JPH036352A - 耐遅れ破壊性及び冷間鍛造性を備えた高強度ボルト用鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊性及び冷間鍛造性を備えた高強度ボルト用鋼Info
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- JPH036352A JPH036352A JP1140054A JP14005489A JPH036352A JP H036352 A JPH036352 A JP H036352A JP 1140054 A JP1140054 A JP 1140054A JP 14005489 A JP14005489 A JP 14005489A JP H036352 A JPH036352 A JP H036352A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
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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。
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、自動車用高強度ボルトや各種産業機械用ソケ
ットスクリュー等に使用される高強度ボルト用鋼に関し
、詳細にはこれらの用途において遅れ破壊性が改良され
ると共に優れた冷間鍛造性を示す高強度ボルト用鋼に関
するものである。
ットスクリュー等に使用される高強度ボルト用鋼に関し
、詳細にはこれらの用途において遅れ破壊性が改良され
ると共に優れた冷間鍛造性を示す高強度ボルト用鋼に関
するものである。
［従来の技術］
般のボルト用鋼としては低合金強靭鋼、特にＳＣＭ４３
５やＳＣＭ４４０等が汎用されている。これらの鋼材は
１２０〜１３０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有し、相
当の高強度に耐え得るものであるが、更に高強度が要求
される分野においては上記以上の高強度を発揮する為の
調質が行なわれる。
５やＳＣＭ４４０等が汎用されている。これらの鋼材は
１２０〜１３０ ｋｇｆ／ｍｍ２の引張強さを有し、相
当の高強度に耐え得るものであるが、更に高強度が要求
される分野においては上記以上の高強度を発揮する為の
調質が行なわれる。
ところがこの様な調質ボルト鋼は締付は後、長期間経過
中に突然破壊することがあり、所謂遅れ破壊が問題とな
っている。この様な問題を解決する目的で研究された成
果として次に示す様な特許公開公報が開示されている。
中に突然破壊することがあり、所謂遅れ破壊が問題とな
っている。この様な問題を解決する目的で研究された成
果として次に示す様な特許公開公報が開示されている。
例えば特開昭６０１１４５５１は１４０〜１６０ ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級の高強度を達成する点で評価されるが、Ｍ
ｎ含有量を０．４０％以下に抑えている為焼入性が低く
、上記高強度を安定して発揮する上で問題を残し、また
脱酸不足による表面疵の発生が多く冷間鍛造時の変形能
力が不十分となる。また上記公報の発明ではＴｉを０．
０５％以上と定めて結晶粒の微細化による靭性向上を狙
っているが、Ｔｉ含有量が多くなるとＴｉの酸窒化物生
成量が多くなり、遅れ破壊性の改善を阻んでいる。また
特開昭５８１１７８５６はＰ及びＳの各含有量を規制し
て１３０ ｋｇｆ／ｍｍ’級の高強度を発揮させるもの
であるが、Ｓｔを０．１〜０．８％と高めに配合して脱
