JPH05148580A

JPH05148580A - 遅れ破壊特性の優れたボルト用鋼

Info

Publication number: JPH05148580A
Application number: JP33985791A
Authority: JP
Inventors: Norihisa Yamamoto; 典久山本; Kazue Nomura; 一衛野村
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 1991-11-27
Filing date: 1991-11-27
Publication date: 1993-06-15

Abstract

(57)【要約】【構成】重量比にしてC:0.30〜0.50% 、Si:0.15%以
下、Mn:0.40%以下、S:0.010%以下、Cr:0.25%以下、Mo:
0.8〜2.0%、V:0.05〜0.30% 、Ti:0.003% 以下、Al:0.00
5〜0.070%、N:0.010 〜0.025%と必要に応じてNi:0.2〜
3.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物元素から
なることを特徴とする遅れ破壊特性の優れたボルト用
鋼。【効果】通常の雰囲気熱処理炉にて140kgf/mm²以上の
高い引張強さに熱処理を施しても、安定して優れた遅れ
破壊強度を得ることができる。従って、自動車等で溶接
が不可能な箇所の固定をする場合においても、軽量化を
図ることが可能となる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、遅れ破壊特性の優れた
高強度ボルト用鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】建築、橋梁、自動車等では、部品の締結
のために数多くのボルトが使用されている。ボルトは、
溶接が不可能ないし不適切な箇所での使用に適している
が、溶接に比べ重量の点で不利になることや、前記部品
の軽量化や、自動車等では燃費低減に対する要求が非常
に強いため、強度の高いボルトが強く要望されてきてい
る。

【０００３】現在、高強度ボルトは、JISB1051^-1991に
強度ランク別に分けて、9.8 、10.9、12.9のように規定
されており、その材料として、現在SCM435、SCM440とい
ったCr-Mo 鋼の焼入焼もどし材が最も広く使用されてい
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前記したJIS 規格で、
最も強度の高いものは、12.9（引張強さ124kgf/mm²以
上、硬さHv 435以下）の強度区分のボルトである。しか
し、これと同等かそれ以上に強度が増加すると、すなわ
ち、引張強さが130kgf/mm²以上になると、長時間使用し
た時に、ほとんど塑性変形を伴わずに破壊するという遅
れ破壊と言われている現象が生じやすくなる。従って、
従来から使用されているSCM440等、JIS 規格のCr-Mo 鋼
を使用して、引張強さが130kgf/mm²を超えるように熱処
理を施すことは容易であるが、前記した遅れ破壊現象が
無視できない程度に大きくなってしまうため、引張強さ
を130kgf/mm²以上とし、軽量化を図ることが困難であっ
た。

【０００５】上記問題に対応するため、130kgf/mm²以上
での使用を目的とした鋼種が数多く開発されている。し
かし、実操業上の熱処理はＲＸガス等を用いた雰囲気中
で行われることが多く、研究・試作段階で行われる真空
中で熱処理する場合に比べ、高強度域の遅れ破壊特性の
低下が顕著となり、適切な対策方法も見出されておら
ず、実用化の障害となっていた。

【０００６】本発明は、通常の雰囲気熱処理炉において
130kgf/mm²以上の高い引張強さになるように熱処理した
場合においても、優れた遅れ破壊特性の得られる高強度
ボルト用鋼を提供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者は、ボルト材を
雰囲気熱処理炉にて熱処理した場合の高強度域の遅れ破
壊特性を低下させる原因を研究調査した結果、以下の知
見を得た。ＲＸガス等を用いた雰囲気焼入炉にて熱処理
を施したボルトの中で、遅れ破壊特性が悪いものを良い
ものと比較調査した結果、ボルト表層に過剰炭素領域が
観察されるとともに、粒界に酸化物の生成が認められ、
この影響により遅れ破壊特性が低下していることをつき
とめた。そこで、本発明者等は表層への炭素の浸入（以
下軽浸炭と記す。）と粒界酸化を防ぐことができれば、
遅れ破壊特性が向上すると考えた。

【０００８】軽浸炭と粒界酸化は、真空焼入炉を用いれ
ば防止できるが、生産性が悪く、設備も高価であり、コ
スト高となって実用的でなく、実操業において使用が困
難である。そこで、本発明者等は通常の雰囲気熱処理炉
による処理を行った場合でも遅れ破壊特性が低下しない
ボルト用鋼の開発を進めた。

