JP5608145B2

JP5608145B2 - 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト

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Publication number: JP5608145B2
Application number: JP2011237844A
Authority: JP
Inventors: 洋介松本; 淳稲田; 政道千葉
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-01-18
Filing date: 2011-10-28
Publication date: 2014-10-15
Anticipated expiration: 2031-10-28
Also published as: WO2012098938A1; JP2012162798A

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高強度ボルトに関し、特に引張強さが１１００ＭＰａ以上であっても優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加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。

現在、引張強さが１１００ＭＰａまでのボルトは、ボロン添加鋼への移行による低廉化が進められているが、それよりも高強度となるボルトでは、ＳＣＭ等の規格鋼が依然として多用されている。ＳＣＭ規格鋼には、ＣｒやＭｏ等の合金元素が多量に添加されているため、鋼材コスト低減の要請に伴い、ＣｒやＭｏを低減したＳＣＭ代替鋼への要望が高まっている。しかしながら、合金元素を単純に低減するだけでは、強度の確保が困難となる。

そこで、ボロン添加による焼入れ性向上効果を利用したボロン添加鋼を高強度ボルトの素材として用いることが検討されている。しかしながら、強度上昇に伴って耐遅れ破壊性が大幅に悪化するため、使用環境の厳しい部位での適用は困難である。

耐遅れ破壊性を改善するための技術が、これまでにも様々提案されている。例えば、特許文献１では、ボロン添加鋼に所定量のＣｕを含有させることによって、鋼中への水素の侵入を抑制する技術が提案されている。しかしながら、Ｃｕを含有させるだけでは、耐食性の確保は難しい状況である。

また特許文献２や特許文献３では、結晶粒微細化によって耐遅れ破壊性の向上を図っているが、結晶粒微細化の効果のみでは更なる過酷環境下への適用は困難である。

特許文献４は、遅れ破壊の評価方法と耐遅れ破壊性に優れた鋼材に関するものであり、鋼材としては炭素当量とＳの添加量を規定したものであるが、極低硫黄を図るだけでは遅れ破壊の発生を完全に抑制することは困難であり、また硫黄を極端に低減する必要があるため製造コストの増大を招く可能性もある。

一方、特許文献５は、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材に関する技術であるが、圧延後にそのまま焼入れを行い、また焼入れを特定の温度域で途中停止する必要があるため、工程が複雑化し、製造コストの増大を招く可能性がある。

また特許文献６は、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関するものであるが、焼入れ焼戻し後に加工する必要があるため、ボルトに転用した場合はボルト成型が困難になる。更に、特許文献６で対象となる鋼材は板状であり、耐遅れ破壊性の評価も、切り欠きのない平板を用いて行っているが、本発明で対象とするボルトは切り欠き部を有するため、この特許文献６に示される耐遅れ破壊性よりもより厳しい基準で耐遅れ破壊性を評価する必要がある。

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は、いずれも強度、過酷環境下での耐遅れ破壊性や製造面で問題を有している。

特開２００６−１１８００３号公報特許第３５３５７５４号公報特許第３４９０２９３号公報特許第４３７０９９１号公報特開２００２−８０９３０号公報特開２００２−１１５０２４号公報

本発明はこのような状況の下でなされたものであって、その目的は、ＣｒやＭｏ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度であっても耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼、およびこのようなボロン添加高強度ボルト用鋼からなる高強度ボルトを提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼とは、Ｃ：０．２０〜０．４０％未満(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％およびＮ：０．００２〜０．０１０％を夫々含有する他、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つＳｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライト・パーライト組織である点に要旨を有するものである。

本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼においては、必要によって、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．１％および／またはＶ：０．０１〜０．１％を含有させることも有効であり、これらを含有させることによってボロン添加高強度ボルト用鋼の特性が更に改善される。

一方、上記目的を達成することのできた本発明の高強度ボルトとは、上記のような鋼材（ボロン添加高強度ボルト用鋼）を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとした際の引張強さが１１００ＭＰａ以上である点に要旨を有するものである。