酸性の向上を期しており、このことが却って冷間鍛造性
を悪くし、また特に球状化焼鈍処理に際して粒界酸化物
の形成を促進する傾向にあり、遅れ破壊性の改善を阻止
している。
ｆ／ｍｍ２級の高強度を達成する点で評価されるが、Ｍ
ｎ含有量を０．４０％以下に抑えている為焼入性が低く
、上記高強度を安定して発揮する上で問題を残し、また
脱酸不足による表面疵の発生が多く冷間鍛造時の変形能
力が不十分となる。また上記公報の発明ではＴｉを０．
０５％以上と定めて結晶粒の微細化による靭性向上を狙
っているが、Ｔｉ含有量が多くなるとＴｉの酸窒化物生
成量が多くなり、遅れ破壊性の改善を阻んでいる。また
特開昭５８１１７８５６はＰ及びＳの各含有量を規制し
て１３０ ｋｇｆ／ｍｍ’級の高強度を発揮させるもの
であるが、Ｓｔを０．１〜０．８％と高めに配合して脱
酸性の向上を期しており、このことが却って冷間鍛造性
を悪くし、また特に球状化焼鈍処理に際して粒界酸化物
の形成を促進する傾向にあり、遅れ破壊性の改善を阻止
している。
［発明が解決しようとする課題］
本発明はこの様な事情を憂慮してなされたものであって
、特に冷間鍛造時の変形抵抗を増大させないという条件
下に耐遅れ破壊性を改善することができる様な高強度ボ
ルト用鋼を開発する目的で種々検討を行なりた。
、特に冷間鍛造時の変形抵抗を増大させないという条件
下に耐遅れ破壊性を改善することができる様な高強度ボ
ルト用鋼を開発する目的で種々検討を行なりた。
［課題を解決する為の手段］
上記課題を達成することのできた本発明の高強度ボルト
用鋼とは、 ０．３０％≦Ｃ≦０．５０％ Ｓ ｉ ＜０．１０％ ０．５０％≦Ｍｎ≦０．７０％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．３０％≦Ｃｒ≦１．０５％ ０．５０％≦Ｍｏ≦１．０５％ ０．０１％≦Ａ １５０．０５〜 ０．００２０％≦Ｔ ｉ ＜０．０５０ 〜０．０
０２ ％≦Ｎ≦ｏ、ｏｔｏ ％を含有すると共に、
上記元素のうちＳｉ、ＭｎＰ、Ｓ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ及
びＮについては下記関係式を満足することを条件とし、 ０．０５％≦Ｍｏ−４５Ｐ−１１３≦０８５％７．５
Ｓ ｉ ＋１．７ Ｍ ｎ≦１．８５％Ｑ、Ｑ２Ｑ％≦
１０Ｔｉ＋Ａ１−６Ｎ≦０．５０％残部がＦｅ及び不可
避不純物よりなるものであることを要旨とするものであ
る。
用鋼とは、 ０．３０％≦Ｃ≦０．５０％ Ｓ ｉ ＜０．１０％ ０．５０％≦Ｍｎ≦０．７０％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．３０％≦Ｃｒ≦１．０５％ ０．５０％≦Ｍｏ≦１．０５％ ０．０１％≦Ａ １５０．０５〜 ０．００２０％≦Ｔ ｉ ＜０．０５０ 〜０．０
０２ ％≦Ｎ≦ｏ、ｏｔｏ ％を含有すると共に、
上記元素のうちＳｉ、ＭｎＰ、Ｓ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ及
びＮについては下記関係式を満足することを条件とし、 ０．０５％≦Ｍｏ−４５Ｐ−１１３≦０８５％７．５
Ｓ ｉ ＋１．７ Ｍ ｎ≦１．８５％Ｑ、Ｑ２Ｑ％≦
１０Ｔｉ＋Ａ１−６Ｎ≦０．５０％残部がＦｅ及び不可
避不純物よりなるものであることを要旨とするものであ
る。
尚上記組成を満足する他、
０．２％≦Ｎｉ≦１．５％
０．０５％≦■≦０．１５％
より選択される１種以上の元素を配合したボルト用鋼も
上記本発明の課題達成に、有効なものである。
上記本発明の課題達成に、有効なものである。
［作用］
本発明におけるもっとも中心的なポイントは合金組成範
囲を緻密に定めた点にある。よって各合金元素毎に添加
理由及び組成範囲限定理由を説明する。
