【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
この発明は、高強度と、すぐれた耐遅れ破壊性を有し、
例えば高力ボルト用として最適な高張力鋼に関するもの
である。
近年、構造物の大型化にともない高張力鋼板の強度に対
する要求が高まつてきているが、それにともなって、そ
の締結臭としての例えば高張ボルトにも益々高強度化の
きざしが見受けられ、さらに、自動車や建設機械等にお
ける軽量化傾向も、より強力なボルト類の必要性に一層
拍車をかける要素となってきている。
従来、このような要求にこたえるための高力ボルト用鋼
としては、例えば、ＪＩＳ・Ｇ４１０５（１９７９）の
ＳＣＭ４３５たる０．３５％Ｃ−１．０％Ｃて一０．２
％Ｍｏ鋼や、同じくＪＩＳ・Ｇ４１０３（１９７９）の
ＳＮＣＭ４３１たる０．３１％Ｃ−１．８％Ｎｉ−０．
８％Ｃｒ−０．２％Ｍｏ鋼、あるいは０．２％Ｃ−０．
８％Ｃｒ−０．００２％Ｂ鋼（ＪＩＳ規格なし）のよう
なボロン鋼等の、嫌入焼戻された低合金鋼が使用されて
いた。
しかし、これらの低合金鋼を高力ボルトとして用いた場
合、特に引張強さが１２５ｋｇｆ／側２ を越えるもの
は、使用中に遅れ破壊を生じるという問題点があった。
このような問題のために、ＪＩＳ・ＢＩ１８６（１９７
９）の「摩擦接合用高力六角ボルト、六角ナット、平座
金のセット」においては、高力ボルト用の区分として、
Ｆ８Ｔ（引張強さ：８０〜１００ｋ９ｆ／側２ ）、Ｆ
ＩＯＴ（引張強さ：１００〜１２０ｋｇｆ／柳２）、お
よびＦｌＩＴ（引張強さ：１１０〜１３０ｋ９ｆ／側２
）の３種類が規定されているものの、ＦｌＩＴは括弧付
で“なるべく使用しないこと”とされている。一方、１
８％Ｎｉマルェーンジング鋼（１８％Ｎｉ−７．５％Ｃ
ｏ−５％Ｍｏ−０．５％Ｔｉ−０．１％Ａそ鋼）は、通
常の低合金鋼よりも耐遅れ破壊性がすぐれており、引張
強さ１５０This invention has high strength and excellent delayed fracture resistance,
For example, it relates to high-strength steel that is optimal for high-strength bolts. In recent years, with the increase in the size of structures, the demand for the strength of high-tensile steel plates has increased, and along with this, there are signs that the strength of high-tensile bolts, such as high-strength bolts, is becoming increasingly stronger. The trend toward weight reduction in automobiles, construction machinery, etc. is also a factor that is further accelerating the need for stronger bolts. Conventionally, the steel for high-strength bolts that meets these demands has been, for example, JIS G4105 (1979) SCM435, 0.35%C-1.0%C-0.2.
%Mo steel and 0.31%C-1.8%Ni-0.SNCM431 of JIS G4103 (1979).
8%Cr-0.2%Mo steel or 0.2%C-0.
