JPS61130456A - 高強度ボルト及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は高強度ボルトに関し、より詳細には。 特定成分組成を有する高強度ボルト並びに熱処理による
その製造方法に関する。 （従来の技術及びその問題点） 最近、自動車の燃費低減を目的とした各部品の軽量化に
伴い、部品の締結用ボルトの分野においても、高強度化
の要請が高まってきている。 例えば、自動車用部品を小型化、高強度化すれば、コン
ロッドボルト、シリンダーヘッドボルトなどの締結用ボ
ルトも小型化にせざるを得す、小型のボルトで締付は力
を確保するにはそのボルトの強度を上げることが必要に
なる。 従来、この種のボルトとしては、ｌ５Ｏ（国際標準化機
構）ｉｌ格に基づく強度区分１２．９ボルトが使用さ九
ていた。このボルトの強度規格としては引張強さ１２０
〜１４０　ｋｇｆ／■”、０．２％耐力≧０．９ｘ（引
張強さ）の条件を満たすべきことが要求されているが、
このような規格条件を満足するボルトを用いていた部品
に対して前述の小型化に伴う高強度化の要請に応えるた
めには、強度区分としてｌ５Ｏ１４，９の条件、すなわ
ち引張強さ１４０〜１６０　ｋｇｆ／■３．０．２％耐
力≧０．９×（引張強さ）を満たす高強度ボルトの出現
が必要とされる。 しかしながら、このようなより高強度のボルトについて
ＩＳＯで規格され、またＪＩＳ規格でも１４．９クラス
が規定されてはいるものの、かＮる条件を満たし得る高
強度ボルト用鋼の開発の点で十分ではなく、材料面での
追従が遅れているのが現状である。 すなわち、この種のボルトの材質として従来使用されて
いたボルト用鋼は、ＪＩＳＳＣ：Ｍ４４０などのクロム
・モリブデン鋼であるが、ボルトの高強度化に当たって
最大の課題である耐遅れ破壊性の点に関して、従来より
引張強さが１２０　ｋｇｆ／■２を超えると急激にこの
耐遅れ破壊性が劣化することが知られており、そのため
に、引張強さの点でそれなりのレベルが得られても、実
際に引張強さ１４０〜１６０　ｋｇｆ／■２で用いるこ
とができなかった。 更には、上記耐遅れ破壊性以外でも高強度ボルトに要求
されることがある性質１例えば疲労強度の点でも、高引
張強さと共に兼ね備え得る所望のボルト用鋼が見い出さ
れていなかった。 （発明の目的） 本発明は、このような状況に鑑みて前述の小型化に伴う
高強度化の要請に応えるべくなさ九たものであって、高
強度ボルトとして規格上必要とされる高引張強さ、特に
１４０〜１６０　ｋｇｆ／■３の強さ並びに０．２％耐
力の点で満足でき、更には付加的に耐遅れ破壊性のみな
らず疲労強度などの性質も優れた新規な化学成分を有す
る高強度ボルトを提供することを目的とするものであり
、またかＮる高強度ボルトの熱処理による新規な製造方
法を提供することを目的とするものである。 （発明の構成） 従来より確認されているように、ボルト用に供される高
強度クロム・モリブデン鋼での遅九破壊は、旧オーステ
ナイト粒界を起点として発生する。 そこで１本発明者等は、この遅れ破壊の発生機構に及ぼ
す金属組織、合金元素及び不純物元素の影響を明らかに
すべく種々実験、研究を重ねた結果、以下に示すような
知見を得るに至った。 すなわち、その要点は次の（１）〜（３）のとうりであ
る。 （１）焼もどし温度はできるだけ高いことが好ましい、
焼もどしの第３段階、すなわちセメンタイトが析出する
領域では粒界に析出したセメンタイトが粒界を脆化させ
るため、特に１４０〜１６０ｋｇｆ／ｍ”の高い引張強
さを得るにはこの領域を避け、これより高温の焼もどし
を施すことが好ましい。 （２）Ｐ、Ｓ等の不純物は、焼入れ時のオーステナイト
化中にオーステナイト粒界に偏析し、これを脆化させる
ので、それらの含有量を可能な限り低く抑制するのが好
ましい。 （３）熱処理時の粒界酸化は著しく粒界強度を低下させ
、耐遅れ破壊性をも劣化させる。したがって５粒界酸化
させ易い元素Ｍｎ、ＳＬなどは極力低減させることが好
