KR101817451B1

KR101817451B1 - 내지연 파괴성 및 볼트 성형성이 우수한 고강도 볼트용 강 및 볼트

Info

Publication number: KR101817451B1
Application number: KR1020167007717A
Authority: KR
Inventors: 요스케 마츠모토; 아츠시 이나다; 마사미치 지바; 요시마사 우레시노; 레이코 가토
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-09-25
Filing date: 2014-09-16
Publication date: 2018-01-10
Anticipated expiration: 2034-09-16
Also published as: US20160230260A1; EP3050987A4; JP6159209B2; WO2015045951A1; CN105579603B; MX2016003563A; CN105579603A; EP3050987B1; US10060015B2; TWI535864B; EP3050987A1; KR20160048133A; TW201525159A; JP2015063739A

Abstract

가혹한 환경하에서도 충분한 내지연 파괴성을 발휘할 수 있으며, 게다가 볼트 성형성이 양호한 고강도 볼트용 강을 제공한다. 본 발명의 고강도 볼트용 강은, C : 0.10~0.30%, Ni : 0.4~0.7%로 하면서 화학 성분 조성을 적절히 조정하고, 또한 하기 수학식 1 및 수학식 2를 만족한다.
[수학식 1]
0.85≤[C]＋[Si]/7＋[Mn]/5＋[Ni]/20＋[Cr]/9＋[Mo]/2≤1.3
[수학식 2]
[C]-(0.07×[Mo]＋0.20×[V])≤0.20

Description

내지연 파괴성 및 볼트 성형성이 우수한 고강도 볼트용 강 및 볼트{STEEL FOR HIGH-STRENGTH BOLTS WHICH HAS EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND BOLT MOLDABILITY, AND BOLT}

본 발명은 자동차나 각종 산업 기계 등에 이용되는 볼트용 강, 및 이 볼트용 강을 이용하여 얻어지는 볼트에 관한 것이다. 특히 인장 강도가 1100㎫ 이상이어도, 우수한 내지연 파괴성 및 볼트 성형성을 발휘하는 고강도 볼트의 소재로서 유용한 볼트용 강, 및 고강도 볼트에 관한 것이다.

일반적인 볼트용 강으로서, 특히 SCM435나 SCM440 등의 JIS 규격강이 범용되고 있다. 그렇지만, 이들 범용강에서는, 인장 강도가 1100㎫ 이상이 되면, 일정 기간 사용한 후에 돌연 취성 파괴되는 이른바 지연 파괴가 생기기 쉬워진다는 문제가 있다. 그래서 지연 파괴에 대한 특성, 즉 내지연 파괴성을 개선시키는 것을 목적으로 하여, 뜨임 연화 저항의 향상을 도모한 고강도 볼트용 강이 제안되고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, Mo계 화합물, Ti계 화합물, V계 화합물, 및 Mo, Ti, V으로부터 선택되는 2종 이상의 원소를 포함하는 탄화물이나 질화물 등의 복합 화합물에서, 크기가 50nm 이하의 복합 화합물을 강 중에 적량(適量) 분산시킴으로써, 내수소 취화 특성을 향상시켜, 내지연 파괴성을 개선시키는 기술이 제안되고 있다.

또한 특허문헌 2, 3에는, 강의 화학 성분 조성을 조정하는 동시에, 볼트 제조시의 담금질·뜨임 조건을 적절히 조정하는 것에 의해서, 내지연 파괴성을 개선시키는 기술이 제안되고 있다.

일본 특허 공개 제 1998-17985 호 공보 일본 특허 공개 제 2004-84010 호 공보 일본 특허 공개 제 2007-31734 호 공보

상술한 바와 같이, 탄화물이나 질화물 등의 복합 화합물을 다량으로 석출시켜 수소 트랩 사이트를 생성시키거나, 볼트의 제조 공정을 고안하는 것에 의해서 뜨임 연화 저항을 증가시킴으로써, 내지연 파괴성을 어느 정도 개선할 수 있다. 그렇지만, 볼트의 사용 환경이 더욱 가혹하게 되면, 탄화물이나 질화물에 의한 수소 트랩으로 무력화시킬 수 있는 한계 수소량에 비하여, 사용 환경으로부터 볼트에 침입하는 침입 수소량이 상회해버려, 지연 파괴의 원인이 되는 확산성 수소가 증가하는 것에 의해, 파단에 이르는 경우가 있다.

상기 특허문헌 1에서는, 수중에서 정하중을 부여하여 내지연 파괴성을 평가하고 있으며, 상기 특허문헌 2에서는 염산에 일정 시간 침지한 후, 대기중에서 정하중을 부하하는 것에 의해, 내지연 파괴성을 평가하고 있다. 그러나, 어느 경우도 평가의 환경이 더욱 가혹하게 되면, 내지연 파괴성이 저하되는 것이 우려된다.

한편, 상기 특허문헌 3은, 인장 강도가 1400㎫ 이상이며 내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트에 관한 것이다. 그러나, 인장 강도가 1400㎫ 이상이 되면, 강재의 부식 및 수소 진입이 평행하게 진행되는 가혹한 환경에서는, 내지연 파괴성의 저하가 염려된다. 또한, 상기 특허문헌 3에서는, 나사 저부에 압축 잔류 응력을 부여할 필요가 있기 때문에, 제조 비용의 증대를 초래할 가능성이 있다.

이와 같이, 내지연 파괴성을 개선시키기 위해서 지금까지 제안되어 있는 종래 기술에서는, 모두 가혹한 환경하에서의 내지연 파괴성이 충분하다고는 말할 수 없다.