A low-alloy steel that has been tempered in a negative manner has been used, such as boron steel such as 8% Cr-0.002% B steel (no JIS standard). However, when these low-alloy steels are used as high-strength bolts, especially those with a tensile strength exceeding 125 kgf/side 2, there is a problem that delayed fracture occurs during use. For such problems, JIS/BI186 (197
In 9) "Set of high-strength hexagonal bolts, hexagonal nuts, and flat washers for friction bonding", the classification for high-strength bolts is as follows:
F8T (Tensile strength: 80-100k9f/side 2), F
IOT (tensile strength: 100-120kgf/willow 2), and FlIT (tensile strength: 110-130k9f/side 2)
) are stipulated, but FlIT is stated in parentheses that it should not be used as much as possible. On the other hand, 1
8%Ni maraging steel (18%Ni-7.5%C
o-5%Mo-0.5%Ti-0.1%A steel) has superior delayed fracture resistance than ordinary low alloy steel, and has a tensile strength of 150
【９１／肋２程度まで使用できるが、これは
極めて高価な鋼であり、一般の±木津築用高力ボルトや
機械構造用高力ボルト（自動車や建設機械等）として使
用することのできないものであった。
本発明者等は、上述のような観点から、１２５ｋ９ｆ／
協以上の引張強さを有しているとともに、耐遅れ破壊性
が従釆の低合金鋼よりもすぐれており、かつ、安価で実
用的な高張力材料を得るべく研究を行なった結果、以下
ａおよびｂに示すような知見を得たのである。
ａ 遅れ破壊は、静荷重下におけれた鋼がある時間経過
後、突然脆性的に彼断する現象であり、外部環境から鋼
中に侵入した水素による一種の水素脆性とされているも
のであるが、鋼中に逆変態オーステナィトが存在すると
、外部環境から鋼中に侵入する水素がオーステナィト相
にトラップされて、このために遅れ破壊が生じにくくな
ること。
ｂ 特に、特定成分の、０．２％Ｃ−９％Ｎｉ−２％Ｍ
ｏ系鋼を油焼入れ等によって急冷した後、特定の温度範
囲で暁戻すと、鋼は、Ｍｏ等による析出強化がなされる
とともに、熱的に安定な逆変態オーステナィトを１０〜
２咳容量％の割合で生じ、引張強さが１２５ｋ９ｆ／肋
２以上で、かつ耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼材とな
ること。
したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
もので、高張力鋼を、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．２
５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜０．９％、
Ｎｉ：８．０〜１０．０％、
Ｍｏ：１．０〜２．５％、
Ｆｅおよび不可避不純物：残り、
の成分組成で構成するか、あるいはさらに、Ｖ：０．１
０〜０．２５％、を含有せしめて構成するとともに、そ
の組織を焼民マルテンサィトと逆変態オーステナィトの
２相組織として、１２５ｋ９ｆ／側２以上の引張強ごと
、すぐれた耐遅れ破壊性を付与せしめたことに特徴を有
するものである。
ついで、この発明の耐遅れ破壊性のすぐれた高張力鋼に
おいて、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＭｏおよびＶ成分の成
分組成範囲、ならぴに熱処理条件を上述のように限定し
た理由を説明する。｛ａ】Ｃ
Ｃ成分には、鋼に必要な強度を付与する作用があるが、
その含有量が０．１５重量％禾満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方０．２５重量％を越えて含有させ
ると、他の合金元素との関連で耐遅れ破壊性を損ない、
かつ轍性をも劣化するようになることから、その含有量
を０．１５〜０．２５重量％と限定した。
‘ｂ’Ｓｉ
Ｓｉ成分は、鋼の脱酸のために必要な元素であるが、０
．５重量％を越えて含有させると腕化が著しくなるので
、その含有量を０．５重量％以下と限定した。
‘ｃ’ Ｍｎ
Ｍｎ成分は、鋼の脱酸および脱硫に必要な元素であり、
その含有物が０．５重量％未満では脱酸・脱硫作用に所
望の効果が得られず、一方、０．９重量％を越えて含有
させると鋼の加工性を劣化させるようになることから、
その含有量を０．５〜０．９重量％と限定した。
風 Ｎｉ
Ｎｉ成分は、鋼のオーステナィト安定化に有効な元素で
あり、Ａ，点やＡ３点はいずれもＮｉの増量とともに低
下する。
そして、本発明高張力鋼の構成成分であるＭｏやＶの析
出強化が利用できる暁戻温度範囲で、熱的に安定なオー
ステナィトを生成せしめるためには８．の雲量％以上の
Ｎｉ成分が必要であるが、１０．の重量％を越えて含有
させると鋼の強度の低下が著しくなることから、その含
有量を８．０〜１０．の重量％と限定した。‘ｅ｝ Ｍ
ｏ
Ｍｏ成分は、析出硬化により鋼の強度を上昇させる作用
を有しているが、その含有量が１．の重量％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方２．５重量％を越
えて含有せしめても含有量の増加による強度上昇が少な
く、経済性を損なうようになることから、その含有量を
１．０〜２．５重量％と限定した。
‘Ｏ Ｖ
Ｖ成分には、Ｍｏ成分と同様に析出強化のために有効な
作用があるので、より高強度が要求される場合に必要に
応じて含有されるが、その含有量が０．１重量％未満で
は前記作用に所望の効果が発揮されず、一方０．２５重
量％を越えて含有させると鋼の轍性が劣化するようにな
ることから、その含有量を０．１〜０．２５重量％と限
定した。
なお、この発明に係る２相組織高張力鋼を製造するには
、前記成分組成に調整した鋼を急冷しマルテンサィト組
織にした後、５７０〜６２５００の比較的狭い温度範囲
内で暁戻すことは重要なことである。つまり、５７０〜
６２ｙｏの間で焼戻すことにより、ＭｏやＶによる析出
強化を利用し、かつ熱的に安定な逆変態オーステナィト
を１０〜２庇容量％の．割合で生ぜしめることが可能と
なるのである。５７０ｏｏ未満の暁房温度では充分な析
出強化が得られず、また逆変態オーステナィト量も少な