【０００９】軽浸炭を防止するためには、熱処理炉内の
雰囲気ガスのカーボン・ポテンシャル（以下C.P.と記
す。）を下げることが有効と考えられるが、逆に脱炭や
粒界酸化が生じやすくなるため、C.P.値の変更には慎重
に対応しなければならない。通常C.P.値は鋼に含有する
炭素量などを基準として鋼種ごとに管理されている。し
かし、最適なC.P.値は、鋼種間あるいはロット毎の合金
組成の違い、炭化物の分布状態などによって変化するた
め、実操業において、軽浸炭と脱炭がともに生じないよ
うにC.P.値を管理することは難しい。そこで本発明者等
は、C.P.値を変化させないで軽浸炭を抑えられる条件に
ついて調査を進めた結果、Cr量が高いほど軽浸炭が起き
やすいことを突き止めた。

【００１０】また、粒界酸化と鋼成分との関係について
も検討を進めた結果、酸化しやすい元素であるSi、Mn、
Crを低減すると、効果があることを見出した。しかし、
これらの元素を低減すると、必要な焼入性が得られず、
かつ焼もどし温度を低く設定しないと130kgf/mm²以上の
引張強さが得られなくなり、靱性が低下して、却って遅
れ破壊特性が低下する。本発明鋼は従来鋼に比べ高強度
で使用することを目的としており、同一強度を得るため
の焼もどし温度を高く設定でき、高強度としても靱性が
低下しないような配慮が必要である。

【００１１】そこで、Moの増量とV の添加により焼もど
し軟化抵抗の向上を図り、さらに前記Moの増量と適量の
C の添加により必要な焼入性を確保して、この問題を克
服した。また、必要に応じてNiを適量添加すれば、遅れ
破壊特性を低下させることなく、焼入性の大小をコント
ロールできることがわかった。

【００１２】一方、結晶粒微細化に効果のある元素であ
るTi、Nbをボルト用鋼に適用した場合の弊害について
は、今まで考慮されていなかったが、調査した結果、T
i、Nbの炭窒化物が存在すると、遅れ破壊時の破壊の起
点となって強度を低下させることと、不純物として存在
するTi、NbがN と結びつくことによって、AlN の生成を
阻害し、AlN の結晶粒微細化効果に悪影響を及ぼすこと
がわかった。そこで、本発明では、不純物として含有さ
れる可能性があるTiについては、含有率の上限を厳しく
規制し、Nbについては積極添加しないこととした。

【００１３】以上得られた知見をもとに完成した本発明
は、重量比にしてC:0.30〜0.50% 、Si:0.15%以下、Mn:
0.40%以下、V:0.05〜0.30% 、S:0.010%以下、Cr:0.25%
以下、Mo:0.8〜2.0%、Ti:0.003% 以下、Al:0.005〜0.07
0%、N:0.010 〜0.025%を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物元素からなることを特徴とする遅れ破壊特性の
優れたボルト用鋼であり、第２発明は焼入性を向上させ
て太径のボルトの製造を可能にするため、第１発明鋼に
Niを0.2 〜3.0%含有させたものである。

【００１４】以下に本発明のボルト用鋼の成分限定理由
を説明する。 C:0.30〜0.50% C は必要な焼入性と強度を確保するための必須元素であ
る。本発明の目的を達成するためには、従来鋼に比べ高
い焼もどし温度にて140kgf/mm²以上の引張強さを得る必
要があり、下限を0.30% とした。しかし、多量に含有さ
せると、靱性が低下し、粒界炭化物が増加して、逆に遅
れ破壊特性が低下するため、上限を0.50% とした。

【００１５】Si:0.15%以下 Siは脱酸剤として効果のある元素であるが、焼入時の高
温加熱時に起きる粒界酸化を助長し、遅れ破壊強度を低
下させる。従って、極力低下させる必要があるため、上
限を0.15% とした。

【００１６】Mn:0.40%以下 Mnは、従来鋼においては、焼入性向上のために添加され
る元素であるが、Siと同様に焼入時の高温加熱時に起き
る粒界酸化を助長するとともに、セメンタイト中に固溶
して、析出したセメンタイトの成長を促進し、遅れ破壊
強度を低下させるため、極力低下させる必要があり、上
限を0.40% とした。