본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 볼트에 요구되는 높은 강도를 유지한 그대로, 볼트로의 침입 수소량이나 부식량이 많아지는 가혹한 환경하에서도 충분한 내지연 파괴성을 발휘할 수 있으며, 게다가 볼트 성형성도 양호한 볼트를 제조하는 것이 가능한 고강도 볼트용 강, 및 상기 볼트용 강으로부터 얻어지는 볼트를 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 고강도 볼트용 강은, 질량%로, C : 0.10~0.30%("질량%"의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일함), Ni : 0.4~0.7%, Si : 0% 이상 0.2% 이하, Mn : 0.3~0.8%, P : 0% 초과 0.03% 이하, S : 0% 초과 0.03% 이하, Cr : 0.8~1.2%, Mo : 0.8~1.5%, V : 0.05~0.13%, Ti : 0.02~0.08%, Al : 0.01~0.1%, N : 0.001~0.01%를 각각 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 또한 하기 수학식 1 및 수학식 2를 만족하는 점에 요지를 갖는다.

[수학식 1]

0.85≤[C]＋[Si]/7＋[Mn]/5＋[Ni]/20＋[Cr]/9＋[Mo]/2≤1.3

[수학식 2]

[C]-(0.07×[Mo]＋0.20×[V])≤0.20

단,[C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]은 각각 질량%로, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타낸다.

본 발명의 고강도 볼트용 강에는, 필요에 따라서, 추가로 Cu : 0% 초과 0.70% 이하를 함유시키는 것도 유용하다. Cu의 첨가에 의해서, 내지연 파괴성이 더욱 개선된다.

또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트는, 상기의 고강도 볼트용 강을 이용하여 얻어지는 볼트이며, 구 오스테나이트 결정 입도의 결정 입도 번호가 10.0 이상이다.

또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트는, 상기의 고강도 볼트용 강을 이용하여, 880~960℃로 담금질, 550~650℃의 뜨임을 하는 것에 의해 얻어지는 것이며, 인장 강도가 1100~1400㎫를 만족한다.

본 발명에 의하면, 강 중의 화학 성분 조성을 소정의 관계식을 만족하면서 엄밀하게 규정하는 것에 의해, 내지연 파괴성과 볼트 성형성이 우수한 고강도 볼트용 강을 얻을 수 있다. 이러한 고강도 볼트용 강을 소정의 담금질·뜨임 조건으로 열처리하는 것에 의해서, 볼트에 요구되는 높은 강도를 유지한 그대로, 침입 수소량이 많아지는 가혹한 환경하에서도 충분한 내지연 파괴성을 발휘할 수 있으며, 게다가 양호한 볼트 성형성을 나타내는 고강도 볼트를 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 볼트용 강은 내지연 파괴성 및 볼트 성형성이 우수한 고강도 볼트의 소재로서 극히 유용하다.

도 1은 인장 시험용 시험편의 형상을 도시하는 모식도,
도 2는 부식 시험용 시험편의 형상을 도시하는 모식도,
도 3은 지연 파괴 시험용 시험편의 형상을 도시하는 모식도,
도 4는 압축 시험용 시험편의 형상을 나타내는 모식도.

본 발명자들은, 볼트용 강의 내지연 파괴성을 개선하기 위해, 여러 가지 각도로 검토했다. 지연 파괴는, 주로 볼트의 강도가 상승할수록 생기기 쉬워지며, 특히 인장 강도가 1100㎫ 이상이 되면 현저하게 악화되는 것이 알려져 있다. 이러한 이유로, 종래에는 탄화물이나 질화물 등의 복합 화합물을 다량으로 석출시키는 것에 의해, 수소 트랩 사이트를 생성하여, 내지연 파괴성을 향상시킨 기술이 제안되어 있다. 그렇지만, 가혹한 환경하에서는, 상기와 같이 복합 화합물 석출에 의해 한계 수소량을 높여도, 강 중으로의 침입 수소량이 매우 많기 때문에, 우수한 내지연 파괴성을 발휘시키는 것은 곤란하다.

본 발명자들은, 가혹한 환경하에서도 충분한 내지연 파괴성을 발휘할 수 있는 볼트용 강, 및 볼트에 대해 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, C 함유량을 0.30% 이하로 억제하는 동시에, 각 원소를 소정의 관계식을 만족시키도록 제어하는 것에 의해, 볼트에 요구되는 높은 강도를 유지한 그대로, 연성을 비약적으로 향상시켜 내지연 파괴성을 개선할 수 있다는 것을 발견했다. 또한, C 함유량을 0.30% 이하로 억제하는 동시에, 소정량의 Ni을 함유시키는 것에 의해, 볼트의 내식성을 비약적으로 향상시켜, 내지연 파괴성을 더욱 개선할 수 있다는 것도 발견하여, 본 발명을 완성했다.

이하, 본 발명에 도달한 경위에 대하여 상세하게 설명한다. 종래에는, C 함유량이 0.30%보다 많은 강을 550℃ 이상에서 뜨임하는 것에 의해, 강도와 내지연 파괴성을 양립시키고 있었다. 그러나, C 함유량이 0.30%보다 많으면, Cr, Mo, V, Ti 등의 석출 경화형 원소를 포함하는 탄질화물에 의한 수소 트랩 사이트를 석출시켜도, 가혹한 환경하에서는 내식성이 낮기 때문에, 침입 수소량이 한계 수소량보다 많아져, 우수한 내지연 파괴성을 확보하는 것은 곤란하다는 것을 알 수 있었다.

또한, C 함유량이 0.30%보다 많아지면, 뜨임에 의해 탄화물을 석출시켜도, 강 중의 고용 C량이 많기 때문에, 뜨임 후의 연성이 낮아져, 강 중 수소량이 일정 이상이 되었을 때에 지연 파괴가 발생하기 쉬워지는 것도 알 수 있었다.

