JP4381355B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼およびその成型品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼およびその成型品の製造方法に関し、特に引張強さ１６００ＭＰａ以上の高強度ボルトの製造に好適な、耐遅れ破壊特性に優れた鋼およびその成型品の製造方法に関するものである。

自動車や産業機械の高性能化、軽量化、また建築構造物の大型化に伴い、高強度ボルト用鋼の開発が要求されてきている。

現在一般に高強度ボルト用鋼として使用されている鋼種はＪＩＳに規定されているＳＣＭ４３５、ＳＣＲ４３５等の低合金構造用鋼であり、焼入れ、焼戻し処理を施すことによって製造されている。しかし、これらの鋼種は、引張強さが１２００ＭＰａを超えると耐遅れ破壊特性が急激に低下し、ボルトの使用中に遅れ破壊による破断を生じる危険が増大するため、このレベル以上の高強度化は実用上不可能であった。

耐遅れ破壊特性の改善を目的とした高強度ボルト用鋼が各社から提案されている。例えば、特許文献１、特許文献２には、ボルトの熱処理中に生じる軽浸炭、粒界酸化を防止すること、Ｍｏを増量して焼戻し軟化抵抗の向上を図ることによって耐遅れ破壊特性を向上する発明が記載されている。

また、例えば、特許文献３には、Ｍｏ、Ｖを複合添加してＦｅ₃Ｃの生成を極力防止することによって１４００ＭＰａ級のボルトの耐遅れ破壊特性を向上する発明が記載されている。

また、例えば、特許文献４には、Ｍｏを比較的多量添加し、高温焼戻しを行うことによって１５００ＭＰａ級以上のボルトの耐遅れ破壊特性を向上する発明が記載されている。これは引張強さ１５００〜１７００ＭＰａ程度のボルトの耐遅れ破壊特性を向上するには有効な技術である。

特開平０５−１４８５７６号公報 特開平０５−１４８５８０号公報 特許第２７３９７１３号公報 特開２００１−０３２０４４号公報

しかしながら、上記特許文献１や特許文献２に記載の発明では、１５００ＭＰａ級以上の高強度ボルトに適用した場合、耐遅れ破壊特性が不十分となり、実用化は困難である。また、焼戻し温度の最適範囲も示されていない。実施例に記載されている引張強さの最大値も１４７．０ｋｇｆ／ｍｍ²（１４４１ＭＰａ）止まりである。

また、特許文献３に記載の発明では、１６００ＭＰａ級以上の高強度ボルトに適用した場合、耐遅れ破壊特性が十分とは言えなくなり、実用化は困難である。また、焼戻し温度の最適範囲も示されていない。実施例に記載されている引張強さの最大値も１５８．７ｋｇｆ／ｍｍ²（１５５５ＭＰａ）止まりである。

また、建築構造物や機械部品の軽量化、高性能化の観点からは、ボルトの強度レベルは高ければ高いほど好ましいが、更に１６００〜２０００ＭＰａ超のクラスにまで高強度化が必要な場合は、１７００ＭＰａ以上では上記特許文献４に記載の発明では対応できず、また１６００〜１７００ＭＰａの強度領域でも外部環境が苛酷になれば耐遅れ破壊特性が低下していくため、１６００〜２０００ＭＰａ超の強度レベルの高強度ボルトは実用化されていないのが現状である。

以上述べた通り、１６００〜２０００ＭＰａ超の強度レベルを有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトは現状では見当たらない。

そこで、本発明は、以上のような課題を有利に解決し、耐遅れ破壊特性に優れた鋼およびその成型品の製造方法を提供することを目的とする。特に、引張強さ１６００ＭＰａを超える高強度においても、現在１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われているＳＣＭ４３５よりも、耐遅れ破壊特性に優れた鋼およびその成型品の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％超、３％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：３．０％超、１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
（２） さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜１０％、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０１〜１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
（３） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１０〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
（４） 上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼成分を有し、金属組織が焼入れ焼戻し組織を呈することを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の高強度ボルト。
（５） 上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼を所望の形状に成型後、焼入れを行い、その後５００〜７５０℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼成型品の製造方法。
（６） 前記所望の形状がボルト形状であることを特徴とする、上記（５）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼成型品の製造方法。