ましい。 これらのうち、特に上記（３）については、従来より耐
遅れ破壊性と粒界酸化との関係について言及された例は
なく１本発明者等によってはじめて見い出された独創的
な知見である。 また、引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満足させるには
、熱処理条件、特に焼もどし温度領域を詳細に管理する
必要があることも見い出した。 本発明者等は、以上の諸知見に基づき、高強度ボルト用
鋼として有すべき化学成分並びに熱処理条件を更に詳細
に具現化するために検討を重ねた結果、ここに特定の化
学成分を有する高強度ボルト並びにその熱処理による製
造方法の発明をなしたものである。 すなわち１本発明の要旨とするところは、高強度ボルト
の発明にあっては１重量％（以下１％と記す）で、Ｃ：
　０．３０−０．５０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ
：０．４０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１゜５０％、Ｍｏ
：０．１０〜０．７０％及びＶ：Ｏ，１５〜０．４０％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物Ｐ：Ｏ，０１５％
以下、Ｓ：０．０１０％以下よりなる成分組成（１）の
高強度ボルト、またかきる鋼にぢいて更にＮｂ：０．０
５〜０．１５％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％及びＺｒ
：０．０５〜０．１５％のうちの１種又は２種以上を含
む成分組成（Ｉ［）の高強度ボルトである。 また高強度ボルトの製造方法の発明にあっては、前記成
分組成（１）又は（ＩＩ）の鋼を、９４０±１０℃から
焼入れ後、５７５±２５℃の焼もどし温度で焼もどしを
行う方法である。 以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。 従来のクロム・モリブデン鋼などでは前述の高強度化の
要請に応えることができないため１本発明は以下の成分
を特定の範囲に限定し、また熱処理条件を詳細に管理す
るものであり５次にそれらの限定理由を述べる。 Ｃは引張強さを増すために必要な成分であり。 １４０〜１６０　ｋｇｆ／ｍ”の引張強さを確保するう
えで下限を０．３０％とする。しかし、０．５０％を超
えると靭延性を劣化させると共に耐遅れ破壊性も劣化す
るので、上限を０．５０％とする。なお、他成分との関
係で特に耐遅れ破壊性を更によくするためには、Ｃ含有
量を０．４０〜０．５０％の範囲に保つのが好ましい。 ＳＬは前述のとうり粒界酸化を助長し、これを起点とし
て遅れ破壊をもたらすので、極力低減させる必要がある
が、脱酸元素であるので上限のみを０．１５％とする。 なお１粒界酸化をより効果的に防止して耐遅れ破壊性を
劣化させないために０．１０％以下にするのが好ましい
。 ＭｎはＳｉとともに粒界酸化を助長する元素であるので
極力少ない方がよいが、ある程度焼入れ性を確保するた
めなどにより上限のみを０．４０％とする。 Ｐはオーステナイト化時にオーステナイト粒界に偏析し
、粒界を脆化するので、精錬技術上可能な限り低減すべ
きであり、０．０１５％以下とし、０．０１０％以下に
するのが好ましい。 ＳはＰと同様１粒界に偏析するとともにＭｎＳとしても
存在し、耐遅れ破壊性を劣化させるので。 これも精錬技術上可能な限り低減すべきであり。 ０．０１０％以下とし、０．００５％以下にするのが好
ましい。 Ｃｒは、焼入れ性を確保するのに必要であり、またセメ
ントタイトが旧オーステナイト粒界に析出する領域（本
系では約５００℃）を超えた焼もどし温度を確保するた
めに、最低０．３０％を必要とする。しかし、Ｃｒ量が
増加すると高温焼もどし領域での硬さが低下し、１４０
ｋｇｆ／■２以上の引張強さが安定して得られなくなり
、またＳｉ。 Ｍｎと同様、粒界酸化を助長するので、上限を１゜５０