이에 반하여 본 발명의 볼트용 강에서는, C 함유량을 0.30% 이하로 억제하고, 또한 상기 수학식 1 및 수학식 2의 관계를 만족시키는 것에 의해, 강도를 유지한 그대로 연성을 크게 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, C 함유량을 0.30% 이하로 억제한 다음에, Ni을 첨가하는 것에 의해, C 함유량이 많은 상태에서 Ni을 첨가하는 경우에 비하여, 내식성을 크게 향상시킬 수 있다. 그 결과, 본 발명의 볼트용 강을 이용하면, 가혹한 환경에서의 내지연 파괴성을 비약적으로 향상시킬 수 있었다.

또한, 본 발명에서는, 상기와 같이 C 함유량이 0.30% 이하로 억제된 상기 강에 소정의 담금질, 뜨임을 실행하고 있으며, 특히 550℃ 이상의 온도에서 뜨임하는 것에 의해, Cr, Mo, V, Ti 등의 상기 석출 경화형 원소를 합금 탄화물로서 석출시킬 수 있다. 그 때문에, 볼트용 강의 모상(母相)에 포함되는 고용 C량을, 0.30%보다 더욱 저감시킬 수 있다. 상기 석출 경화형 원소를 포함하는 미세 탄화물은, 강도 향상뿐만 아니라, 강 중의 한계 수소량도 향상시킬 수 있기 때문에, C 함유량의 저감에 의한 연성의 향상과, 침입 수소량의 억제 효과를 조합하는 것에 의해, 내지연 파괴성을 비약적으로 향상시킬 수 있다.

본 발명의 볼트용 강은 상기하는 바와 같이 C 함유량을 0.30% 이하로 하고, Ni과 다른 석출 경화형 원소를 일정한 범위에서 함유시키는 것에 의해, 볼트의 내식성과 연성을 향상시켜 가혹한 환경에서의 내지연 파괴성을 높인 점이 특징이다. 볼트로서 필요한 그 이외의 특성을 확보하기 위해서는, 하기와 같이 화학 성분 조성을 만족시킬 필요가 있다.

(C : 0.10~0.30%)

C는, 담금질성과 강도 확보를 위해서 필요한 원소이지만, 그 함유량이 증대됨에 따라서 연성과 내식성이 저하된다. 본 발명의 볼트용 강에서는, C 함유량이 낮아질수록 연성이 향상되지만, C 함유량이 0.10% 미만이 되면, 양산 공정에서는 담금질 시에 마르텐사이트 변태를 일으키기 어려워져, 그 후의 석출 강화도 불충분하게 된다. 그 때문에, 담금질·뜨임 후의 볼트의 강도를 고도로 안정시키는 것이 어려워진다. 한편, C 함유량이 0.30%를 초과하면, 연성의 악화에 의해 내지연 파괴성이 열화된다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.15% 이상, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이며, 바람직한 상한은 0.27% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.

(Ni : 0.4~0.7%)

Ni는 내식성을 향상시켜 수소 침입을 억제하고, 내지연 파괴성을 개선시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키려면, 상기하는 바와 같이 C 함유량을 0.30% 이하로 억제한 후에, Ni을 0.4% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Ni을 과잉으로 함유시키면, 그 효과가 포화되는 동시에 비용 증가를 초래한다. 그 때문에, Ni 함유량의 상한을 0.7% 이하로 했다. Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.45% 이상, 보다 바람직하게는 0.50% 이상이며, 바람직한 상한은 0.65% 이하, 보다 바람직하게는 0.60% 이하이다.

(Si : 0% 이상 0.2% 이하)

Si는 강도 확보에 유효한 원소이지만, 그 함유량이 과잉이 되면 볼트 성형성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.2% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다. 또한, Si 함유량의 하한은 0%라도 좋지만, 원료나 내화물 등으로부터의 혼입이 있기 때문에, Si는 예를 들면 0.005% 이상, 특히 0.01% 이상 정도인 것이 바람직하다.

(Mn : 0.3~0.8%)

Mn은 담금질성 향상 원소이며, 고강도를 달성하기 위해서 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키려면, Mn을 0.3% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 과잉이 되면, 입계에의 편석이 조장되어 입계 강도가 저하되기 때문에, 지연 파괴가 생기기 쉬워진다. 이러한 관점에서, Mn 함유량의 상한은 0.8% 이하로 억제한다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.40% 이상, 보다 바람직하게는 0.45% 이상이며, 바람직한 상한은 0.70% 이하, 보다 바람직하게는 0.60% 이하이다.

(P : 0% 초과 0.03% 이하)

P은, 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하여 내지연 파괴성을 열화시키는 원소이기 때문에, 낮은 편이 바람직하며, 그 상한을 0.03% 이하로 한다. P 함유량을 0%로 하는 것은 곤란하며, 대개 0.001% 이상인 것이 바람직하다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.

(S : 0% 초과 0.03% 이하)

S은, 강 중에 MnS을 형성하고, 해당 MnS이 응력 부하 시에 응력 집중 개소가 되어, 지연 파괴의 기점이 될 수 있다. 따라서, 내지연 파괴성의 개선에는, S 함유량을 가능한 한 감소시킬 필요가 있으며, 본 발명에서는 0.03% 이하로 억제한다. S 함유량을 0%로 하는 것은 곤란하며, 대개, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.

(Cr : 0.8~1.2%)

Cr은, 강의 담금질성 및 내식성을 높이는 작용이 있는 동시에, 전술한 바와 같이, 뜨임 시에 탄화물로서 석출되기 때문에, 강도와 내지연 파괴성을 향상시키는데 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키려면, Cr을 0.8% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Cr 함유량이 과잉이 되면, 냉간 가공성이 열화되어 볼트 성형성이 저하되기 때문에, 1.2% 이하로 할 필요가 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.90% 이상, 보다 바람직하게는 0.95% 이상이며, 바람직한 상한은 1.10% 이하, 보다 바람직하게는 1.05% 이하이다.