囲を緻密に定めた点にある。よって各合金元素毎に添加
理由及び組成範囲限定理由を説明する。
（１）Ｑ、３ｏ％≦Ｃ≦０．５θ％
一般に遅れ破壊性は焼戻し温度の影響を受は易いが、３
５０℃前後の温度領域で焼戻しをしたものは耐遅れ破壊
性がもっとも悪くなるという傾向が詔められる。その為
に本発明の課題である耐遅れ破壊性の優れた高強度ボル
ト用鋼においては４５０℃以上の焼戻し温度で希望の高
強度が与えられるものでなくてはならず、具体的には４
５０℃以上の焼戻し温度テ１２０〜１３ｏｋｇｆ／ｌｌ
１ｍ２級若しくはそれ以上の引張強さを得ることが必要
となり、これを達成するには０．３０％以上のＣが必要
となる。一方耐遅れ破壊性の向上は靭性増大によって達
成されるということが経験的に分かっており、靭性低下
に伴なう遅れ破壊性の劣化を防止するという観点から０
５０％を上限と定めた。
５０℃前後の温度領域で焼戻しをしたものは耐遅れ破壊
性がもっとも悪くなるという傾向が詔められる。その為
に本発明の課題である耐遅れ破壊性の優れた高強度ボル
ト用鋼においては４５０℃以上の焼戻し温度で希望の高
強度が与えられるものでなくてはならず、具体的には４
５０℃以上の焼戻し温度テ１２０〜１３ｏｋｇｆ／ｌｌ
１ｍ２級若しくはそれ以上の引張強さを得ることが必要
となり、これを達成するには０．３０％以上のＣが必要
となる。一方耐遅れ破壊性の向上は靭性増大によって達
成されるということが経験的に分かっており、靭性低下
に伴なう遅れ破壊性の劣化を防止するという観点から０
５０％を上限と定めた。
（２） Ｓ ｉ ＜０．１０％
Ｓｔは脱酸剤としての作用が期待される元素であるが、
Ｓｉの添加量が増大するにつれて冷間鍛造性が低下する
傾向を示す他、球状化焼鈍処理に際して粒界酸化物の形
成を促進し、ボルト表面の粒界強度を低下させるばかり
か耐遅れ破壊性も劣化させる。この様な観点からＳｔは
０．１θ％未満と定めた。
Ｓｉの添加量が増大するにつれて冷間鍛造性が低下する
傾向を示す他、球状化焼鈍処理に際して粒界酸化物の形
成を促進し、ボルト表面の粒界強度を低下させるばかり
か耐遅れ破壊性も劣化させる。この様な観点からＳｔは
０．１θ％未満と定めた。
（３） ０．５０％≦Ｍｎ≦０．７０％Ｍｎは焼入性向
上元素であり、それによって高強度の獲得が容易になる
。またＭｎは脱酸元素としても作用し、それによって冷
間鍛造時の変形能力を保持する。しかしＭｎ添加量が多
量になるとＭｎの正偏析によって靭性を阻害する傾向が
進み、冷間鍛造性の低下を招くと共に、Ｓｉの場合と同
様粒界酸化物の形成が促進され粒界強度の低下という問
題を生じる。この様なところから、Ｍｎの上限は０．７
０％と定めた。
上元素であり、それによって高強度の獲得が容易になる
。またＭｎは脱酸元素としても作用し、それによって冷
間鍛造時の変形能力を保持する。しかしＭｎ添加量が多
量になるとＭｎの正偏析によって靭性を阻害する傾向が
進み、冷間鍛造性の低下を招くと共に、Ｓｉの場合と同
様粒界酸化物の形成が促進され粒界強度の低下という問
題を生じる。この様なところから、Ｍｎの上限は０．７
０％と定めた。
（４）Ｐ≦０．０１０％
遅れ破壊の発生を見たときの亀裂発生部近傍を詳細に検
討してみると、粒界破面の様相を呈することが分かって
いる。この観点から見るとＰは粒界偏析元素であり、遅
れ破壊性の劣化にもつとも大きな影響を与える元素であ
ると言える。そこでＰ含有量を０．０１０％以下とする
ことにより、耐遅れ破壊性の向上を達成することとした
。
討してみると、粒界破面の様相を呈することが分かって
いる。この観点から見るとＰは粒界偏析元素であり、遅
れ破壊性の劣化にもつとも大きな影響を与える元素であ
ると言える。そこでＰ含有量を０．０１０％以下とする