【００１７】S:0.010%以下 S は通常不純物として含有し、鋼中にMnS 等の非金属介
在物として存在している。この非金属介在物は遅れ破壊
特性を低下させるため、S は極力低減する必要があり、
上限を0.010%とした。

【００１８】Cr:0.25%以下 Crは焼入性を上げるのに効果のある元素であるが、前述
したように軽浸炭と粒界酸化を助長し、遅れ破壊特性を
低下させる元素でもある。従って、遅れ破壊特性の向上
を最重要視している本発明では、極力低減する必要があ
るので、上限を0.25% とした。

【００１９】Mo:0.80 〜2.00% Mn、Crを低減している本発明にとって、Moは必要な焼入
性を確保するために不可欠な元素である。また、Moは焼
もどし軟化抵抗を付与するという効果も有する。このよ
うな効果を十分に得るためには従来鋼に比べ増量して、
0.80% 以上の含有が必要である。しかし、多量に含有さ
せても効果が飽和するとともに、粗大炭化物を生成して
遅れ破壊特性を低下させる可能性があるため、上限を2.
00% とした。

【００２０】V:0.05〜0.30% Vは結晶粒を微細化するとともに、焼もどし時に炭化物
となって微細析出し、焼もどし軟化抵抗を向上させる効
果のある元素である。これにより、同一の強度を得るの
により高い焼もどし温度にすることができるため、その
効果を十分に得るために、0.05% 以上添加することにし
た。しかし、多量に含有させてもその効果が飽和すると
ともに、コスト増となるため、上限を0.30%とした。

【００２１】Ti:0.003% 以下 Tiは鋼中に不純物として含有している元素であるが、通
常は特に規制されていない。しかし、Tiが存在すると応
力集中効果の大きいTiN が析出して粒界が脆化し、遅れ
破壊特性が低下するため、極力低減する必要があり、上
限を0.003%とした。

【００２２】Al:0.005〜0.070% Alは脱酸剤として効果があるとともに、鋼中で窒化物(A
lN) を形成して結晶粒を微細化する効果を有する。従っ
て0.005%以上含有させる必要がある。しかし、多量に含
有させると、形成されるAlN が粗大化して、かえって結
晶粒微細化効果が低下するため、上限を0.070%とした。

【００２３】N:0.010〜0.025% Nは前述したように、Alと窒化物を形成し、結晶粒微細
化に効果のある元素であり、0.010%以上、好ましくは0.
012%以上の含有が必要である。しかし、多量に含有させ
ると、製鋼時にブローホールが発生して製造が困難にな
るので、上限を0.025%とした。

【００２４】Ni:0.2〜3.0% 本発明はMn、Crを低減しているため、Moを添加しても焼
入性が不足する場合がある。その場合は、必要に応じNi
を添加して、焼入性の不足を補うことが必要であり、下
限を0.2%とした。しかし、多量に含有させても効果が飽
和するとともにコスト高となるため、上限を3.0%とし
た。

【００２５】

【実施例】次に本発明鋼の特徴を、比較鋼、従来鋼と比
較して、実施例でもって明らかにする。表１に実施例で
使用した供試材の化学成分を示す。表１において、１〜
９鋼は本発明鋼で、１〜５鋼は第１発明、６〜９鋼は第
２発明に該当する鋼である。また、10〜15鋼は部分的に
本発明の成分範囲外である比較鋼であり、16鋼は従来鋼
であるJIS-SCM440である。

【００２６】

【表１】

【００２７】表１に示す成分を有する供試材を電気炉に
より溶解し、分塊圧延により鋼片を製造し、線材への圧
延前に鋼片の一部を採取して、焼入温度及び焼もどし温
度と引張強さとの関係を調査した。そして、引張強さが
145kgf/mm²程度となる熱処理条件を求め、以下に説明す
る方法で評価を行った。調査の結果得られた熱処理条件
を表２に示す。従来鋼に比べ、本発明鋼は焼もどし軟化
抵抗が大きく、同一の強度を得るのに焼もどし温度を高
くできることがわかる。