(Mo : 0.8~1.5%)

Mo은, 담금질성 향상 원소이며, 또한 석출 경화형 원소이기도 하기 때문에, 뜨임 후의 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 전술한 바와 같이 본 발명의 볼트용 강에서는, C 함유량을 0.30% 이하로 억제하고 있기 때문에, 볼트에 요구되는 높은 강도를 확보하려면, Mo을 0.8% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mo 함유량이 과잉이 되면, 냉간 가공성이 악화되어 볼트 성형성이 저하되기 때문에, Mo 함유량의 상한을 1.5% 이하로 했다. Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.85% 이상, 보다 바람직하게는 0.90% 이상이며, 바람직한 상한은 1.20% 이하, 보다 바람직하게는 1.10% 이하이다.

(V : 0.05~0.13%)

V은, 강의 결정립을 미세화시키는 동시에, 뜨임 시에 석출되는 탄화물에 의해, 강도와 내지연 파괴성을 향상시킬 수 있다. 이들 작용을 발휘시키려면, V 함유량을 0.05% 이상으로 할 필요가 있다. 그렇지만, V 함유량이 과잉이 되면, 압연 시에 조대한 탄화물로서 석출되어, 냉간 가공성이 악화되거나, 비용 증가의 요인이 되기 때문에, V 함유량의 상한은 0.13% 이하로 할 필요가 있다. V 함유량의 바람직한 하한은 0.06% 이상, 보다 바람직하게는 0.08% 이상이며, 바람직한 상한은 0.10% 이하, 보다 바람직하게는 0.09% 이하이다.

(Ti : 0.02~0.08%)

Ti은 압연 단계에서 TiN이나 TiC이 되며, 수소 트랩 사이트로서 활용할 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키려면, Ti 함유량을 0.02% 이상으로 할 필요가 있다. 그렇지만, Ti 함유량이 과잉이 되면, 조대한 탄화물이 석출되어 냉간 가공성이 열화되거나 비용 증가의 요인이 되기 때문에, 상한을 0.08% 이하로 한다. Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상, 보다 바람직하게는 0.04% 이상이며, 바람직한 상한은 0.07% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.

(Al : 0.01~0.1%)

Al은, 탈산제로서 유효한 원소이며, 또한 AlN을 형성하여 결정립을 미세화하는 효과도 있다. 탈산제로서의 이용을 고려하면, 현실적으로는 0%를 초과하고 있으며, 결정립 미세화 효과를 발휘시키는 관점에서는 0.01% 이상 존재시킨다. 바람직하게는 0.02% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Al 함유량의 증가에 수반하여, 조대한 탄질화물계 개재물 양이 증대되어, 내지연 파괴성이 저하되기 쉬워진다. 따라서 Al 함유량은 0.1% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.

(N : 0.001~0.01%)

N는, 강의 용제 후의 응고 단계에서 Ti과 결합하여 TiN을 형성한다. TiN은 고온으로 가열하여도 용해되지 않기 때문에, 뜨임 시에 생성되는 TiC량을 저하시켜, 내지연 파괴성의 저하를 초래한다. 따라서, N는 0.01% 이하로 할 필요가 있다. N를 0%로 하는 것은 곤란하며, 통상 0.001% 이상이다. N 함유량의 바람직한 하한은 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.006% 이상이며, 바람직한 상한은 0.009% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하이다.

본 발명의 고강도 볼트용 강에 있어서의 기본 성분은 상기한 바와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 상세하게는 상기 P, S 이외의 불순물이지만, 해당 불가피 불순물로서 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 유입되는 원소의 혼입이 허용될 수 있다.

본 발명의 고강도 볼트용 강에는, 필요에 따라서, 추가로 Cu : 0% 초과 0.70% 이하를 함유시키는 것도 유용하다.

(Cu : 0% 초과 0.70% 이하)

Cu는 전술한 Ni과 마찬가지로, 내식성을 높이고 수소 침입을 억제하여, 내지연 파괴성을 더욱 향상시키는데 유효한 원소이다. 그렇지만, Cu를 과잉으로 함유시키면, 효과가 포화되는 동시에 비용 증가의 원인이 된다. 이러한 관점에서, Cu 함유량의 상한은 0.70% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량의 보다 바람직한 상한은 0.65% 이하, 더욱 바람직하게는 0.60% 이하이다. 또한, 상기의 효과를 유효하게 발휘시키기 위한 Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.40% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.45% 이상, 더욱 바람직하게는 0.50% 이상이다.

본 발명의 볼트용 강은, 상기와 같이 각 성분의 범위를 적절히 조정하는 것만으로는, 본 발명의 목적을 달성하지 못하며, 하기 수학식 1 및 수학식 2의 관계식을 만족할 필요가 있다. 이들 작용 효과는 하기와 같다.

[수학식 1]

0.85≤[C]＋[Si]/7＋[Mn]/5＋[Ni]/20＋[Cr]/9＋[Mo]/2≤1.3

[수학식 2]

[C]-(0.07×[Mo]＋0.20×[V])≤0.20

단, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]은 각각 질량%로, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타낸다.

이하에서는, 상기 수학식 1 중, ([C]＋[Si]/7＋[Mn]/5＋[Ni]/20＋[Cr]/9＋[Mo]/2)로 산출되는 값을 A값이라 부르는 경우가 있다. 또한, 상기 수학식 2 중, [[C]-(0.07×[Mo]＋0.20×[V])]로 산출되는 값을 B값이라 부르는 경우가 있다.

상기 수학식 1은 강의 탄소 당량에 상당하는 식이다. 본 발명의 볼트용 강에서는, C 함유량을 0.30% 이하로 억제함으로써, 침입 수소량을 저감하고 있지만, 볼트에 요구되는 높은 강도를 확보하기 위해서는, 상기 수학식 1에서, A값으로 나타내는 탄소 당량을 0.85 이상으로 할 필요가 있다. A값이 0.85보다 작은 경우에는, 550℃ 이상의 뜨임 온도에서 1100㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, A값이 너무 커지면, 합금 함유량이 증대되어, 고비용이 되기 때문에, 그 상한을 1.3 이하로 했다. A값의 바람직한 하한은 0.93 이상, 보다 바람직하게는 0.95 이상이며, 바람직한 상한은 1.10 이하, 보다 바람직하게는 1.05 이하이다.

