JP6749578B2

JP6749578B2 - 耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた高強度ボルト用鋼並びにそれを用いた高強度ボルトの製造方法

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Publication number: JP6749578B2
Application number: JP2015189449A
Authority: JP
Inventors: 晃輔木村
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2015-09-28
Filing date: 2015-09-28
Publication date: 2020-09-02
Anticipated expiration: 2035-09-28
Also published as: JP2017066428A

Description

本発明は、耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた高強度ボルト用鋼並びにそれを用いた高強度ボルトの製造方法に関する。

近年、車両（自動車）の燃費削減等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についても高強度化のニーズが高まっている。しかし、ボルトの高強度化には、遅れ破壊の問題が付随してくる。経験上、鋼材の引張強度が１２００ＭＰａ以上になると、遅れ破壊の危険性が高まることが知られており、ボルトの高強度化に対する最重要課題は遅れ破壊の防止であると言っても過言ではない。
遅れ破壊防止手法としては、Ｐ、Ｓなどの不純物元素の低下、粒界のフィルム状セメンタイトの球状化、合金炭化物による水素トラップなどが浸透している。しかし、不純物元素、フィルム状セメンタイト、合金炭化物など各要素の遅れ破壊に対する影響度に不明な点が多く、ボルトの成分設計に生かし難いのが現状である。また、ボルトの高強度化には、ボルトの高合金化に付随して冷間加工性が低下するという別の課題もあり、高合金化するとしても可能な限り素材強度の向上を抑えることが不可欠である。

具体的に、高強度ボルトに関する技術としては、例えば下記特許文献１〜４に記載の技術が知られている。
下記特許文献１、２では、ボルト表面にパルスレーザービームを照射し、あるいは超音波振動端子により打撃処理を施してボルト表面に圧縮残留応力を付与することで、それぞれ耐遅れ破壊特性の向上を図るようにしている。
一方、下記特許文献３では、焼戻し時の合金炭化物析出に関して、急速加熱後、短時間保持する処理を施し、合金炭化物の良好な二次析出により遅れ破壊が発現する臨界の水素量（限界拡散水素量）を増加させることで、耐遅れ破壊特性の向上を図るようにしている。さらに、下記特許文献４では、１７００ＭＰａの超高鋼材であっても、ねじ部における塑性ひずみ及び応力集中が低減されるようボルトの軸部の最適化を図ることで、水素許容量を増大化させ、ひいては耐遅れ破壊特性の向上を図るようにしている。

特許第４４４１４３４号公報特許第４５５５７４９号公報特許第４４８５４２４号公報特開２０１３−１３９６３１号公報

しかし、上記特許文献１〜４に記載された技術は、いずれも特殊な製造技術によって耐遅れ破壊特性の向上を図るものであり、汎用性に乏しかった。このため、一般的な焼入れ、焼戻し処理により耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトを製造する技術の開発が望まれていた。また、上記特許文献１〜４では、冷間加工性に対する言及がなされておらず、上記技術の開発に当たっては、冷間加工性を考慮に入れ、出来る限り素材強度を低くすることが求められていた。

本発明は以上のような事情を背景としてなされたものであり、その目的は一般的な焼入れ、焼戻し処理にて耐遅れ破壊特性のみならず冷間加工性に優れた高強度ボルト用鋼を提供し、併せて高強度ボルトの製造方法を提供することにある。