本発明によれば、引張強さ１６００ＭＰａ級以上の高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた鋼、鋼成型品、ボルト等を提供することが可能となり、例えば、本発明を適用したボルトでは、ボルトの締結軸力の増加、サイズダウンによる軽量化等を通じて構造物、機械部品の軽量化、高性能化に大きく寄与することができるなど、本発明の効果は極めて大きい。

本発明者らは、遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。すなわち、
（１）高強度鋼の遅れ破壊特性には焼戻し温度の影響が大きく、同一の引張強さを有する鋼材の耐遅れ破壊特性を比較すると、焼戻し温度が高いほど耐遅れ破壊特性が向上する。これは、焼戻し温度が高いほど旧オーステナイト粒界に析出するセメンタイトの形態が球状化して粒界の結合力が増加することと、マトリックスの転位等の欠陥密度が減少し、水素に対する脆化感受性が低下するためである。
（２）１６００ＭＰａ級以上の高強度鋼の耐遅れ破壊特性を、現在広く実用化されているＳＣＭ４３５の１０００ＭＰａ級の耐遅れ破壊特性と同等程度にするためには、焼戻し温度を少なくとも５００℃以上に設定する必要がある。
（３）焼戻し温度を上記温度範囲に設定し、かつ１６００ＭＰａ級以上の高強度を得るためには、Ｍｏを従来鋼よりも極めて多量（３％超）に添加し、焼戻し時のＭｏ炭化物による析出強化を最大限に活用することが効果的である。これは、Ｍｏは合金炭化物の析出による析出強化が得られる他の合金元素（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等）に比べてオーステナイト中での溶解度が大きく、焼入れ熱処理の加熱（以下、単に焼入れ加熱という。）時にマトリックス中に多量に固溶させることができるので、焼戻し時に大きな析出強化量を得るために極めて有利であるからである。また、Ｍｏの多量添加によってＭｏ炭化物が焼入れ加熱時に未固溶になる場合があるが、未固溶状態のＭｏ炭化物が存在していたとしても遅れ破壊特性への悪影響は小さいので、Ｍｏ多量添加の弊害は小さい。さらに、Ｍｏに加えてＶ、Ｗを組み合わせて添加し、Ｖ、Ｗ炭化物による析出強化を併用すれば一層の効果が得られる。なお、所望の引張強さが得られる限り、焼戻し温度は高ければ高いほど耐遅れ破壊特性が向上するため、焼戻し温度を高めて引張強さを低めに調整すれば、さらに優れた耐遅れ破壊特性が得られる。
（４）粒界に偏析する不純物であるＰ、Ｓ量をある量以下に規制することによって、旧オーステナイト粒界の強化が図られ、耐遅れ破壊特性が向上する。
（５）フェライトの固溶強化元素であるＳｉを極力低減することによって、Ｍｏの多量添加による冷間鍛造性の低下を補い、ボルトの冷間鍛造性を損なうことなく高強度化を図ることができる。

本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を重ねて初めて成されたものである。

以下、本発明について詳細に説明する。

Ｃ：Ｃは、強度を得るために有効な元素であるため、０．２０％以上添加するが、０．６０％を超えて添加すると冷間鍛造性、靭性、耐遅れ破壊特性が低下するので、０．２０〜０．６０％の範囲にする必要がある。好適範囲は、強度と冷間鍛造性、靭性、対遅れ破壊特性のバランスから、０．３０〜０．４５％である。