％とする。なお、引張強さを安定して確保するとともに
耐遅れ破壊°性の劣化を防止し、焼入れ性や高燐もどじ
温度の確保などをより効果的たらしぬるためには０．９
０〜１．１０％の範囲で添加するのが好ましい。 Ｍｏは、他元素とのバランスによるが、５００℃以上の
焼もどし温度で１４０〜１６０ｋｇｆ／ｍ”の引張強さ
を得るのに最低０．１０％を必要とする。しかし、０．
７０％以上の量を添加してもその効果が飽和し、またＭ
ｏは高価な元素でもあるので、０．７０％を上限とする
。なお、高燐もどじ温度で高い引張強さを確実に得るた
めには０゜４５〜０．６５％の範囲で添加するのが好ま
しい。 ■は、炭化物を形成し、結晶粒の微細化に効果があり、
その結果、耐力を上昇させ靭延性を向上させることがで
き、またＭｏと同様、高温焼もどし時に炭化物として析
出し、２次硬化を示して軟化抵抗を増大させることがで
きる。そのためには０．１５％以上、好ましくは０．２
５％以上添加する必要がある。しかし、必要以上に添加
してもこれらの効果は飽和し、むしろ、インゴット鋳造
時或いは鋳片製造時に粗大炭化物（−次炭化物）を形成
して靭性を劣化させるので、上限を０．４０％とし、好
ましくは０．３５％以下にする。 Ｎｂ、Ｔｉ及び２ｒは、いずれも結晶粒微細化元素であ
ってＶと同様の効果を示すが、■を必須添加するので、
必要に応じて１種又は２種以上を添加することができる
。添加する場合には各元素とも０．０５％以上０．１５
％以下とする。０．０５％未満では上記効果が得られず
、０．１５％を超えて添加してもＶが必須添加されてい
るので効果が飽和するためである。 一方、これらの特定成分組成を有する鋼の熱処理条件に
ついては、広い範囲の熱処理温度、例えば焼入れ温度が
９００〜９８０℃、焼もどし温度が５００〜６５０℃で
焼入れ・焼もどしの熱処理を行っても、ＩＳＯ強度区分
１４．９の規格を満足し得るが１本発明に係る化学成分
のうち、上記の好ましい範囲に限定した鋼に対し、更に
熱処理条件を限定すると、特に耐遅れ破壊性の向上が顕
著であることが判明した。したがって、優れた引張強さ
と耐遅れ破壊性の双方を満足させるべく、焼入れ温度を
９４０±１０℃、焼もどし温度を５７５±２５℃の範囲
に厳格に管理するものである。 （実施例） 以下に本発明の実施例を比較例とともに示す。 失産五工 第１表に示す化学成分を有する鋼をいずれも８．０−〇
の線材に圧延し、９４０℃から焼入れ後、５７５℃で焼
もどしを施しく但し、供試材りについてのみ、焼入れ温
度８５０℃、焼もどし温度４５０℃）９Ｍ８ボルトを製
造し、１４０〜１６０　ｋｇｆ／　ｗｓｍ”級に調質し
た。ボルト実体の性質を調べるとともに一部、素材での
性質をも調べた。 〔以下余白〕 まず、前記ボルトよりＪＩＳ　　１４Ａ号試験片（第３
図）を加工し、引張試験を行った。その結果を第２表に
示す、同表よりわかるように、いずれの本発明鋼Ａ−Ｊ
もＩＳＯ１４，９の強度規格（引張強さ、０．２％耐力
）を十分に満足しており、特にＮｂ、ＴＬ　Ｚｒの１種
以上を添加してより微細化した本発明鋼Ｄ−Ｆ、Ｉ〜Ｊ
は各々これらの元素を含まない本発明鋼Ａ−Ｃ，Ｇ−Ｈ
に比べて０．２％耐力が高い、これに対し、比較鋼Ｋ（
ＡＭＳ　　６３０４Ｄ）及びＬ（ＪＩＳ　　ＳＣＭ４４
０）ともに引張り強さは得られているものの、特に比較
鋼りは０．２％耐力の点で前記規格を満たしていない。 また、ボルト実体について遅れ破壊試験を行った。試験
方法としてはボルト実体を０．２％耐力まで締め付けて
応力を負荷し、０．ＩＮ、ＨｃΩの環境下で２００時間
まで浸漬保持して、２０本のうち破断した本数の割合（
％）を調べた。試験結果を引張強さ１４０〜１６０　ｋ
ｇｆ／−８の得られる範囲内で、焼もどし温度で整理し
た結果を第１図に示す、なお、比較鋼としてＡＭＳ　　
６３０４Ｄを示した。 このボルト実体遅れ破壊試験の結果よりわかるように、
２０本中、１本も破断が生じなかった焼もどし温度領域
は、比較鋼のＡＭＳ　　６３０４Ｄが６００〜６２５℃
であるのに対し、本発明鋼はこれより広く、特に本発明