課題を解決するための手段及び発明の効果

上記目的を達成するために本発明の耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：１．５０〜２．６０％、Ｍｎ：０．１５〜０．８５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．２５〜１．１５％、Ｍｏ：０．３５〜１．２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０４０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする。
２．２０２［Ｃ］＋０．９９６［Ｍｏ］−０．０４１Ｗｐ≧１．５０ …式（１）
式（１）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、Ｗｐは単位をいずれも質量％とし、［Ｃ］、［Ｍｏ］は９３０℃におけるＣ、Ｍｏの固溶量の計算値を示し、Ｗｐは前記９３０℃における未固溶の炭化物量の計算値を示し、いずれも統合型熱力学計算システムであるThermo-Calc（Version S, Database fe6）により前記９３０℃を入力して求めた計算値である。
４．９５７Ｃ＋３．５４１Ｓｉ＋１．３７２Ｃｒ＋２．４７３Ｍｏ≦１５．２ …式（２）
式（２）のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏは単位をいずれも質量％とする添加量を示す。
１９．３０４［Ｃ］＋１３．１６９［Ｍｏ］＋３．４３４［Ｓｉ］
＋１．７８１［Ｃｒ］≧２５．０ …式（３）
式（３）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］は単位をいずれも質量％とする、前記９３０℃におけるＣ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒの固溶量の計算値を示し、いずれも前記Thermo-Calc（Version S, Database fe6）により前記９３０℃を入力して求めた計算値である。
また、本発明の高強度ボルトの製造方法は、上記高強度ボルト用鋼を用いて、Ａ１点からＡ３点までの間の任意の温度で１時間以上保持し、６７０℃以下の任意の温度まで４０℃／時間以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで空冷する軟化熱処理を施した後にボルト形状に加工し、その後８５０℃〜９５０℃より焼入れ処理を施し、５００℃以上で焼戻し処理を施すことを特徴とする。

本発明の発明者らは、遅れ破壊強度の指標となる遅れ破壊強度比が、焼入れ時におけるＣ及びＭｏの固溶量と、焼入れ時における未固溶炭化物量とを用いた式（１）に関連付けられること、軟化熱処理後の素材の硬さがＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量を用いた式（２）に関連付けられること、５５０℃における焼戻し硬さがＣ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒの各固溶量を用いた式（３）に関連付けられること、を見出した。すなわち、上記式（１）〜（３）を満たすように鋼材の各化学成分の含有量を調整することで、遅れ破壊強度比の向上、及び軟化熱処理後の硬さの低下を図りつつ、少なくとも５５０℃（場合によっては６００℃程度まで）の焼戻しにおいて高硬さを有する高強度ボルト用鋼を得ることができる。
また、その高強度ボルト用鋼に上記熱処理を施しつつボルト形状に加工することで、遅れ破壊強度比に優れた、焼戻し後の硬さが４７．５ＨＲＣ以上（引張強度で１６００ＭＰａ以上）の高強度ボルトを得ることができる。

式（１）の条件を説明するためのグラフ。式（２）の条件を説明するためのグラフ。式（３）の条件を説明するためのグラフ。（ａ）〜（ｃ）は遅れ破壊試験を示す説明図。 Thermo-Calcによる計算結果の１例を示す説明図。

以下、本発明の高強度ボルト用鋼における各化学成分（元素）の組成限定理由及び限定条件について説明する。

（１）Ｃ：０．３５〜０．５５％
Ｃは強度を確保するための必須元素である。Ｃ含有量が０．３５％未満では所望の強度が得られない一方、０．５５％を超えて添加すると加工性が低下するため、上限を０．５５％とする。好ましくは０．４０〜０．５０％である。

（２）Ｓｉ：１．５０〜２．６０％
Ｓｉは焼戻し軟化抵抗の上昇に寄与するとともに、耐応力緩和性を高めるのに有効な元素である。このために１．５０％以上添加する。ただし、２．６０％を超えて添加すると、加工性が低下するため、上限を２．６０％とする。好ましくは２．００〜２．５０％である。

（３）Ｍｎ：０．１５〜０．８５％
ＭｎはＭｎＳの形で靭性劣化元素であるＳを固定する働きをするとともに、焼入れ性を改善する働きもする。これらのために０．１５％以上添加する。ただし、Ｍｎは焼戻し脆性を促進する元素であるため、上限を０．８５％とする。好ましくは０．２０〜０．３０％である。

（４）Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは遅れ破壊特性を低下させる不純物元素であるため、０．０１５％以下の含有量とする。

（５）Ｓ：０．０１５％以下
ＳはＰと同様に遅れ破壊特性を低下させる不純物元素であるため、０．０１５％以下の含有量とする。

（６）Ｃｒ：０．２５〜１．１５％
Ｃｒは焼戻し軟化抵抗の上昇に有効であるとともに、焼入れ性の調整にも有効である。ただし、過度の添加は未固溶炭化物量の増加による遅れ破壊特性の低下及び加工性の低下を招くので、上限を１．１５％とする。好ましくは０．５０〜１．００％である。