ことにより、耐遅れ破壊性の向上を達成することとした
。
（５）Ｓ≦０．０１０％
鋼中でＭｎＳを形成し、応力が負荷されたときに応力集
中箇所となる。従って耐遅れ破壊性の改善にはＳ含有量
を減少させることが必要となり、０．０１０％以下と定
めた。
中箇所となる。従って耐遅れ破壊性の改善にはＳ含有量
を減少させることが必要となり、０．０１０％以下と定
めた。
（６） ０．３０％≦Ｃｒ≦１．０５％Ｃｒは焼入性を
高めて高強度を獲得する上で有用な元素であり、しかし
この際冷間鍛造性とくに変形能を大きく損なうことがな
いという長所を有している。上記作用を発揮する為には
０．３％以上の配合が必要であるが、過剰添加になると
炭化物を安定化し、球状化焼鈍を行なったときの球状化
程度が不十分となり冷間鍛造性に悪影響を与えるので、
Ｃｒの上限は１．０５％と定めた。
高めて高強度を獲得する上で有用な元素であり、しかし
この際冷間鍛造性とくに変形能を大きく損なうことがな
いという長所を有している。上記作用を発揮する為には
０．３％以上の配合が必要であるが、過剰添加になると
炭化物を安定化し、球状化焼鈍を行なったときの球状化
程度が不十分となり冷間鍛造性に悪影響を与えるので、
Ｃｒの上限は１．０５％と定めた。
（７）０．５０％≦ＭＯ≦１．０５％
Ｍｏは耐遅れ破壊性を向上させる有望な元素であり、０
．５０％以上添加することが推奨される。
．５０％以上添加することが推奨される。
ＭＯ添加量が増えるに従って焼戻軟化抵抗が向上するの
で、引張強度を大きく低減させることなく靭性向上を達
成することができ、その結果として耐遅れ破壊性の向上
が得られる。しかし焼入性が飽和してＭＯ添加効果がそ
れ以上高まることがないので、１．０５％をＭＯの上限
と定めた。
で、引張強度を大きく低減させることなく靭性向上を達
成することができ、その結果として耐遅れ破壊性の向上
が得られる。しかし焼入性が飽和してＭＯ添加効果がそ
れ以上高まることがないので、１．０５％をＭＯの上限
と定めた。
（８）０．０１％≦Ａ１≦０．０５％
ＡＩは鋼中Ｎを捕足してＡＩＮを形成し、結晶粒を微細
化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。そ
の為には０．０１％以上の添加が必要である。しかし０
．０５％を超えると酸化物系介在物が生成し、該介在物
が耐遅れ破壊性を低下するので、０．０５％を上限と定
めた。
化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。そ
の為には０．０１％以上の添加が必要である。しかし０
．０５％を超えると酸化物系介在物が生成し、該介在物
が耐遅れ破壊性を低下するので、０．０５％を上限と定
めた。
（９）０．００２０％≦Ｔ ｉ ＜０．０５０％Ｎは遅
れ破壊性に有害なことが知られており、本発明は前述の
如＜ＡＩによってＡＩＮとして固定することを要件の一
つとしているが、Ｎをより完全に固定する目的でＴｉを
０．００２０％以上添加することと定めた、尚Ｔｉによ
る窒化物の形成及び更に炭化物の形成は、結晶粒の微細
化に有用であり、これによって積極的に耐遅れ破壊性の
向上を図る。しかし０．０５０％以上の添加は加工性の
低下を招き、特に熱間圧延後の表面疵形成原因となるか
ら０．０５０％未満に抑えるべきである。
れ破壊性に有害なことが知られており、本発明は前述の
如＜ＡＩによってＡＩＮとして固定することを要件の一
つとしているが、Ｎをより完全に固定する目的でＴｉを
０．００２０％以上添加することと定めた、尚Ｔｉによ
る窒化物の形成及び更に炭化物の形成は、結晶粒の微細
化に有用であり、これによって積極的に耐遅れ破壊性の
向上を図る。しかし０．０５０％以上の添加は加工性の