鋼（４）、（５）は５５０〜６００℃の温度領域で皆無
であった。 また、８■φの素材より曲げ型促進試験片（第４図）を
加工し、遅れ破壊試験（曲げ型促進試験）を行った。試
験方法としては、試験片を片持ちで支持し、゛ノツチ部
に０．ＩＮ、ＨｃＱを滴下しながら自由端側に重りを下
げることにより曲げ応力をかけて、遅れ破壊曲線（曲げ
応力ｖｓ、破断時間）を作成した。この曲線に基づいて
、３０時間強度σ、、ｈｒ（３０時間経過時の応力）と
静曲げ応力σｓａ（曲げ応力をかけた零時間のときの応
力）を求め、その比σ、。ｈｒ／σｓａを遅れ破壊強度
比と定義して、これをもって対逃れ破壊性を評価した。 遅れ破壊強度比と引張強さとの関係を第２図に示す。な
お１通常ＩＳＯ１２，８クラスに用いられるＪＩＳ　　
ＳＣＭ４４０及び比較的価れた耐遅れ破壊性の得られる
ＡＭＳ６３０４Ｄについても比較鋼として併わせで示し
た。 その結果１本発明鋼はいずれも比較鋼に比べて高強度域
で優れた耐遅れ破壊性を示し、特に本発明鋼のうちでも
化学成分を好ましい範囲に限定した本発明鋼（４）、（
５）が特に高い遅れ破壊強度比を示している。一方、比
較鋼ＪＩＳＳＣＭ４４０は１２０〜１４０　ｋｇｆ／　
ａｍ”級の低強度域でも遅れ破壊強度比が高強度化とと
もに低下しているが、本発明鋼はそのような強度域でも
上記比較鋼と同等以上の効果を示している。 寒胤五主 本発明の製造方法における熱処理条件、特に焼入れ温度
の耐遅れ破壊性に及ぼす影響を調べるために、実施例１
と同様の条件で、但し焼入れ温度を変化させてボルトを
製造し、引張試験を行うとともに、一部、素材について
同様に遅れ破壊強度比を調べた。その結果第３表に示す
、これより、焼入れ温度が９４０±１０℃の範囲を若干
外れ低い温度或いは高い温度であっても、引張強さの点
ではｌ　４０　ｋｇｆ／　ｗａ”以上を確保できるが、
耐遅れ破壊性が劣化する。 第３表　熱処理条件と強度 傘　　単位（σ３゜ｈｒ／σＳ日） 叉産五立 高強度ボルトとして用いるに当たっては、耐遅れ破壊性
のみならず、疲労強度の高いことも重要である。疲労強
度を上昇させる手段として、ねじ転造を熱処理の前後に
分割して行い、熱処理後の圧縮残留応力を高めることが
考えられる。熱処理前後の転造の割合としては、熱処理
前に５０〜９５％、熱処理後で５０〜５％が妥当である
。 この点を確認するため、実施例１で本発明鋼Ｈを用いて
、得たボルト実体について、第４表に示す条件で転造を
行い、疲労試験を行った。試験条件及び結果は同表に示
すとうりである。その結果、本発明鋼は元来、耐遅れ破
壊性が優れているため、耐遅れ破壊性を劣化させずに疲
労強度を高めることが可能であるが、ねじ転進を熱処理
前後に分割して行えば、一層疲労強度の上昇を期待でき
る。 但し、従来用いられている通常のボルト用鋼種では、圧
縮応力を高め強度を高めることは耐遅れ破壊性の劣化に
つながることを別途確認した。

【以下余白】

第４表 （注）試験条件：平均応力　８１ｋｇｆ／■♂両振り疲
労試験 なお、本発明鋼は１４０〜１６０　ｋｇｆ／　ｍ”Ｒヲ
対象として開発したものであるが、上記実施例でも明ら
かなように、これ以下の強度で用いても当然、従来鋼と
同等以上の性能を有するものである。 また１本発明の高強度ボルトは、常温で使用するのみな
らず、高温用ボルトとしても適用可能である。 （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、高強度化の要請
に十分応え得る優れた強度を有し、特に１４０〜１６０
　ｋｇｆ／■２の高引張強さと０．２％耐力の向上の双
方を満足でき、更には耐遅れ破壊性、疲労強度などの性
質でも優れた高強度ボルトを提供することができる。勿
論、従来鋼の使用強度レベルでもそれと同等以上の性能
を有するほか、高温用ボルトとしても使用できるので、
一層の適用範囲の拡大を可能とする等々、その効果は極
めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はボルト実体遅れ破壊試験の結果を示す図であっ