（７）Ｍｏ：０．３５〜１．２５％
Ｍｏは高温焼戻し時の合金炭化物析出による水素トラップ効果を得るために、０．３５％以上添加する。ただし、１．２５％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇する他、加工性が低下するため、上限を１．２５％とする。好ましくは０．８０〜１．１０％である。

本発明では、更に以下の化学成分を添加することができる。
（８）Ｎ：０．０１０〜０．０２０％
ＮはＡｌとの窒化物を形成し、結晶粒（旧γ粒）の微細化を図るため、０．０１０〜０．０２０％の含有とする。

（９）Ａｌ：０．０２０〜０．０４０％
Ａｌは溶鋼処理時の脱酸剤として作用する元素であるとともに、Ｎとの窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。ただし、０．０４０％を超えて添加すると介在物が増加し、疲労強度の低下を招くため、０．０２０〜０．０４０％の含有とする。

（１０）残部：Ｆｅ及び不可避不純物
なお、表１ではＦｅ及び不可避不純物の記載を省略してある。

（１１）下記式（１）を満たすこと
２．２０２［Ｃ］＋０．９９６［Ｍｏ］−０．０４１Ｗｐ≧１．５０
…式（１）
式（１）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、Ｗｐは単位をいずれも質量％とし、［Ｃ］、［Ｍｏ］は焼入れ時におけるＣ、Ｍｏの固溶量を示し、Ｗｐは焼入れ時における未固溶の炭化物量を示す。上記式（１）において、［Ｃ］、［Ｍｏ］が多いほど遅れ破壊が抑制される一方、Ｗｐが多いほど遅れ破壊が促進される。このため、［Ｃ］、［Ｍｏ］、Ｗｐをバランスさせることで、後述する遅れ破壊強度比を向上させることができる。上記式（１）は、後述する実験データから導き出された（図１参照）。

（１２）下記式（２）を満たすこと
４．９５７Ｃ＋３．５４１Ｓｉ＋１．３７２Ｃｒ＋２．４７３Ｍｏ≦１５．２
…式（２）
式（２）のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏは単位をいずれも質量％とする添加量を示す。上記式（２）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量が少ないほど軟化熱処理後の硬さが低下する。このため、上記式（１）を踏まえた上で、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量をバランスさせることで、遅れ破壊強度比を向上させつつも、軟化熱処理後の硬さを低くすることができる。上記式（２）は、後述する実験データから導き出された（図２参照）。

（１３）下記式（３）を満たすこと
１９．３０４［Ｃ］＋１３．１６９［Ｍｏ］＋３．４３４［Ｓｉ］
＋１．７８１［Ｃｒ］≧２５．０ …式（３）
式（３）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］は単位をいずれも質量％とする、焼入れ時におけるＣ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒの固溶量を示す。上記式（３）において、［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］が多いほど、５５０℃における焼戻し硬さが増加する。つまり、式（３）を満たすことにより、少なくとも５５０℃（場合によっては６００℃程度まで）の焼戻しにおいて目標とする硬さ（４７．５ＨＲＣ以上）が得られ、合金炭化物析出による遅れ破壊特性の向上が可能となる。上記式（３）は、後述する実験データから導き出された（図３参照）。

また、上記高強度ボルト用鋼を用いた高強度ボルトは以下の条件で製造することができる。
（ア）Ａ１点からＡ３点までの間の任意の温度で１時間以上保持し、６７０℃以下の任意の温度まで４０℃／時間以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで空冷する軟化熱処理
これは球状化焼きなましを意味する。
（イ）８５０℃〜９５０℃での焼入れ処理
これはＡ３点以上の温度から焼入れを行うことを意味する。より好ましくは９００℃〜９５０℃である。
（ウ）５００℃以上の高温での焼戻し処理
これは遅れ破壊特性を向上させるために、十分な量のＭｏ炭化物を析出させる必要があるからである。より好ましくは５５０℃以上６００℃以下である。

（実施例）
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分の本発明の実施例Ａ〜Ｆと比較例Ｇ〜Ｘをそれぞれ溶製した後、造塊し、各鋼を直径２０ｍｍの丸棒に鍛造した。鍛造温度は１２００℃（鍛造終始温度は１０００℃）とした。鍛造後に８００℃で２．５時間保持した後に６５０℃まで１５℃／時間で冷却し、その後室温まで空冷する球状化焼きなまし処理(spheroidizing
annealing)を施した。この処理後の硬さ試験の結果をＳＡ硬さ（ＨＲＢ）として表１に示す。

