組成を満たす鋼材を用いて、例えば熱間圧延後、必要に応じて球状化焼鈍を行った後に伸線し、その後冷間鍛造等の冷間加工を行ってボルト形状とすることができる。

また、引張強度が１１００ＭＰａ以上となる高強度ボルトは、通常は球状化焼鈍を実施してからボルト成形を行うが、本発明ではＣ含有量を０．３０％以下（好ましくは０．２７％以下）とすることによって、球状化焼鈍を実施せずとも、ボルト形状への成形が可能となる。尚、ボルト形状に成形した後には、上記のような焼入れ・焼戻し処理するに先立ち、転造にてねじ加工が施される。

上述のようにして焼入れ・焼戻しして得られたボルトでは、引張強度が１１００ＭＰａ以上と高強度を示すことに加え、旧オーステナイト結晶粒度が、結晶粒度番号：１０．０以上と微細であるため、高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊性にも優れている。より好ましくは旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．５以上（更に好ましくは１１．０以上）である。

本発明の高強度ボルトは、ハイテンションボルト、トルシア型ボルト、溶融亜鉛めっき高力ボルト、防錆処理高力ボルト、耐火鋼高力ボルト等に適用でき、自動車分野、建築分野、産業機械分野で用いられる高強度且つ耐食性、耐遅れ破壊性に優れたボルトとして最適である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示した化学成分組成からなる供試鋼（鋼種Ａ〜Ｆ、Ａ１〜Ｔ１）を、φ１２ｍｍまで熱間圧延した後、下記表２に示す条件で焼入れ・焼戻しした。この様にして得られた各試料について、旧オーステナイト結晶粒度番号、引張強度（ＴＳ）、延性（絞り）、腐食減量、遅れ破壊強度比、および割れ限界圧縮率を下記の要領で調査した。

[旧オーステナイト結晶粒度番号の測定]
焼入れ・焼戻しを行った試料の横断面のＤ／４部（Ｄ：直径）を観察し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従って、旧オーステナイト結晶粒度番号（結晶粒度番号）を測定した。

[引張強度と延性の測定]
上記旧オーステナイト結晶粒度番号を測定後、図１に示す引張試験用試験片（図中の単位はｍｍ）を切削加工により作製して引張試験を行った。そして、引張強度が１１００ＭＰａ以上のものを十分な引張強度を示すと評価した。また、引張試験での絞り（ＪＩＳ Ｚ２２４１）が６５．０％よりも大きいものを延性に優れていると評価した。

[腐食減量の測定]
上記旧オーステナイト結晶粒度番号を測定後、図２に示す腐食試験用試験片（図中の単位はｍｍ）を切削加工により作製して酸浸漬による腐食試験を行った。腐食試験は、上記腐食試験用試験片を酸性水溶液（１５％ＨＣｌ）に３０分浸漬し、浸漬前・後の試験片の質量変化量を試験片の初期質量で除した後、百分率に換算した値を「腐食減量」として求めた。そして腐食減量が０．０２％以下のものを、耐食性に優れると評価した（引張強度が１１００ＭＰａ未満の鋼については評価せず）。

[遅れ破壊強度比の測定]
上記旧オーステナイト結晶粒度番号の測定および引張試験後、引張強度が１１００ＭＰａ以上の鋼について、図３に示すボルトのねじ部を模擬した遅れ破壊試験用試験片（図中の単位はｍｍ）を切削加工により作製して遅れ破壊試験を行った。この試験片での遅れ破壊試験結果は、実ボルトでの遅れ破壊試験結果と良い相関が得られることが知られている。遅れ破壊試験は、上記遅れ破壊試験用試験片を酸性水溶液中に浸漬（１５％ＨＣｌ）し、種々のレベルの応力を負荷し、１００時間に亘って負荷し続けても破断しない最大負荷応力を、試験片の引張強度で除した値を「遅れ破壊強度比」として求めた。そして遅れ破壊強度比が、遅れ破壊の実際に生じる確率が極めて小さい遅れ破壊強度比：０．８０以上のものを、耐遅れ破壊性に優れると評価した。

[割れ限界圧縮率の測定]
圧延後の供試鋼を球状化焼鈍し、図４に示す圧縮試験用試験片（円柱状試験片：図中の単位はｍｍ）に加工した後、プレス機を用いて圧縮試験を実施した（球状化材）。夫々の圧縮率を変化させ、下記（ａ）〜（ｃ）の手順によって試験片に割れが発生しない限界の圧縮率を求め、これを割れ発生限界圧縮率（「割れ限界圧縮率」と表記）とした。そして、割れ限界圧縮率が、ボルトのフランジ加工が可能となる７５．０％以上のものを、冷間加工性（ボルト成形性）に優れると評価した。尚、球状化焼鈍については、各鋼材のＡｃ₁変態点を下記（３）式によって求め、（Ａｃ₁変態点＋１０℃）の温度で実施した。
Ａｃ₁変態点＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］−１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］ …（３）
但し、［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｓｉ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｍｎ，Ｎｉ，ＳｉおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

（割れ限界圧縮率の測定手順）
（ａ）下記（４）式で示される圧縮率が５０％となる圧縮試験を、各鋼材の夫々について３回行ない、３回とも割れが発生しなかった場合に、圧縮率を５２．５％として新しい試験片を用いて圧縮試験を実施した。
圧縮率＝［（ｈ₀−ｈ）／ｈ₀］×１００（％） …（４）
但し、ｈ₀：試験片の初期高さ（１５ｍｍ）
ｈ：試験片の試験後の高さ
（ｂ）圧縮率を５２．５％となる圧縮試験を、各鋼材の夫々について３回行ない、３回とも割れが発生しなかった場合に、圧縮率を５５．０％として新しい試験片を用いて圧縮試験を実施した。
（ｃ）ｎ＝３回の圧縮試験で１つも割れが発生しない圧縮率の最大値を「割れ限界圧縮率」とした。