く、強度、耐遅れ破壊性のいずれも良好でない。
一方、焼房温度が６２５００を越えると、焼戻し中に生
じる逆変態オーステナィトが熱的に不安定となり、焼戻
し後の冷却で再びマルテンサィト化するため、鞠性およ
び耐遅れ破壊性が劣化する。つぎに、この発明を実施例
により比較例と対比しながら説明する。
実施例
まず、第１表に示す成分組成をもった本発明鋼Ａ〜Ｇ、
比較鋼Ｈ〜Ｌ｛構成成分のうち、いずれかの成分含有量
（第１表には※印で表示）がこの発明の範囲から外れた
もの｝、および従来鋼Ｍ〜○をそれぞれ溶製し、ついで
熱間鍛造により直径が２２肋の榛鋼にした。
その後、袷間鍛造および冷間転造によってＭ２２ボルト
に成形した後、本発明鋼Ａ〜Ｇおよび比較鋼Ｈ〜Ｌにつ
いては、温度：９５０ｏｏに３０分保持後油焼入れの焼
入れ処理と、５５０℃、５７５ｑ０、６００ｑ０、６２
５ｏ０、および６５０００のそれぞれの温度に１時間保
持後油冷の焼戻し処理からなる熱処理を施し、また従来
鋼ＭおよびＮ‘こついては、温度：８５０ｑ０に３０分
保持後油焼入れの焼入れ処理と、４２５℃および５００
ｏｏの温度にそれぞれ１時間保持後油冷の焼戻し処理か
らなる熱処理を、さらに従来鋼０については、温度：９
００００に３０分保持後水焼入れの焼入れ処理と、３２
５００および３７６０の温度のそれぞれ１時間保持後油
冷の焼戻し処理からなる熱処理をそれぞれ施し、これら
のボルト船船から、平行部８．５肌ぐの引張試験片を切
出し、常温で引張式験を行なった。
また、各鋼種、各熱処理条件について、２０本ずつのボ
ルトを５０肌厚の欧鋼板に導入軸力３０トン（続付引張
応力１００ｋ９ｆ／柵２）で締付けた。
そしてこの綿付体を工業地帯自然大気中に曝露し、８年
間観測を続けて遅れ破壊による破断の有無を調べた。こ
のようにして調べた引張強さと破断本数もまとめて第１
表に示した。第１表からは、本発明で規定した成分組成
通りの鋼Ａ〜Ｇのすべてのものにおいて引張強ごが１２
５ｋ９ｆ／側２以上となっており、しかも５７０〜６２
５ｏ０で競戻したもの（焼房マルテンサィトと逆変態オ
ーステナイトの２相組織鋼となっていることが確認され
た）は遅れ破壊による被断本数が０であることが明白で
あり、特に、引張強さが１５０ｋｇｆ／側２ レベルの
ものでも遅れ破壊を生じておらず、強度および耐遅れ破
壊性のバランスが極めて良好な高力ボルト用に最適の高
張力鋼が得られることがわかる。[91/ Up to about 2 ribs can be used, but this is extremely expensive steel and cannot be used as general high-strength bolts for Kizu construction or high-strength bolts for machine structures (automobiles, construction machinery, etc.) Met. From the above-mentioned viewpoint, the present inventors have developed the 125k9f/125k9f/
As a result of our research to obtain a low-cost, practical high-tensile strength material that has a tensile strength higher than that of 100%, has superior delayed fracture resistance than conventional low-alloy steels, and has developed the following materials: The findings shown in a and b were obtained. a Delayed fracture is a phenomenon in which steel suddenly breaks brittlely after a certain period of time under static load, and is considered to be a type of hydrogen embrittlement caused by hydrogen penetrating into the steel from the external environment. However, when reverse-transformed austenite exists in steel, hydrogen that enters the steel from the external environment is trapped in the austenite phase, making delayed fracture less likely to occur. b In particular, specific components: 0.2%C-9%Ni-2%M
When o-series steel is rapidly cooled by oil quenching or the like and then brought back to temperature within a specific temperature range, the steel is precipitation-strengthened by Mo, etc. and has thermally stable reverse-transformed austenite.
2% by volume, has a tensile strength of 125k9f/2 or more, and is a high-tensile steel material with excellent delayed fracture resistance. Therefore, this invention was made based on the above knowledge, and the present invention was made based on the above-mentioned knowledge.
5%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 0.9%, Ni: 8.0 to 10.0%, Mo: 1.0 to 2.5%, Fe and inevitable impurities: remainder , or further, V: 0.1
0 to 0.25%, and its structure is a two-phase structure of fired martensite and reverse transformed austenite, providing excellent delayed fracture resistance with a tensile strength of 125k9f/side 2 or more. It has certain characteristics. Next, the reason why the heat treatment conditions are limited to the composition ranges of the C, Si, Mn, Ni, Mo, and V components and the heat treatment conditions as described above in the high-strength steel with excellent delayed fracture resistance of the present invention will be explained. . {a]CC The C component has the effect of imparting the necessary strength to steel,