続いて、球状化焼きなまし処理後の素材を図４（ｂ），４（ｃ）に示されるような所定の試験片形状に加工し、加工後の素材に対し８５０℃〜９５０℃の各種温度より焼入れ処理を施し、調質後硬さとして４８ＨＲＣ程度を狙い３５０℃〜６００℃の各種温度で焼戻し処理を施して試験片１１（例えば直径６ｍｍ×４０ｍｍ程度の大きさ）を作製した。このような手順で作製した遅れ破壊試験用の試験片１１における硬さ試験の結果を調質後硬さ（ＨＲＣ）として表１に示す。また、上記とは別に、５５０℃で焼戻しを実施したものの硬さ試験の結果を５５０℃焼戻硬さ（ＨＲＣ）として表１に示す。

そして、試験片１１を用いて遅れ破壊試験（遅れ破壊特性評価試験）を行った。この遅れ破壊試験は、図４（ａ）に示されるように、片持ち曲げ型試験機２０を構成するホルダー２１とモーメントアーム２２の基端部とを試験片１１を介して接続した上で、モーメントアーム２２の自由端に錘２３による負荷をかけることで、試験片１１の切り欠き部１１ａ（図４（ｃ）参照）に曲げ応力を作用させる促進試験である。この場合、０．１Ｎの塩酸水溶液を試験片１１の切り欠き部１１ａに連続して滴下する試験環境とした。

各試験片１１の耐遅れ破壊特性は、静曲げ応力（σＳＢ）に対する遅れ破壊試験３０時間後における強度（σ３０）との比、すなわち遅れ破壊強度比（σ３０／σＳＢ）を求めて評価した。試験結果をσ３０／σＳＢとして表１に示す。

次に、焼入れ時におけるＣ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒの固溶量を示す［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］と、焼入れ時における未固溶の炭化物量を示すＷｐ（いずれも質量％）をそれぞれThermo-Calc（統合型熱力学計算システム）の計算により求めた。ここで、Thermo-Calcは「Version
S」、「Database fe6」仕様のものを用いた。図５に、表１の鋼種Ｄを用いてＷｐと［Ｃ］を算出した計算結果の１例を示す。

前記式（１）の左辺の値（２．２０２［Ｃ］＋０．９９６［Ｍｏ］−０．０４１Ｗｐ）と遅れ破壊強度比（σ３０／σＳＢ）との関係をプロットして、図１に示すグラフを得た。図１から、前記式（１）の左辺の値が１．５以上であると、遅れ破壊強度比がほぼ０．６以上となることが分かる。ここではボルトに必要な耐遅れ破壊特性として遅れ破壊強度比の下限を０．６に設定することが十分に妥当であると判断し、前記式（１）の右辺のしきい値を１．５０に設定した。なお、図１中の白丸のプロット（鋼種Ｖ）は、固溶Ｍｏ量も多く、前記式（１）の条件を満たしているが、遅れ破壊強度比は低い値となっている（（σ３０／σＳＢ）＝０．３３）。これは焼戻し温度が４００℃と低く、焼戻し時にＭｏ炭化物が析出しなかったことが要因と考えられる。また、後述する前記式（３）の条件を満たしていない。

前記式（２）の左辺の値（４．９５７Ｃ＋３．５４１Ｓｉ＋１．３７２Ｃｒ＋２．４７３Ｍｏ）と軟化熱処理後の硬さ（ＳＡ硬さ）との関係をプロットして、図２に示すグラフを得た。図２から、前記式（２）の左辺の値が１５．２以下であると、軟化熱処理後の硬さが９９ＨＲＢ以下となることが分かる。冷間加工性に関して硬さは低ければ低いほどよいが、ここでは軟化熱処理後の硬さの上限を９９ＨＲＢに設定することが十分に妥当であると判断し、前記式（２）の右辺のしきい値を１５．２に設定した。