て、破断試験片の割合と焼もどし温度との関係を示し、 第２図は遅れ破壊強度比と引張強さとの関係を示す図。 第３図及び第４図は各々試験片の形状、寸法（ｍ）を示
す図である。 第１図 １充　もと“し；ｊ％ｉＬｔ？：） 第２図 引強ダ？、グ（すｆ／＄墾゛） 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．
   １５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．３０〜
   １．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．７０％及びＶ：０．
   １５〜０．４０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純
   物Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下よりな
   ることを特徴とする高強度ボルト。 ２　重量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．
   １５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．３０〜
   １．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．７０％及びＶ：０．
   １５〜０．４０％を含み、更にＮｂ：０．０５〜０．１
   ５％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％及びＺｒ：０．０５
   〜０．１５％のうちの１種又は２種以上を含み、残部が
   Ｆｅ及び不可避的不純物Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．
   ０１０％以下よりなることを特徴とする高強度ボルト。 ３　前記高強度ボルトの強度は引張強さ１４０〜１６０
   ｋｇｆ／ｍｍ＾２級のものである特許請求の範囲第２項
   記載の高強度ボルト。 ４　重量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：０．
   １０％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．９０〜
   １．１０％、Ｍｏ：０．４５〜０．６５％及びＶ：０．
   ２５〜０．３５％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純
   物Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下よりな
   る鋼を、９４０±１０℃から焼入れ後、５７５±２５℃
   の焼もどし温度で焼もどしを行うことを特徴とする高強
   度ボルトの製造方法。 ５　重量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：０．
   １０％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．９０〜
   １．１０％、Ｍｏ：０．４５〜０．６５％及びＶ：０．
   ２５〜０．３５％を含み、更にＮｂ：０．０５〜０１５
   ％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％及びＺｒ：０．０５〜
   ０．１５％のうちの１種又は２種以上を含み、残部がＦ
   ｅ及び不可避的不純物Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．
   ００５％以下よりなる鋼を、９４０±１０℃から焼入れ
   後、５７５±２５℃の焼もどし温度で焼もどしを行うこ
   とを特徴とする高強度ボルトの製造方法。