Ｍｎ：Ｍｎは、焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することによって熱間脆性を防止する効果があり、また、Ａ３点を下げることによってＭｏ多量添加による焼入れ加熱温度（オーステナイト化温度）の上昇を相殺し、それによって結晶粒粗大化や製造性の低下を防止する効果があるため、０．１０％を超えて添加するが、３％を超えて添加すると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性が低下するので、０．１０％超、３％以下の範囲にする必要がある。好適範囲は、焼入れ性と耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性のバランスから、０．３０〜１．５％である。

Ｍｏ：Ｍｏは、焼戻し時に微細なＭｏ炭化物の析出によって顕著な二次硬化を生じ、高温焼戻しを可能とすることによって、耐遅れ破壊特性を顕著に向上させる元素である。５００℃以上の焼戻し温度範囲において、Ｍｏ炭窒化物の析出硬化によって１６００ＭＰａ級以上の高強度を得るためには、Ｍｏを３．０％を超えて添加する必要があるが、１０％を超えて添加するとその効果は飽和し、素材コストの上昇を招くだけであるので３．０％超、１０％以下の範囲にする必要がある。好適範囲は、二次硬化と素材コスト上昇のバランスから、３．１〜６．０％である。

Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素であるとともに、窒化物を形成して旧オーステナイト粒を微細化する効果があるので０．００５％以上添加するが、０．１％を超えて添加すると効果が飽和するのみならずアルミナ系介在物が増加し、靭性が低下するので、０．００５〜０．１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、旧オーステナイト粒の微細化と介在物増加のバランスから、０．０１０〜０．０５０％である。

Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるが、０．５０％を超えて添加すると冷間鍛造性が顕著に低下するので、０．５０％以下に制限する必要がある。好適範囲は、冷間鍛造性の観点から、０．１０％以下である。

Ｗ：Ｗは、Ｍｏと同様の効果を持つため、必要に応じて０．０１％以上添加するが、１０％を超えて添加するとその効果は飽和し、素材コストの上昇を招くだけであるので、０．０１〜１０％の範囲にする必要がある。好適範囲は、二次硬化と素材コスト上昇のバランスから、０．５〜３．０％である。

Ｖ：Ｖは、旧オーステナイト結晶粒を微細化する効果があるとともに、焼戻し時に顕著な二次硬化を起こし、高温焼戻しを可能とすることによって耐遅れ破壊特性を向上させる元素であるので、必要に応じて０．０５％以上添加するが、１％を超えて添加するとその効果は飽和し、素材コストの上昇を招くだけであるので、０．０５〜１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、旧オーステナイト粒の微細化、二次硬化と素材コスト上昇のバランスから、０．１０〜０．３５％である。

Ｔｉ：Ｔｉは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖと同様に、結晶粒を微細化する効果があるとともに、鋼中の固溶Ｎを窒化物として固定し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果があるので必要に応じて０．０１％以上添加するが、１％を超えて添加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するので、０．０１〜１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、旧オーステナイト粒の微細化と冷間鍛造性のバランスから、０．０１〜０．０５％である。

Ｎｂ：Ｎｂは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖと同様に、結晶粒を微細化する効果があるので、必要に応じて０．０１％以上添加するが、１％を超えて添加すると効果が飽和するのならず冷間鍛造性が低下するので、０．０１〜１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、旧オーステナイト粒の微細化と、冷間鍛造性のバランスから、０．０１〜０．０５％である。

Ｃｒ：Ｃｒは、焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する効果があるため、必要に応じて０．１０％以上添加するが、２％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するので０．１０〜２％の範囲にする必要がある。

Ｎｉ：Ｎｉは、高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに耐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて０．０５％以上添加するが、１％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないので、０．０５〜１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、延性、耐食性の向上と素材コスト上昇のバランスから、０．３０〜０．７０％である。

Ｃｕ：Ｃｕは、環境によっては耐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて０．０５％以上添加するが、０．５％を超えて添加すると熱間加工性が低下し、鋼の製造性が低下するので、０．０５〜０．５％の範囲にする必要がある。好適範囲は、耐食性の向上と熱間加工性の低下のバランスから、０．１０〜０．３０％である。