前記式（３）の左辺の値（１９．３０４［Ｃ］＋１３．１６９［Ｍｏ］＋３．４３４［Ｓｉ］＋１．７８１［Ｃｒ］）と５５０℃焼戻硬さとの関係をプロットして、図３に示すグラフを得た。図３から、前記式（３）の左辺の値が２５．０以上であると、少なくとも５５０℃（場合によっては６００℃程度まで）の焼戻し温度で４７．５ＨＲＣ以上の硬さが確保できる。引張強度で１６００ＭＰａ以上となるためには、焼戻し後の硬さが４７．５ＨＲＣ以上は必要であるため、ここでは焼戻し後の硬さの下限を４７．５ＨＲＣに設定することが十分に妥当であると判断し、前記式（３）の右辺のしきい値を２５．０に設定した。

表１に、各鋼種（実施例Ａ〜Ｆ、比較例Ｇ〜Ｘ）に対応する式（１）〜（３）の計算結果、遅れ破壊強度比の試験結果、及び硬さの測定結果を示す。実施例Ａ〜Ｆに示されるように、各化学成分が所定の範囲にあり、しかも式（１）〜（３）を満たすことにより、遅れ破壊強度比の向上、及び軟化熱処理後の硬さの低下を図りつつも、少なくとも５５０℃（場合によっては６００℃程度まで）の焼戻しで所定の硬さ（４７．５ＨＲＣ）を確保することができる。

他方、比較例Ｇ，Ｓ，Ｔ，Ｕ，Ｖ，Ｗ，Ｘは式（１）及び式（３）を満たさないため、遅れ破壊強度比が０．６を下回り、焼戻し温度も５００℃を下回ることとなった。また、比較例Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍは式（１）を満たさないため、遅れ破壊強度比が０．６を下回ることとなった。また、比較例Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒは式（２）を満たさないため、軟化熱処理後の硬さが９９ＨＲＢを上回ることとなった。

以上の説明からも明らかなように、本発明によれば、遅れ破壊強度比の向上、及び軟化熱処理後の硬さの低下を図りつつ、少なくとも５５０℃（場合によっては６００℃程度まで）の焼戻しで十分な硬さを有する高強度ボルト用鋼を得ることができる。
また、その高強度ボルト用鋼に上記（ア）の熱処理を施し、ボルト形状に加工した後、（イ）（ウ）の熱処理を施すことで、遅れ破壊特性に優れ、かつ硬さが４７．５ＨＲＣ以上（引張強度で１６００ＭＰａ以上）の高強度ボルトを得ることができる。
なお、本発明は上記実施例に限らず、その趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えた態様で実施することが可能である。

１１試験片
２０片持ち曲げ型試験機

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．５５％、
Ｓｉ：１．５０〜２．６０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．８５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０．２５〜１．１５％、
Ｍｏ：０．３５〜１．２５％、
Ａｌ：０．０２０〜０．０４０％、
Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた高強度ボルト用鋼。
２．２０２［Ｃ］＋０．９９６［Ｍｏ］−０．０４１Ｗｐ≧１．５０ …式（１）
前記式（１）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、Ｗｐは単位をいずれも質量％とし、［Ｃ］、［Ｍｏ］は９３０℃におけるＣ、Ｍｏの固溶量の計算値を示し、Ｗｐは前記９３０℃における未固溶の炭化物量の計算値を示し、いずれも統合型熱力学計算システムであるThermo-Calc（Version S, Database fe6）により前記９３０℃を入力して求めた計算値である。
４．９５７Ｃ＋３．５４１Ｓｉ＋１．３７２Ｃｒ＋２．４７３Ｍｏ≦１５．２ …式（２）
前記式（２）のＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏは単位をいずれも質量％とする添加量を示す。
１９．３０４［Ｃ］＋１３．１６９［Ｍｏ］＋３．４３４［Ｓｉ］
＋１．７８１［Ｃｒ］≧２５．０ …式（３）
前記式（３）の［Ｃ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｃｒ］は単位をいずれも質量％とする、前記９３０℃におけるＣ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒの固溶量の計算値を示し、いずれも前記Thermo-Calc（Version S, Database fe6）により前記９３０℃を入力して求めた計算値である。
請求項１に記載の高強度ボルト用鋼を用いて、Ａ１点からＡ３点までの間の任意の温度で１時間以上保持し、６７０℃以下の任意の温度まで４０℃／時間以下の冷却速度で冷却し、その後室温まで空冷する軟化熱処理を施した後にボルト形状に加工し、その後８５０℃〜９５０℃より焼入れ処理を施し、５００℃以上で焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度ボルトの製造方法。