低下を招き、特に熱間圧延後の表面疵形成原因となるか
ら０．０５０％未満に抑えるべきである。
（１０）０．００２％≦Ｎ≦０．０１０％Ｎは前述の如
く有害元素であり、特に０．０１０％以上の存在はＡＩ
やＴｉによっても捕足しきれず固溶Ｎ量を増大して遅れ
破壊性にとって有害である。しかし０．０１０．％以下
ではＡＩＮやＴｉＮの形成によって結晶粒の微細化ひい
ては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。尚これらの
有用効果を得るには、０．００２％以上のＮが必要であ
る。
く有害元素であり、特に０．０１０％以上の存在はＡＩ
やＴｉによっても捕足しきれず固溶Ｎ量を増大して遅れ
破壊性にとって有害である。しかし０．０１０．％以下
ではＡＩＮやＴｉＮの形成によって結晶粒の微細化ひい
ては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。尚これらの
有用効果を得るには、０．００２％以上のＮが必要であ
る。
（１１）０．２％≦Ｎｉ≦１．５％
Ｎｉは所望によって添加される元素であり、０．２％以
上の添加によって靭性を向上し、耐遅れ破壊性の向上に
資する。しかし１．５％を超えると残留オーステナイト
を増大させる方向に作用し、耐遅れ破壊性を阻害する。
上の添加によって靭性を向上し、耐遅れ破壊性の向上に
資する。しかし１．５％を超えると残留オーステナイト
を増大させる方向に作用し、耐遅れ破壊性を阻害する。
（１２）０．０５％≦■≦０．１５％
■も所望に応じて加えられる元素であり、Ｏ，ＯＳ％以
上の添加によって焼戻し軟化抵抗性の向上効果を示す、
しかし０．１５％を超えて添加する場合において十分な
焼入性向上効果を得ようとすれば、焼入温度をボルト製
造時の汎用焼入温度より５０℃以上高く設定しなければ
ならず、冷間鍛造時の変形抵抗を増大するので０．１５
％以下に止めるべきである。
上の添加によって焼戻し軟化抵抗性の向上効果を示す、
しかし０．１５％を超えて添加する場合において十分な
焼入性向上効果を得ようとすれば、焼入温度をボルト製
造時の汎用焼入温度より５０℃以上高く設定しなければ
ならず、冷間鍛造時の変形抵抗を増大するので０．１５
％以下に止めるべきである。
（１３） ０．０５％≦Ｍｏ−４５Ｐ−１１３≦０．８
５％上記関係式は数多くの実験から得られた実験式であ
り、左辺側の条件が満足されないときは耐遅れ破壊性の
改善が不十分となる。一方右辺側の条件が満足されない
ときはＭｏが炭化物を形成し易くなる為ＭＯの焼入性向
上効果が飽和し、耐遅れ破壊性も却って悪くなり、更に
は冷間鍛造性の低下によって製品形状への成形が困難に
なる。
５％上記関係式は数多くの実験から得られた実験式であ
り、左辺側の条件が満足されないときは耐遅れ破壊性の
改善が不十分となる。一方右辺側の条件が満足されない
ときはＭｏが炭化物を形成し易くなる為ＭＯの焼入性向
上効果が飽和し、耐遅れ破壊性も却って悪くなり、更に
は冷間鍛造性の低下によって製品形状への成形が困難に
なる。
（１４）７．５ Ｓ ｉ ＋１．７ Ｍ ｎ≦１，８５
％上記関係式も数多くの実験から得られた実験式であり
、この条件を満足してないときは冷間鍛造時の変形抵抗
が増大し工具寿命が低下する。尚下限側については上記
計算式が小さければ小さいほど冷間鍛造性が良くなる傾
向を勘案し、特に定める必要のないことが分かった。
％上記関係式も数多くの実験から得られた実験式であり
、この条件を満足してないときは冷間鍛造時の変形抵抗
が増大し工具寿命が低下する。尚下限側については上記
計算式が小さければ小さいほど冷間鍛造性が良くなる傾
向を勘案し、特に定める必要のないことが分かった。
（１５）０．０４％≦１０Ｔｉ＋Ａｌ−６Ｎ≦０．５０