상기 수학식 2는, 뜨임 처리에서 탄화물로서 석출되는 Mo과 V에 의해서, 강 중의 탄소가 어느 정도 소비되는지를 편의적으로 나타낸 관계식이다. 여기서, Mo의 계수인 0.07은 탄화물 Mo₂C에서의 Mo과 C의 원자량비이며, V의 계수인 0.20은 탄화물 V₄C₃에서의 V과 C의 원자량비이다. 상기 수학식 2에 있어서, B값은, 강 중의 고용 C량을 의미하는 것은 아니지만, 뜨임 후의 고용 C가 어느 정도 남아 있는지를 상대적으로 비교하는 수치로서 이용 가능하다. 따라서, B값은 연성의 양부를 나타내는 지표가 되며, 양호한 연성을 나타내기 위해서는, B값은 0.20 이하로 할 필요가 있다. B값의 바람직한 상한은 0.17 이하, 보다 바람직하게는 0.15 이하이며, 바람직한 하한은 0.02 이상, 보다 바람직하게는 0.03 이상이다.

이상, 본 발명의 볼트용 강에 대하여 설명했다.

본 발명에는, 상기 볼트용 강을 이용하여 얻어지는 볼트도 포함된다. 상세하게는 본 발명의 볼트는, 상기 볼트용 강을 이용하여, 880~960℃에서 담금질, 550~650℃의 뜨임을 하는 것에 의해 얻어지는 것이며, 내지연 파괴성이 우수한 동시에, 인장 강도가 1100~1400㎫의 고강도를 만족한다.

즉, 상기의 화학 성분 조성을 갖는 본 발명의 볼트용 강은, 잠재적으로 우수한 강도 특성 및 내지연 파괴성을 갖고 있지만, 이 강을 이용하여 강도 특성 및 내지연 파괴성이 충분히 우수한 고강도 볼트를 얻으려면, 소정의 볼트 형상으로 가공한 후, 담금질·뜨임을 적절한 조건으로 실행하는 것이 추천된다.

구체적으로는, 담금질 시의 가열 온도를 880℃ 이상으로 한다. 담금질 시의 가열 온도가 880℃보다 낮아지면, Cr, Mo, V, Ti 등의 석출 경화형 원소가 강 중에 고용되지 않으며, 그 후에 뜨임을 실행하여도 충분한 석출물을 확보할 수 없다. 또한, 담금질 전에 구상화 어닐링을 실행하는 경우가 있지만, 담금질 시의 가열 온도가 낮으면 담금질 전의 조직에 구상화 탄화물이 존재하는 경우가 있으며, 해당 구상화 탄화물이 녹고 남아 소정의 인장 강도를 얻기 어려워진다. 담금질 시의 가열 온도는 바람직하게는 900℃ 이상으로 한다. 한편, 담금질 시의 가열 온도가 너무 높으면, 불균일한 담금질, 담금질 시의 결정립 조대화 등의 불량이 생기거나 하여 설비 개선 등의 비용 증가를 초래한다. 이러한 이유로, 담금질 시의 가열 온도는 960℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 930℃ 이하이다.

한편, 뜨임 온도는, 담금질 가열 시에 고용된 Cr, Mo, V, Ti 등의 석출 경화형 원소를 미세한 석출물로서 석출시키기 위해서, 550℃ 이상으로 한다. 550℃보다 낮은 온도로 뜨임을 실행하여도 미세 탄화물이 석출되기 어려우며, 뜨임 연화 저항과 수소 트랩 효과를 얻을 수 없기 때문에, 내지연 파괴성을 충분히 개선할 수 없다. 또한, 뜨임 온도가 낮아지면 시멘타이트의 석출도 불충분하게 되어, 연성의 저하도 생긴다. 보다 바람직하게는, 뜨임 시의 가열 온도를 570℃ 이상으로 한다. 한편, 뜨임 온도가 너무 높으면, 뜨임 연화 저항의 효과가 희박해져 충분한 연화 저항을 얻지 못하여, 소정의 강도를 얻을 수 없게 되기 때문에, 그 상한을 650℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 600℃ 이하이다. 상기 담금질 온도 및 뜨임 온도는 모두 볼트 형상으로 성형한 강의 표면 온도를 측정한 것이다.

상술한 바와 같이 본 발명의 볼트는, 본 발명의 볼트용 강을 이용하여 상기 온도의 담금질·뜨임을 실행한 점에 특징이 있다. 담금질·뜨임에 있어서의 상기 가열 온도 이외의 조건은, 각각의 가열 온도와 석출 경화형 원소의 특성을 고려하여 적절히 설정할 수 있다. 예를 들면, 하기의 조건을 채용할 수 있다.

[담금질 조건]

가열의 보지 시간 : 바람직하게는 10분 이상, 보다 바람직하게는 20분 이상

바람직하게는 1시간 이하, 보다 바람직하게는 50분 이하

냉각 조건 : 바람직하게는 유냉 또는 수냉

여기서, 담금질 시의 가열의 보지 시간은, 강 중심부에 존재하는 석출 경화형 원소를 충분히 고용시키기 위해서 설정된 것이며, 10분 이상이 바람직하다. 또한, 담금질 시의 가열의 보지 시간이 길어지면, 결정립의 조대화가 염려되므로, 바람직한 상한을 1시간 이하로 했다.