Ｂ：Ｂは、少量の添加で焼入れ性を向上する効果があるとともに、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を強化し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果があるので必要に応じて０．０００３％以上添加するが、０．０１％を超えて添加すると効果が飽和するので０．０００３〜０．０１％の範囲にする必要がある。好適範囲は、焼入れ性の向上に過不足のない、０．００１０〜０．００３０％である。

Ｐ、Ｓについて、本発明は、その含有量を規定していないが、鋼中のＰ、Ｓは、耐遅れ破壊特性を低下させる元素であるため、できるだけ低減する方が好ましい。その好適範囲は、０．０１０％以下である。

Ｎについて、本発明は、その含有量を特に規定していないが、通常、鋼中には２０〜１５０ｐｐｍ程度のＮが含まれている。本発明のように合金元素の添加量が比較的多い成分系の場合は、焼入れ加熱時に合金炭化物の溶体化のために加熱温度を従来よりも高温に設定する場合があるが、高温化すると結晶粒が粗大化し、機械的特性を損なう可能性がある。このような場合、結晶粒の粗大化を防止するため、ＴｉとＮを積極的に添加し、ＴｉＮを形成することによって細粒化を図っても良い。その場合のＮの好適範囲は、０．００８０〜０．０１５０％である。ＴｉＮによる細粒化が不要な場合は、Ｎ含有量を上記範囲よりも少なくしても良い。

Ｏについて、本発明は、その含有量を特に規定していないが、Ｏ含有量が多いとＡｌ₂Ｏ₃等の介在物が増加し、冷間鍛造を行う場合に割れの起点となることがあるため、なるべく低減することが望ましい。その好適範囲は、０．００１５％以下である。

本発明は、二次加工工程を特に規定していないが、部品の製造工程中に冷間鍛造工程が必要な部品については冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼鈍、または球状化焼鈍処理を施しても良い。また、素材の寸法精度が必要なボルトの場合は、冷間鍛造の前に伸線を行うのが一般的である。

上記成分の鋼が最も効果を発揮するのは、以下に説明する鋼の製造方法である。

上記成分の鋼を鍛造、切削等によって所望の形状に成形した後、鋼に強度を付与するため、Ａ_c3点以上の温度に加熱した後、水冷、または油冷によって焼入れ処理を行う。加熱温度が低すぎるとＭｏ、Ｗ、Ｖの炭化物の溶体化が不十分となり、焼戻し時に十分な析出強化が得られないため、所望の特性を得ることができない。他方、加熱温度が高すぎると結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣化を招く。また、操業面からは熱処理炉の炉体、及び付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、あまり高い温度に加熱するのは好ましくない。本発明の成分範囲では、焼入れ加熱温度を９００〜１１５０℃とするのが好適である。

鋼に所定の強度および靱性、延性を付与するために、焼入れ後に焼戻しを行う必要がある。焼戻しは、一般に１５０℃〜Ａ_C1点の温度範囲で行われるが、本発明では５００℃〜７５０℃の温度範囲に限定する必要がある。その理由は、５００℃未満では粒界に析出するセメンタイトの形態を球状化して粒界の結合力を増加することができず、耐遅れ破壊特性をＳＣＭ４３５の１０００ＭＰａ級と同等以上とすることができないためであり、また、焼戻し時に析出するＭｏ、Ｖ、Ｗ炭化物による析出強化が５００℃以上で顕著に発現するためである。一方、焼戻し温度が７５０℃を超えると上記炭化物が粗大化し、析出強化に寄与しなくなるため、１６００ＭＰａ級以上の引張強さを得ることが困難となる。好適範囲は、耐遅れ破壊特性の向上と高い引張強さを得ることが両立できる、５５０〜６５０℃である。