本発明においては、化学成分組成を厳密に規定すると共に、ＳｉとＣの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を適正な範囲に制御することによって、過酷な環境下でも優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加高強度ボルト用鋼が実現でき、こうした鋼材を用いれば、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが実現できる。

本発明で用いた試験片の外観形状を示す説明図である。比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値と遅れ破壊強度比２との関係を示すグラフである。実施例における本発明例と比較例の腐食減量と遅れ破壊強度比２をグラフ化したものである。

本発明者らは、ＭｏやＣｒ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度でも優れた耐遅れ破壊性を示すボロン添加鋼について鋭意研究を重ねた。その結果、引張強さが１１００ＭＰａ以上のボロン添加鋼では、合金元素を含有させるよりもＣ含有量を極力低減することが耐遅れ破壊性の確保に非常に有効であることを見出した。Ｃを低減することは強度が不足することにつながるが、Ｓｉ含有量をＣ含有量と同等以上とすることで［即ち、ＳｉとＣの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上］、Ｃ含有量を低減することによる強度低下を十分担保できることが判明した。

またＣ含有量を低減することによって耐食性も向上するが、過酷環境下で十分な耐遅れ破壊性を確保するためには、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ等の合計含有量を制御することが有効であり、更に他の各化学成分を調整することで、１１００ＭＰａ以上の引張強さでも優れた耐遅れ破壊性を有するボロン添加鋼が実現できることを見出し、本発明を完成した。また、本発明の鋼材は、必要に応じてボルト成型前に球状化焼鈍処理を実施してもよい。

Ｃは、鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、その含有量を増加させると鋼の靭性や耐食性が悪化し、遅れ破壊を引き起こしやすくなる。一方、Ｓｉも鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、遅れ破壊との関係は不明確であった。そこで本発明者らは、Ｓｉによる遅れ破壊への影響について調査した。その結果、Ｃの含有量よりもＳｉの添加量を多くすることで、１１００ＭＰａ以上の引張強さと、過酷環境下での優れた耐遅れ破壊性が両立できたのである。

即ち、Ｃの単独添加のみで１１００ＭＰａ以上を確保しようとすると、鋼の耐食性が悪化し、鋼表面での水素発生量が増加して、結果的に鋼に侵入する水素量も増加し、遅れ破壊が発生しやすくなる。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ等の耐食性向上元素を添加することによって耐食性の改善を図っても、マトリクスの耐食性が低いため、大きな改善効果は現れなかった。

これに対して、ＣとＳｉの複合添加では、Ｓｉで強度を上げることができるため、相対的にＣの含有量を減少させることができる。即ち、マトリクスのＣ含有量を低下し、鋼の耐食性にあまり影響を与えないＳｉで強度を担保することによって、耐食性および耐遅れ破壊性に優れ、１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが可能となったのである。また、マトリクスの耐食性を上げることで、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ等の耐食性向上元素の効果が顕著に現れることが判明した。

本発明のボロン添加ボルト用鋼においては、上記の趣旨からして、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］（質量％）とＣの含有量［Ｃ］（質量％）の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であることが必要である。これによって、優れた耐遅れ破壊性を示すものとなる。上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値は、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは３．０以上である。但し、上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上を満たしていても、化学成分組成が適正な範囲から外れる場合は、耐遅れ破壊性その他の特性が劣化するような不都合が生じる。

上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値は、Ｃの含有量に応じて、その適正な範囲を制御することも効果的である。具体的には、（ａ）Ｃ：０．２０〜０．２５％未満のときには、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を２．０以上とし、（ｂ）Ｃ：０．２５〜０．２９％未満のときには、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を１．５以上とし、（ｃ）Ｃ：０．２９％以上のときには（即ち、０．２９〜０．４０％未満）、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を１．０以上とする構成が好ましい。

本発明の鋼材では、その鋼材としての基本的特性を満足させるために、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ等の成分を適切に調整する必要がある。これらの成分の範囲限定理由は、次の通りである。