If the content is less than 0.15% by weight, the desired effect cannot be obtained, while if the content exceeds 0.25% by weight, the delayed fracture resistance will be impaired in relation to other alloying elements. ,
Moreover, since it also deteriorates the rutting property, its content was limited to 0.15 to 0.25% by weight. 'b'Si Si component is an element necessary for deoxidizing steel, but 0
．． If the content exceeds 5% by weight, arm formation becomes significant, so the content was limited to 0.5% by weight or less. 'c' Mn Mn component is an element necessary for deoxidizing and desulfurizing steel,
If the content is less than 0.5% by weight, the desired deoxidizing and desulfurizing effects cannot be obtained, while if the content exceeds 0.9% by weight, the workability of the steel will deteriorate. ,
Its content was limited to 0.5 to 0.9% by weight. Wind Ni The Ni component is an effective element for stabilizing austenite in steel, and both the A and A3 points decrease as the amount of Ni increases. 8. In order to generate thermally stable austenite in the dawn return temperature range where the precipitation strengthening of Mo and V, which are the constituent components of the high-strength steel of the present invention, can be utilized. It is necessary to have a Ni component of cloud amount % or more, but 10. If the content exceeds 8.0 to 10% by weight, the strength of the steel will decrease significantly. % by weight. 'e} M
o The Mo component has the effect of increasing the strength of steel through precipitation hardening, but if its content is 1. If the content is less than 2.5% by weight, the desired effect cannot be obtained, and on the other hand, even if the content exceeds 2.5% by weight, the increase in strength due to the increase in content is small, which impairs economic efficiency. The content was limited to 1.0 to 2.5% by weight. 'O V V component, like the Mo component, has an effective effect on precipitation strengthening, so it is included as necessary when higher strength is required, but if the content is 0.1 If the content is less than 0.25% by weight, the desired effect will not be exhibited, while if the content exceeds 0.25% by weight, the rutting properties of the steel will deteriorate. It was limited to 25% by weight. In addition, in order to produce the dual-phase structure high-strength steel according to the present invention, the steel adjusted to the above-mentioned composition must be rapidly cooled to form a martensitic structure, and then returned to temperature within a relatively narrow temperature range of 570 to 62,500°C. It's important. In other words, 570~