[뜨임 조건]

가열 보지 시간 : 바람직하게는 30분 이상, 바람직하게는 70분 이상

바람직하게는 3시간 이하, 바람직하게는 2시간 이하

냉각 조건 : 바람직하게는 유냉, 수냉 또는 공냉

여기서, 뜨임 시의 가열 보지 시간은 합금 탄화물을 석출시키기 위해서 30분 이상의 가열이 바람직하다. 또한, 뜨임 시의 가열의 보지 시간이 3시간을 초과하여도, 효과가 포화되기 때문에, 바람직한 상한을 3시간 이하로 했다.

본 발명에서는, 상기 이외의 제조 조건은 한정되지 않으며, 통상 이용되는 방법을 이용하여 볼트를 제조할 수 있다. 구체적으로는, 상기 화학 성분 조성을 만족하는 볼트용을 이용하여, 예를 들면 열간 압연한 후, 필요에 따라서 구상화 어닐링을 실행한 후에 신선한다. 그 후, 냉간 단조 등의 냉간 가공을 실행하여 볼트 형상으로 성형한 후, 전조로 나사 가공하고 나서, 전술한 담금질, 뜨임을 실행하여 볼트를 제조할 수 있다.

여기서, 전술한 구상화 어닐링은, 인장 강도가 1100㎫ 이상의 고강도 볼트를 제조하는 경우에 일반적으로 실행되는 처리이며, 그 후에 볼트 성형을 실행한다. 그렇지만, 본 발명에서는 전술한 바와 같이 C 함유량이 0.30% 이하로 억제된 볼트용 강을 이용하고 있기 때문에, 구상화 어닐링을 실시하지 않고도, 볼트 형상으로의 성형이 가능해진다.

상술한 바와 같이 하여 얻어진 본 발명의 볼트는, 인장 강도가 1100㎫ 이상으로 고강도를 나타낸다. 게다가 본 발명의 볼트는, 인장 강도가 1100㎫ 이상으로 높은 것에도 관계없이, 양호한 내지연 파괴성이 발휘된다. 구체적으로는, 상기 볼트에서는, 담금질 시의 결정립 조대화가 방지되며, 구 오스테나이트 결정 입도의 결정 입도 번호 : 10.0 이상으로 미세하기 때문에, 연성이 향상되며, 고부하 응력하나 고온하에서의 내지연 파괴성도 우수하다. 보다 바람직하게는 구 오스테나이트 결정 입도 번호는 10.5 이상, 더욱 바람직하게는 11.0 이상이다. 그 결과, 후술하는 지연 파괴 강도비가 0.80 이상, 바람직하게는 0.90 이상을 나타낸다. 또한, 구 오스테나이트 결정 입도 번호의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성이나 비용 등과의 밸런스를 고려하면, 대개, 13.0 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 구 오스테나이트 결정 입도는, 예를 들면 강 중의 Ti량이나 담금질 온도 등을 적절히 제어함으로써 상기 범위로 조정할 수 있다. 단, 인장 강도가 1400㎫을 초과하면, 양호한 내지연 파괴성을 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 본 발명의 볼트에 있어서의 인장 강도의 상한은 1400㎫ 이하이다.

본 발명의 고강도 볼트는, 예를 들면 하이텐션 볼트(high tension bolt), 토르시어형 볼트(torshear type bolt), 용융 아연 도금 고력 볼트, 방청 처리 고력 볼트, 내화강 고력 볼트 등에 적용할 수 있다. 상기 볼트는, 자동차 분야, 건축 분야, 산업 기계 분야 등의 분야에 이용되는 고강도이며, 또한 내식성, 내지연 파괴성이 우수한 볼트로서 최적이다.

본원은, 2013년 9월 25일에 출원된 일본 특허 출원 제 2013-198742 호에 근거하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2013년 9월 25일에 출원된 일본 특허 출원 제 2013-198742 호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위하여 원용된다.

(실시예)

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않으며, 상기·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성으로 이루어지는 강종(鋼種) A~F, A1~T1을, φ12㎜까지 열간 압연한 후, 하기 표 2에 나타내는 조건으로 담금질·뜨임했다. 열간 압연의 조건은 이하와 같다.

빌릿의 재가열 온도 : 1000~1200℃, 마무리 압연 온도 : 900~1100℃, 그 후, 0.05~10℃/초의 평균 냉각 속도로 300℃까지 냉각.

이와 같이 하여 얻어진 각 시료에 대하여, 구 오스테나이트 결정 입도 번호, 인장 강도(TS), 연성(단면 감소율), 부식 감량, 지연 파괴 강도비, 및 균열 한계 압축률을 하기의 요령으로 조사했다.

[표 1]

[표 2]

[구 오스테나이트 결정 입도 번호의 측정]

담금질·뜨임을 실행한 시료의 횡단면의 D/4부(D : 직경)를 관찰하여, JIS G 0551로 규정된 "강-결정 입도의 현미경 시험 방법"에 따라서, 구 오스테나이트 결정 입도 번호를 측정했다.

[인장 강도 및 연성의 측정]

상기 구 오스테나이트 결정 입도 번호를 측정한 후, 도 1에 도시하는 인장 시험용 시험편을 절삭 가공에 의해 제작하고, JIS Z2241에 근거하여 인장 시험을 실행했다. 도면 중의 단위는 ㎜이다. 본 실시예에서는, 인장 강도가 1100㎫ 이상의 것을 충분한 인장 강도를 나타낸다고 평가했다. 또한, JIS Z2241에 근거하여, 인장 시험에서의 단면 감소율을 측정하여, 단면 감소율이 65.0%보다 큰 것을 연성이 우수하다고 평가했다.

[부식 감량의 측정]

상기 구 오스테나이트 결정 입도 번호를 측정한 후, 도 2에 도시하는 부식 시험용 시험편을 절삭 가공에 의해 제작하여 산 침지에 의한 부식 시험을 실행했다. 도면 중의 단위는 ㎜이다. 부식 시험은, 상기 부식 시험용 시험편을 15 질량% HCl의 산성 수용액에 30분 침지하여 실행했다. 침지 전·후의 시험편의 질량 변화량을 시험편의 초기 질량으로 뺀 후, 백분율로 환산한 값을 "부식 감량"으로서 구했다. 본 실시예에서는, 부식 감량이 0.02% 이하의 것을, 내식성이 우수하다고 평가했다. 또한, 인장 강도가 1100㎫ 미만의 시험편에 대해서는 부식 시험을 실행하지 않았기 때문에, 표 중에 "-"로 기재했다.