なお、本発明によって引張強さ１６００ＭＰａ級以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼およびその成型品（例えば、高強度ボルト）が得られるが、所望の引張強さが得られる限り焼戻し温度は高ければ高いほど耐遅れ破壊特性が向上するため、焼戻し温度を高めて引張強さを低めに調整すれば、従来提案されている高強度鋼（例えば、特許文献４に記載された発明）よりも更に優れた耐遅れ破壊特性が得られる。

以下に、実施例により本発明をさらに説明する。

表１に示す成分組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて熱間圧延によって線材形状とした。表１の鋼記号Ａ〜Ｎが本発明鋼で、その他は比較鋼である。

次に、これらの材料の遅れ破壊特性を調査するため、ボルトを製作した。圧延材に必要により焼鈍をまたは球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によってボルト形状に成形した。その後、所定の条件で加熱し、油槽中に焼入れ、表２の条件で焼戻しを行った。表２のＮｏ．１〜１６が本発明例で、その他は比較例である。上記の工程で製作したボルトから、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片に準じた引張試験片、および、図１に示す環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片を機械加工によって製作し、機械的性質、および遅れ破壊特性を調査した。遅れ破壊試験は、鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ４５４に記載の限界拡散性水素量を用いて行った。限界拡散性水素量が０．５ｐｐｍ以下であるものは遅れ破壊特性に劣ると判断した。表２から分かるように、本発明例はいずれも焼戻し温度が５００℃以上で引張強さが１６００ＭＰａ級以上であり、かつ限界拡散性水素量が０．５ｐｐｍ以上であるため、高強度にも関わらず遅れ破壊特性に優れる。これに対して、比較例のＮｏ．１７は、鋼成分が鋼記号Ａであり、本発明の範囲内であるが、焼戻し温度が５００℃未満であるため限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性に劣る。Ｎｏ．１８は、従来鋼であるＳＣＭ４３５を１４００ＭＰａ級に高強度化した例であるが、限界拡散性水素量が極めて低く、遅れ破壊特性に劣る。Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２１は本発明の範囲よりＭｏ添加量が少ない例であり、限界拡散性水素量が０．５ｐｐｍを上回らず、遅れ破壊特性は不充分である。特に、Ｎｏ．１９（鋼記号Ｐ）は、Ｎｏ．１５（鋼記号Ｎ）と比べてＭｏ添加量のみが異なり、その他の成分、焼戻し条件がほとんど同一の水準であり、Ｍｏの増加によって引張強さが増加しているにも関わらず限界拡散性水素量が大きく、遅れ破壊特性に優れることが分かる。また、Ｎｏ．１６は、焼戻し温度を更に高くし、引張強さをＮｏ．１９のレベルに揃えたものであり、Ｍｏの増加、および焼戻し温度の上昇によって限界拡散性水素量が更に大幅に増加し、更なる遅れ破壊特性の改善が図られることが分かる。

これらから明らかなように、本発明で規定する条件を全て満たすものは比較例に比べて耐遅れ破壊特性に優れている。

本発明の効果を確認するための、環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片の概略を説明する図である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．２０〜０．６０％、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．１０％超、３％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％
   Ｍｏ：３．０％超、１０％以下
   を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
2. さらに、質量％で、
   Ｗ ：０．０１〜１０％、
   Ｖ ：０．０５〜１％、
   Ｔｉ：０．０１〜１％、
   Ｎｂ：０．０１〜１％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．１０〜２％、
   Ｎｉ：０．０５〜１％、
   Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
   Ｂ ：０．０００３〜０．０１％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼。
4. 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の鋼成分を有し、金属組織が焼入れ焼戻し組織を呈することを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の高強度ボルト。
5. 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の鋼を所望の形状に成型後、焼入れを行い、その後５００〜７５０℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼成型品の製造方法。
6. 前記所望の形状がボルト形状であることを特徴とする、請求項５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ１６００ＭＰａ級以上の鋼成型品の製造方法。

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