By tempering between 62yo and 62yo, precipitation strengthening by Mo and V is utilized, and thermally stable reverse-transformed austenite is produced with a volume of 10 to 2% by volume. It becomes possible to produce it in proportion. At a morning temperature of less than 570 oo, sufficient precipitation strengthening cannot be obtained, the amount of reversely transformed austenite is small, and both strength and delayed fracture resistance are poor. On the other hand, if the oven temperature exceeds 62,500, the reversely transformed austenite produced during tempering becomes thermally unstable and becomes martensitic again upon cooling after tempering, resulting in poor ballability and delayed fracture resistance. Next, the present invention will be explained using examples and comparing with comparative examples. Examples First, steels A to G of the present invention having the compositions shown in Table 1,
Comparative steels H to L {those whose component content (indicated with * in Table 1) is out of the scope of the present invention} and conventional steels M to ○ were melt-produced, respectively. Then, by hot forging, it was made into steel with a diameter of 22 ribs. Thereafter, after forming into M22 bolts by forging and cold rolling, the steels A to G of the present invention and the comparative steels H to L were held at a temperature of 950 oo for 30 minutes and then subjected to oil quenching treatment and quenching at 550°C. , 575q0, 600q0, 62
Heat treatment consisting of oil quenching and tempering after holding at temperatures of 5o0 and 65,000 for 1 hour, and conventional steels M and N', holding at a temperature of 850q0 for 30 minutes, followed by oil quenching, and 425 °C and 500
Heat treatment consisting of oil cooling tempering treatment after holding at temperature oo for 1 hour, and further for conventional steel 0, temperature: 9
After holding at 0000 for 30 minutes, water quenching treatment and 32
After being held at temperatures of 500 and 3760 degrees Celsius for 1 hour, heat treatment consisting of oil-cooling tempering treatment was performed, and tensile test specimens with a parallel section length of 8.5 mm were cut from these bolt vessels and subjected to a tensile test at room temperature. I did it. Furthermore, for each steel type and each heat treatment condition, 20 bolts were tightened to a European steel plate with a skin thickness of 50 tons with an introduced axial force of 30 tons (continuing tensile stress of 100 k9f/fence 2). The cotton-covered body was then exposed to the natural atmosphere in an industrial area, and observations were continued for 8 years to determine whether or not there was rupture due to delayed fracture. The tensile strength and number of fractures investigated in this way are also summarized in
Shown in the table. From Table 1, the tensile strength of all steels A to G having the composition specified in the present invention is 12.
5k9f/side 2 or more, and 570-62
It is clear that the number of broken pieces due to delayed fracture is 0 for the steel that was returned at 5o0 (it was confirmed that the steel had a two-phase structure of fired martensite and reversely transformed austenite). Even when the strength is at the 150 kgf/side 2 level, no delayed fracture occurs, indicating that a high tensile strength steel optimal for high strength bolts with an extremely good balance between strength and delayed fracture resistance can be obtained.