[지연 파괴 강도비의 측정]

상기 구 오스테나이트 결정 입도 번호의 측정 및 인장 시험을 실행한 후, 인장 강도가 1100㎫ 이상의 시험편에 대하여, 도 3에 도시하는 볼트의 나사부를 모의한 지연 파괴 시험용 시험편을 절삭 가공으로 제작하여 지연 파괴 시험을 실행했다. 도면 중의 단위는 ㎜이다. 상기 시험편에서의 지연 파괴 시험 결과는, 실제 볼트에서의 지연 파괴 시험 결과와 양호한 상관(相關)을 얻을 수 있다는 것이 알려져 있다. 지연 파괴 시험은, 상기 지연 파괴 시험용 시험편을 15 질량% HCl의 산성 수용액 중에 30분 침지하고, 여러 가지의 레벨의 응력을 100시간에 걸쳐서 계속 부하하여도 파단되지 않는 최대 부하 응력을, 시험편의 인장 강도로 뺀 값을 "지연 파괴 강도비"로서 구했다. 본 실시예에서는, 지연 파괴 강도비 : 0.80 이상의 것을 내지연 파괴성이 우수하다고 평가했다. 지연 파괴 강도비가 상기 수치를 만족하는 것은, 지연 파괴의 실제로 생길 확률이 극히 작다는 것이 알려져 있다. 또한, 인장 강도가 1100㎫ 미만의 시험편에 대해서는 지연 파괴 시험을 실행하지 않았기 때문에, 표 중에 "-"로 기재했다.

[균열 한계 압축률의 측정]

열간 압연 후의 공시 강을 구상화 어닐링한 구상화재를 이용하여, 도 4에 도시하는 원주 형상의 압축 시험용 시험편으로 가공한 후, 프레스기를 이용하여 압축 시험을 실시했다. 도면 중의 단위는 ㎜이다. 압축 시험 시에 있어서의 압축률을 70~80%의 범위에서 변화시키고, 하기(a) 내지 (c)의 순서로 압축 시험편에 균열이 발생하지 않는 한계의 압축률을 구하고, 이것을 균열 발생 한계 압축률로 표기했다. 본 실시예에서는, 균열 한계 압축률이, 볼트의 플랜지 가공이 가능해지는 75.0% 이상의 것을, 냉간 가공성이 우수하다, 즉, 볼트 성형성이 우수하다고 평가했다. 또한, 구상화 어닐링에 대해서는, 각 강의 Ac₁ 변태점을 하기 수학식 3으로 구하고, (Ac₁ 변태점＋10℃)의 온도로 5시간 보지하고, 10℃/Hr의 냉각 속도로 680℃까지 냉각하여 실시했다.

[수학식 3]

Ac₁ 변태점=723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]＋29.1×[Si]＋16.9×[Cr]

단, [Mn], [Ni], [Si] 및 [Cr]는 각각 질량%로, Mn, Ni, Si 및 Cr의 함유량을 나타낸다.

(균열 한계 압축률의 측정 순서)

(a) 하기 수학식 4에서 나타내는 압축률이 50%가 되는 압축 시험을, 각 시험편의 각각에 대하여 3회 실행하여, 3회 모두 균열이 발생하지 않은 경우에, 압축률을 52.5%로 하고 새로운 시험편을 이용하여 압축 시험을 실시했다.

[수학식 4]

압축률=[(h₀-h)/h₀]×100(%)

단, h₀ : 시험편의 초기 높이를 의미하며, 15㎜이다

h : 시험편의 시험 후의 높이

(b) 압축률을 52.5%가 되는 압축 시험을, 각 시험편의 각각에 대하여 3회 실행하고, 3회 모두 균열이 발생하지 않은 경우에, 압축률을 55.0%로 하여 새로운 시험편을 이용하여 압축 시험을 실시했다.

(c) n=3회의 압축 시험에서 1개도 균열이 발생하지 않는 압축률의 최대값을 "균열 한계 압축률"로 했다.

이들 결과를, 하기 표 3에 나타낸다.

[표 3]

이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No.1~12는, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것이며, 1100㎫ 이상의 고강도를 나타내는 동시에, 가혹한 환경하에서의 내지연 파괴성도 우수한 것을 알 수 있다. 또한, 균열 한계 압축률도 높으며, 볼트 성형성이 우수하다.

이에 반하여, 시험 No.13~34는, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 만족하지 않는 것이며, 어느 하나의 특성이 열화되어 있다.

시험 No.13, 14는, 화학 성분 조성에 관해서는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지만, 모두 뜨임 온도가 낮기 때문에, 인장 강도가 1400㎫을 초과하고 있으며, 지연 파괴 강도비가 저하되었다. 시험 No.13은, 시험 No.14에 비해 뜨임 온도가 더욱 낮기 때문에, 시멘타이트의 석출이 불충분하게 되고, 단면 감소율도 낮아지며, 연성도 저하되었다.

시험 No.15는 C 함유량이 적은 표 1의 강종 A1을 이용한 예이다. 그 때문에, 소정의 열처리 조건을 실행하여도 담금질 시에 마르텐사이트 변태를 일으키지 않아, 소망으로 하는 강도를 확보할 수 없었다.

시험 No.16은 C 함유량이 많은 표 1의 강종 B1을 이용한 예이다. 그 때문에, 내식성의 열화에 의해 침입 수소량이 증가하여 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.17은 Si 함유량이 많은 표 1의 강종 C1을 이용한 예이다. 그 때문에, 내지연 파괴성은 우수한 값을 나타냈지만, 균열 한계 압축률이 저하되어, 볼트 성형이 곤란하다.