［Ｃ：０．２０〜０．４０％未満］
Ｃは、炭化物を形成すると共に、高強度鋼として必要な引張強さ確保する上で欠くことができない元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．２０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃを過剰に含有させると、靭性低下や延性低下を招いて耐遅れ破壊性が劣化する。このようなＣの悪影響を避けるためには、Ｃ含有量は０．４０％未満とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、より好ましくは０．２５％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、より好ましくは０．３０％以下とするのが良い。

［Ｓｉ：０．２０〜１．５０％］
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として作用すると共に、マトリクスを強化する固溶元素として必要な元素であり、０．２０％以上含有させることによって十分な強度を確保できる。しかしながら、１．５０％を超えてＳｉを過剰に含有させると、球状化焼鈍を実施しても鋼材の冷間加工性が低下すると共に、焼入れ時の熱処理での粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３％であり、より好ましくは０．４％以上とするのが良い。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％であり、より好ましくは０．８％以下とするのが良い。

［Ｍｎ：０．３０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、高強度化を達成する上で重要な元素である。Ｍｎは０．３０％以上含有させることで、その効果を発揮させることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界への偏析を助長して粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が却って低下するため、２．０％を上限とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４％であり、より好ましくは０．６％以上とするのが良い。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５％であり、より好ましくは１．０％以下とするのが良い。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは不純物として含有するが、過剰に存在すると粒界偏析を起こして粒界強度を低下させて、遅れ破壊特性を悪化させる。そのため、Ｐ含有量の上限は０．０３％とした。尚、Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、より好ましくは０．００５％以下とするのが良い。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓが過剰に存在すると、硫化物が結晶粒界に偏析し、粒界強度の低下を招いて耐遅れ破壊性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０３％とした。尚、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、より好ましくは０．００６％以下とするのが良い。

［Ｎｉ：０．０５〜１．０％］
Ｎｉは耐食性向上元素であり、０．０５％以上添加することで効果を発揮する。しかしながら、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は１．０％とする。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．１５％以上である。また、Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．５０％である。

［Ｃｒ：０．０１〜１．５０％］
Ｃｒは耐食性向上元素であり、０．０１％以上添加することで効果を発揮する。しかしながら、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は１．５０％とする。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．１０％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．０％であり、より好ましい上限は０．８０％である。

［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）］
Ｃｕは耐食性向上元素であり、この効果を発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は１．０％とする。尚、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．５０％である。

［Ａｌ：０．０１〜０．１０％］
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、且つＡｌＮを形成することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止することができる。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えて過剰になっても、その効果が飽和する。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％以上とするのが良い。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましくは０．０５％以下とするのが良い。

［Ｔｉ：０．０１〜０．１％］
Ｔｉは、鋼中のＮを固定するとともに、ＴｉＣを析出させて遅れ破壊性を向上させるのに有効である。また、上記で生成する窒化物および炭化物は、結晶粒の微細化に有用であり、これによって耐遅れ破壊性の更なる向上が図れることになる。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になって０．１％を超えると、加工性の低下を招くことになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０３％以上とするのが良い。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、より好ましくは０．０５％以下とするのが良い。

［Ｂ：０．０００３〜０．００５０％］
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる上で有効な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０００３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．００５０％を超えると靭性が却って低下する。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．００１％以上とするのが良い。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、より好ましくは０．００３％以下とするのが良い。

［Ｎ：０．００２〜０．０１０％］
Ｎは、溶製後の凝固段階で、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化を図って耐遅れ破壊性を向上させる。こうした効果は、Ｎの含有量が０．００２％以上で有効に発揮される。しかしながら、ＴｉＮが多量に形成されると、１３００℃程度の加熱では溶解せず、Ｔｉ炭化物の形成を阻害する。また過剰のＮは、遅れ破壊特性に対し却って有害となり、特に含有量が０．０１０％を超えて過剰になると、遅れ破壊特性を著しく低下させる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００４％以上とするのが良い。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、より好ましくは０．００６％以下とするのが良い。

［Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．１０〜３．０％］
Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒは、いずれも耐食性向上元素であり、それらの合計の添加量を０．１０％以上にすることで，鋼中への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を向上できる。しかしながら、これらの元素が過剰になると，鋼材コスト増大を招くため、合計で３．０％以下とする必要がある。尚、これらの元素の合計含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましい下限は０．２０％である。また、これらの元素の合計含有量の好ましい上限は２．０％であり、より好ましい上限は１．５％である。

本発明のボロン添加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的不純物からなるものである。

また、本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼には、上記成分の他に必要によって、更に、ＮｂやＶを含有させることも有効である、これらの元素を含有させるときの適正な範囲および作用は下記の通りである。

［Ｎｂ：０．０１〜０．１％および／またはＶ：０．０１〜０．１％］
ＮｂおよびＶは、結晶粒の微細化や耐遅れ破壊性の向上に有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、ＮｂまたはＶを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、熱間圧延まま材の強度が必要以上に高くなり、しかも鋼材コストの増大も招くためその上限を夫々０．１％とした。尚、これらの元素の含有量の好ましい下限は、夫々０．０２％であり、より好ましくは０．０３％以上とするのが良い。また、含有量の好ましい上限は夫々０．０８％であり、より好ましくは０．０６％以下とするのが良い。

上記化学成分組成を有するボロン添加高強度ボルト用鋼は、圧延後の組織が基本的にフェライトとパーライトの混合組織（「フェライト・パーライト」と表示）となるが、この鋼材は、必要により球状化処理を実施し或は実施せずに、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、所定の引張強さを確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を有するものとなる。このときの焼入れおよび焼戻し処理の適正な条件は、下記の通りである。

焼入れ時の加熱では、安定的にオーステナイト化処理するために、８５０℃以上の加熱が必要である。しかしながら、９６０℃を超えるような高温に加熱すると、結晶粒が粗大化し、遅れ破壊特性を却って劣化させる原因となる。従って、結晶粒粗大化を防止するため、９６０℃以下で加熱して焼入れすることが有用である。

焼入れしたままのボルトは、靭性および延性が低く、そのままの状態ではボルト製品にならないので焼戻し処理を施す必要がある。そのためには、少なくとも２００℃以上の温度で焼戻し処理することが有効である。この温度が６００℃を超えると、上記化学成分組成の鋼材では１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保することができなくなる。また、旧オーステナイト結晶粒度は、微細化するほど耐遅れ破壊性が向上するので好ましい。こうした効果を発揮させるには、結晶粒度番号（ＪＩＳＧ０５５１）で８以上にすることが好ましい。

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ものである。

下記表１に示す化学成分組成の鋼材（試験Ｎｏ．１〜２４）を溶製した後、圧延を行って、直径：１２ｍｍφの線材とした。各線材の圧延後の組織を表１に併記する。その後、８７０℃から焼入れを行い、引張強さが１１００ＭＰａ以上を確保できる範囲で焼戻しを行った後、引張試験を実施した。また、図１に示す切り欠き付き試験片を用いて耐食性と耐遅れ破壊性を評価した。更に、図１の試験片の切り欠きのないものを用いて耐遅れ破壊性を評価した。尚、引張試験では、軸部の切り欠きがないものを用い、遅れ破壊試験においては、ねじ部の応力集中を模擬できるように切り欠き付きの試験片を用いた。

耐食性は、１５％ＨＣｌに試験片を３０分浸漬した際の浸漬前後の腐食減量によって評価した。また、耐遅れ破壊性は、１５％ＨＣｌに試験片を３０分浸漬し、水洗および乾燥した後、一定荷重を負荷し、１００時間以上破断しない荷重を比較することで実施した。このとき、酸浸漬後に１００時間以上破断しない荷重を、酸浸漬なしで引張試験した際の最大荷重で除した値を遅れ破壊強度比として定義し、この値（遅れ破壊強度比）が０．７０以上のものを合格と判断した。それらの結果を、焼入れおよび焼戻し後の組織と共に、下記表２に示す。表２において、「遅れ破壊強度比１」は、切り欠きのない試験片を用いて耐遅れ破壊性を評価した結果を示しており、「遅れ破壊強度比２」は、切り欠き付き試験片を用いて耐遅れ破壊性を評価した結果を示している。尚、所定の引張強さ（１１００ＭＰａ以上の引張強さ）が得られなかった例については、耐食性および耐遅れ破壊性の試験を実施していない。また、これらの結果に基づき、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値と遅れ破壊強度比２との関係を図２に示す。