％上記関係式も数多くの実験から得られた実験式である
。この条件を満足していないとぎの欠点を述べると右辺
側を満足しないときは、ＴｉやＡＩの窒化物や酸化物が
過剰に生成することになって疲労特性の低下を招く。
％上記関係式も数多くの実験から得られた実験式である
。この条件を満足していないとぎの欠点を述べると右辺
側を満足しないときは、ＴｉやＡＩの窒化物や酸化物が
過剰に生成することになって疲労特性の低下を招く。
本発明における各元素の添加理由は上記した通りである
が、次に上記条件を□満足する実施例と満足しない比較
例を挙げて本発明の作用効果を更に説明する。
が、次に上記条件を□満足する実施例と満足しない比較
例を挙げて本発明の作用効果を更に説明する。
［実施例］
第１表に示す各組成の供試鋼（２５ｍｍやの棒鋼）を製
造し、端面拘束線試験によって冷間鍛造性を、また水中
遅れ破壊試験によって遅れ破壊性を夫々検討した。結果
は第１表に併記した通りであって、本発明の合金組成条
件を満足するものは１ ２ 変形抵抗を増大することなく優れた耐遅れ破壊性を示し
た。
造し、端面拘束線試験によって冷間鍛造性を、また水中
遅れ破壊試験によって遅れ破壊性を夫々検討した。結果
は第１表に併記した通りであって、本発明の合金組成条
件を満足するものは１ ２ 変形抵抗を増大することなく優れた耐遅れ破壊性を示し
た。
［発明の効果］
本発明のボルト用鋼は上記の根に構成されているので、
高強度特性、冷間鍛造性、耐遅れ破壊性の全項目におい
て優れた特性を示すことが確認された。
高強度特性、冷間鍛造性、耐遅れ破壊性の全項目におい
て優れた特性を示すことが確認された。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）０．３０％≦Ｃ≦０．５０％ Ｓｉ＜０．１０％ ０．５０％≦Ｍｎ≦０．７０％ Ｐ≦０．０１％ Ｓ≦０．０１％ ０．３０％≦Ｃｒ≦１．０５％ ０．５０％≦Ｍｏ≦１．０５％ ０．０１％≦Ａｌ≦０．０５％ ０．００２０％≦Ｔｉ＜０．０５０％ ０．００２％≦Ｎ≦０．０１０％ を含有すると共に、上記元素のうちＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ
、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ及びＮについては下記関係式を満足
することを条件とし、 ０．０５％≦Ｍｏ−４５Ｐ−１１Ｓ≦０．８５％７．５
Ｓｉ＋１．７Ｍｎ≦１．８５％ ０．０２０％≦１０Ｔｉ＋Ａｌ−６Ｎ≦０．５０％残部
がＦｅ及び不可避不純物よりなるものであることを特徴
とする耐遅れ破壊性及び冷間鍛造性を備えた高強度ボル
ト用鋼。 （２）請求項（ I ）の組成条件を満たす他、更にＮｉ
及びＶのいずれか１種以上を、下記条件範囲内で含有す
る高強度ボルト用鋼。 ０．２％≦Ｎｉ≦１．５％ ０．０５％≦Ｖ≦０．１５％
Priority Applications (2)
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| JP1140054A JP2614659B2 (ja) | 1989-05-31 | 1989-05-31 | 耐遅れ破壊性及び冷間鍛造性を備えた高強度ボルト用鋼 |
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1990
- 1990-09-28 US US07/590,137 patent/US5073338A/en not_active Expired - Lifetime
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