시험 No.18은 Mn 함유량이 적은 표 1의 강종 D1을 이용한 예이다. 그 때문에, 강의 담금질성이 낮고, 담금질이 불충분하게 되어, 소정의 인장 강도를 확보할 수 없었다.

시험 No.19는 Mn 함유량이 과잉인 표 1의 강종 E1을 이용한 예이다. 그 때문에, 입계 강도가 저하되어 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.20은 P 및 S의 함유량이 모두 많은 표 1의 강종 F1을 이용한 예이다. 그 때문에, 입계가 취화되어, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.21은 Ni 함유량이 적은 표 1의 강종 G1을 이용한 예이다. 그 때문에 내식성이 열화되고, 침입 수소량이 증가되어 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.22는 Cr 함유량이 적은 표 1의 강종 H1을 이용한 예이다. 그 때문에, 담금질성이 낮고, 뜨임 시의 석출 강화도 불충분하기 때문에, 소정의 인장 강도를 확보할 수 없었다.

시험 No.23도 Cr 함유량이 적은 표 1의 강종 I1을 이용한 예이다. 그 때문에, 인장 강도는 확보할 수 있었지만, 내식성이 악화되었다. 또한, 침입 수소량이 증가되었기 때문에, 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.24는 Cr 함유량이 과잉인 표 1의 강종 J1을 이용한 예이다. 그 때문에, 인장 강도나 내지연 파괴성은 우수하지만, 균열 한계 압축률이 저하되었기 때문에, 볼트 성형이 곤란하다.

시험 No.25는, Mo 함유량이 적고, A값이 낮은 표 1의 강종 K1을 이용한 예이다. 그 때문에 담금질성이 낮고, 뜨임 시의 석출 강화도 불충분하기 때문에, 소정의 인장 강도를 확보할 수 없었다.

시험 No.26은 Mo 함유량이 많은 표 1의 강종 L1을 이용한 예이다. 그 때문에, 내지연 파괴성은 우수하지만, 균열 발생 한계 압축률이 저하되었기 때문에, 볼트 성형이 곤란하다.

시험 No.27은 V 함유량을 첨가하지 않는 표 1의 강종 M1을 이용한 예이다. 그 때문에, 표 2에 나타내는 바와 같이 580℃에서 뜨임하여도 석출 탄화물 결정이 생성되지 않으며, 수소 트랩 효과가 충분하지 않기 때문에 지연 파괴 강도비가 낮아져 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.28은 V 함유량이 많은 표 1의 강종 N1을 이용한 예이다. 그 때문에, 조대한 탄화물이 석출되어 균열 한계 압축률이 저하되어, 볼트 성형이 곤란하다.

시험 No.29는 Ti 함유량을 첨가하지 않는 표 1의 강종 O1을 이용한 예이다. 그 때문에, 구 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어, 연성이 저하되었다. 또한, TiC에 의한 수소 트랩 효과가 없기 때문에, 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.30은 Ti 함유량이 많은 표 1의 강종 P1을 이용한 예이다. 그 때문에, 조대한 탄화물이 석출되고, 균열 한계 압축률이 저하되어, 볼트 성형이 곤란하다.

시험 No.31, 32는, 각각의 첨가 원소에 대해서는 본 발명의 요건을 만족하지만 A값이 작은 표 1의 강종 Q1, R1을 이용한 예이다. 그 때문에, 높은 인장 강도를 확보할 수 없었다.

시험 No.33은, 각각의 첨가 원소에 대해서는 본 발명의 요건을 만족하지만, B값이 큰 표 1의 강종(S1)을 이용한 예이다. 그 때문에, 고용 C량이 많고, 연성의 열화에 의해서 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 열화되었다.

시험 No.34는 종래 강의 SCM435를 모의한 표 1의 강종 T1을 이용한 예이다. 상세하게는 C량이 많고, Ni, V, Ti을 함유하지 않으며, A값은 작고, B값은 크다. 그 때문에, 구 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 연성이 저하되었다. 또한, Ni을 첨가하지 않기 때문에, 내식성이 저하되었다. 또한, TiC에 의한 수소 트랩 효과 등이 없기 때문에, 지연 파괴 강도비가 낮아져, 내지연 파괴성이 저하되었다.

Claims

질량%로,
C : 0.10% 이상 0.25% 미만
Ni : 0.4~0.7%
Si : 0% 이상 0.2% 이하
Mn : 0.3~0.8%,
P : 0% 초과 0.03% 이하
S : 0% 초과0.03% 이하
Cr : 0.8~1.2%
Mo : 0.8~1.5%
V : 0.05~0.13%
Ti : 0.02~0.08%,
Al : 0.01~0.1%,
N : 0.001~0.01%
를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
JIS Z2241에 기초한 인장시험에서 단면감소율이 65.0%보다 크고,
또한, 하기 수학식 1 및 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는
내지연 파괴성 및 볼트 성형성이 우수한 고강도 볼트용 강.
[수학식 1]
0.85≤[C]＋[Si]/7＋[Mn]/5＋[Ni]/20＋[Cr]/9＋[Mo]/2≤1.3
[수학식 2]
[C]-(0.07×[Mo]＋0.20×[V])≤0.20
단, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]는 각각 질량%로, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
또한, Cu : 0% 초과 0.70% 이하를 포함하는 것인
고강도 볼트용 강.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 볼트용 강을 이용하여 얻어지는 볼트에 있어서,
구 오스테나이트 결정 입도의 결정 입도 번호가 10.0 이상인
내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 볼트용 강을 이용하여, 880~960℃에서 담금질, 550~650℃에서 뜨임을 하는 것에 의해 얻어지는, 인장 강도가 1100~1400㎫인
내지연 파괴성이 우수한 고강도 볼트.