これらの結果から、次の様に考察できる。試験Ｎｏ．１〜１４のものは、本発明で規定する要件［化学成分組成および比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）］を満足する例（本発明鋼）であり、高い強度と共に、優れた耐遅れ破壊性を発揮していることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．１５のものは、Ｃ含有量が少なくなっているので、通常の熱処理では１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保できない。

試験Ｎｏ．１６のものは、Ｃ含有量が多くなっているので、延性低下により遅れ破壊強度比が低下している（切り欠きのない試験片では、耐遅れ破壊性に優れているが、切り欠き付き試験片では耐遅れ破壊性に劣っている）。

試験Ｎｏ．１７のものは、Ｓｉ含有量が少ないため、［Ｓｉ］／［Ｃ］の比が１．０未満であり、通常の熱処理では１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保できていない。

試験Ｎｏ．１８のものは、個々の元素の含有量は満足しているものの、［Ｓｉ］／［Ｃ］の比が１．０未満のため、鋼材の耐食性が悪化して遅れ破壊強度比（特に遅れ破壊強度比２）が低下している。

試験Ｎｏ．１９のものは、Ｍｎ含有量が少ないものであり、通常の熱処理条件では１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保できていない。

試験Ｎｏ．２０のものは、Ｍｎ含有量が過剰になっているので、偏析によって粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が悪くなっている（遅れ破壊強度比２が０．３２）。

試験Ｎｏ．２１のものは、Ｎｉが添加されていないものであり、耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている（遅れ破壊強度比１が０．６４で、遅れ破壊強度比２が０．３３）。

試験Ｎｏ．２２のものは、必須であるＮｉとＣｒを含んでおらず、そのため耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている（遅れ破壊強度比１が０．６２で、遅れ破壊強度比２が０．３９）。

試験Ｎｏ．２３のものは、必須であるＣｒを含んでいないため、耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている（遅れ破壊強度比２が０．４１）。

試験Ｎｏ．２４のものは、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒの合計含有量が０．１０％未満であるため、耐食性が十分でなく、耐遅れ破壊性が低くなっている（遅れ破壊強度比２が０．６２）。

また表２の試験Ｎｏ．１５〜２４のうち、耐遅れ破壊性を評価したものについて、遅れ破壊強度比１は０．７０以上であるが、遅れ破壊強度比２は０．７０に満たない例が多くみられる。このことから、特許文献６のように耐遅れ破壊性の評価に切り欠きのない試験片を用いた場合には、耐遅れ破壊性に優れていると評価される場合であっても、本発明でボルトを想定して切り欠きを有する試験片を用いた場合には、耐遅れ破壊性に劣る場合があるといえる。つまり、本発明のようなボルト用鋼の耐遅れ破壊性は、より厳しい評価であるといえる。

図３は、試験Ｎｏ．１〜１４（本発明例）と試験Ｎｏ．１５〜２４のうち耐食性および耐遅れ破壊性の試験を実施した例（比較例）の、腐食減量と遅れ破壊強度比２の値をグラフ化したものである。この図３から、本発明例は比較例と比べて、腐食減量が小さく、切り欠き付き試験片を用いて測定した遅れ破壊強度比２が高い、即ち、耐遅れ破壊性に優れていることがわかる。

Claims

Ｃ：０．２０〜０．４０％未満(質量％の意味、以下同じ)、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％およびＮ：０．００２〜０．０１０％を夫々含有する他、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つＳｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライト・パーライト組織であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼。
更に、Ｎｂ：０．０１〜０．１％および／またはＶ：０．０１〜０．１％を含有するものである請求項１に記載のボロン添加高強度ボルト用鋼。
請求項１または２に記載のボロン添加高強度ボルト用鋼を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとした際の引張強さが１１００ＭＰａ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。