【００２８】次に、圧延によりφ15mmの線材を製造し、
表２に示す条件で熱処理を施した材料について、後述す
る方法で引張試験、遅れ破壊試験を行い、本発明鋼の性
能を評価した。試験結果を前述の表２に合わせて示す。
引張試験は、前記線材より JIS14号A 試験片を作製し、
前記条件で熱処理を施した後、引張速度1mm/min の条件
で行った。

【００２９】遅れ破壊試験は、線材よりボルトを製造
し、熱処理した後、5%HCl 溶液中に30分浸漬して水素を
吸蔵させた後、種々の応力で締め付けて放置し、 200時
間以内に破断しない最大の応力の引張強さに対する比
（遅れ破壊強度比）を求めるという方法で行った。な
お、ボルトの熱処理は、一般に広く用いられているＲＸ
ガスを使用した雰囲気熱処理炉（C.P.値は炭素含有量と
同一とした。) と真空熱処理炉の両方を使用して行い、
雰囲気の違いによる遅れ破壊特性への影響を評価した。

【００３０】

【表２】

【００３１】表２から明らかなように、比較鋼である10
〜15鋼を本発明鋼の実施例である１〜９鋼と比較する
と、10鋼はC 含有率が低いため、焼もどし温度を低くし
ないと必要な引張強度が得られず、靱性が低下して遅れ
破壊特性が劣るものであり、11〜13鋼は軽浸炭あるいは
粒界酸化が原因となって遅れ破壊特性を低下させる元素
であるSi、Mn、Cr含有率が高いため、真空熱処理の場合
には優れた特性を示すが、雰囲気中で熱処理した場合の
遅れ破壊特性が劣るものであり、14鋼はS 含有率が高
く、15鋼はTi含有率が高いため、MnS あるいはTiN の影
響で遅れ破壊特性が劣るものである。

【００３２】また、従来鋼であるSCM440は本願発明鋼に
比べ焼もどし軟化抵抗が小さく、粒界酸化、非金属介在
物等により遅れ破壊特性を低下する元素が低減されてい
ないので、本発明鋼に比べ著しく遅れ破壊特性が劣るも
のである。

【００３３】これに対して本発明鋼である１〜９鋼は、
粒界酸化、非金属介在物等の原因により遅れ破壊特性を
低下させる元素であるSi、Mn、S 、Cr、Ti等の元素を極
力低減し、その結果もたらされる焼入性の低下を遅れ破
壊特性に影響の小さいMoの増量あるいは必要に応じNiを
添加することによって補い、かつ適量のC の添加と前記
Moの増量およびV の添加によって焼もどし温度を高く設
定することを可能にしたことによって、通常の雰囲気熱
処理炉で熱処理して145kgf/mm²程度の高い引張強さとし
た場合においても、優れた遅れ破壊特性を得ることがで
きた。

【００３４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明のボルト用
鋼は従来鋼とは異なり、引張強さを高めても遅れ破壊現
象が起きにくいため、高い応力で使用することが可能で
ある。また通常の雰囲気熱処理炉によって熱処理しても
安定して優れた遅れ破壊特性を得ることができる。従っ
て、この特性を有効利用することにより、自動車等溶接
で固定が不可能な多くの箇所をより小さなボルトで固定
が可能となり、軽量化、省エネルギー化へ大きく寄与す
ることができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比にしてC:0.30〜0.50% 、Si:0.15%
以下、Mn:0.40%以下、S:0.010%以下、Cr:0.25%以下、M
o:0.8〜2.0%、V:0.05〜0.30% 、Ti:0.003% 以下、Al:0.
005〜0.070%、N:0.010 〜0.025%を含有し、残部がFeお
よび不可避的不純物元素からなることを特徴とする遅れ
破壊特性の優れたボルト用鋼。
【請求項２】重量比にしてC:0.30〜0.50% 、Si:0.15%
以下、Mn:0.40%以下、S:0.010%以下、Cr:0.25%以下、M
o:0.8〜2.0%、V:0.05〜0.30% 、Ti:0.003% 以下、Al:0.
005〜0.070%、N:0.010 〜0.025%とNi:0.2〜3.0%を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物元素からなることを
特徴とする遅れ破壊特性の優れたボルト用鋼。