これらの結果を、下記表３に示す。

これらの結果から、次のように考察することができる．試験Ｎｏ．１〜１２は、本発明で規定する要件を満足するものであり、１１００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に、過酷な環境下での耐遅れ破壊性にも優れていることが分かる。また、割れ限界圧縮率が高くなっている。これに対し、試験Ｎｏ．１３〜３４は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、いずれかの特性が劣化している。

試験Ｎｏ．１３，１４は、化学成分組成に関しては本発明で規定する要件を満足しているが、焼戻し温度が低いため引張強度が１４００ＭＰａを超えており、遅れ破壊強度比が低下している（試験Ｎｏ．１３は絞りも低くなっている）。

試験Ｎｏ．１５は、Ｃ含有量が少ないために、上記の熱処理条件では焼入れ時にマルテンサイト変態を起こさず、所定の強度を確保することができない。試験Ｎｏ．１６は、Ｃ含有量が多すぎるため、耐食性の劣化により侵入水素量が増加し、耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。

試験Ｎｏ.１７は、耐遅れ破壊性は優れた値を示していたが、Ｓｉ含有量が多いために、割れ限界圧縮率が低下し、ボルト成形が困難である。

試験Ｎｏ.１８は、Ｍｎ含有量が少ないため、鋼材の焼入れ性が低く、焼入れが不十分となり、所定の引張強度を確保できなかった。試験Ｎｏ．１９は、Ｍｎ含有量が過剰であるため、粒界強度が低下して耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。

試験Ｎｏ．２０は、ＰおよびＳの含有量が共に規定の上限を超えているため、粒界が脆化し、耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．２１は、Ｎｉ含有量が少ないために耐食性が劣化し、侵入水素量が増加したため耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。

試験Ｎｏ．２２は、Ｃｒ含有量が少ないため焼入れ性が低く、焼戻し時の析出強化も不十分なため、所定の引張強度を確保できなかった。試験Ｎｏ．２３は、引張強度は確保することができたが、Ｃｒ含有量が少ないため耐食性が悪化し、侵入水素量が増加したため、耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。

試験Ｎｏ．２４は、Ｃｒ含有量が過剰であるため、引張強度や耐遅れ破壊性は優れているが、割れ限界圧縮率が低下したため、ボルト成形が困難である。

試験Ｎｏ．２５は、Ｍｏ含有量が少ないために焼入れ性が低く、焼戻し時の析出強化も不十分なため、所定の引張強度を確保できなかった。試験Ｎｏ．２６は、Ｍｏ含有量が多いために、耐遅れ破壊性は優れているが、割れ発生限界圧縮率が低下したため、ボルト成形が困難である。

試験Ｎｏ．２７は、Ｖ含有量が少ないため（添加せず）、５８０℃で焼戻しても析出炭化物結晶が生成せず、水素トラップ効果が十分できないため、耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。試験Ｎｏ．２８は、Ｖ含有量が多いため、粗大な炭化物が析出し、割れ限界圧縮率が低下した。

試験Ｎｏ．２９は、Ｔｉ含有量が少ないため（添加せず）、結晶粒が粗くなって、延性（絞り）が低いことと、ＴｉＣによる水素トラップ効果がないため、耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。試験Ｎｏ．３０は、Ｔｉ含有量が多いため、粗大な炭化物が析出し、割れ限界圧縮率が低下した。

試験Ｎｏ．３１，３２は、個々の添加元素については規定を満足しているが、炭素当量(Ａ値)が低いため、焼戻し後の引張強度（１１００ＭＰａ以上）を満足することができなかった。

試験Ｎｏ．３３は、個々の添加元素については規定を満足しているが、Ｂ値が大きいために固溶Ｃ量が多く、耐食性が悪いことに加え、水素トラップ機能も不十分なため、耐遅れ破壊性が劣化（遅れ破壊強度比が低い）した。

試験Ｎｏ．３４は、従来鋼のＳＣＭ４３５を用いて行った例であるが、本発明とは化学成分が異なっているため耐遅れ破壊性が低下した（絞り、および耐食性も低下）。

Claims (4)

1. Ｃ ：０．１０〜０．３０％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
   Ｎｉ：０．４０〜０．７０％、
   Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：０．３０〜０．８０％、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：０．８０〜１．２０％、
   Ｍｏ：０．８０〜１．５０％、
   Ｖ ：０．０５〜０．１３％、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
   を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
   且つ下記（１）式および（２）式を満足するものであることを特徴とする耐遅れ破壊性とボルト成形性に優れた高強度ボルト用鋼。
   ０．８５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｎｉ］／２０＋［Ｃｒ］／９＋
   ［Ｍｏ］／２≦１．３０ （１）
   ［Ｃ］−（０．０７×［Ｍｏ］＋０．２０×［Ｖ］）≦０．２０ （２）
   但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
2. 更に、Ｃｕ：０．７０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の高強度ボルト用鋼。
3. ８８０〜９６０℃で焼入れ、５５０〜６５０℃の焼戻しをすることにより引張強度が１１００〜１４００ＭＰａとなるものである請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ボルト用鋼を用い、これをボルト形状に成形し、転造にてねじ加工した後、８８０〜９６０℃で焼入れ、５５０〜６５０℃の焼戻しをすることを特徴とする引張強度が１１００〜１４００ＭＰａである耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法。

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