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WO2007052775A1 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト - Google Patents

耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト Download PDF

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WO2007052775A1
WO2007052775A1 PCT/JP2006/322034 JP2006322034W WO2007052775A1 WO 2007052775 A1 WO2007052775 A1 WO 2007052775A1 JP 2006322034 W JP2006322034 W JP 2006322034W WO 2007052775 A1 WO2007052775 A1 WO 2007052775A1
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WO
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less
steel
mass
delayed fracture
tempering
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2006/322034
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French (fr)
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Keiichi Maruta
Toru Hayashi
Nobutaka Kurosawa
Hideto Kimura
Takaaki Toyooka
Kazukuni Hase
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to US11/922,746 priority patent/US20080264524A1/en
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    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention mainly relates to high-strength steel for architectural, automotive, and industrial parts, and can be suitably used as a steel excellent in delayed fracture resistance in which currently expensive alloy elements are used.
  • the present invention relates to a high bow daughter steel having both a daughter and a retarding property and having an excellent retarding property.
  • JI SB 1186 and JI SB1051 have an upper limit strength of F 10T, F It is specified in 12T. SCM is mainly used for these steels.
  • maraging steel is first known as a high bow girl and a material that is excellent in retardation.
  • the Ni content is as high as 15 to 20% by mass and is overwhelmingly expensive compared to low grades, it cannot be used as a general steel for brazing.
  • Patent Document 1 Sho 60-14096
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 11-80903
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-144245 Disclosure of Invention
  • Patent Document 1 Patent Document 2
  • Patent Document 3 Patent Document 3
  • the object of the present invention is to solve such problems of the prior art and suppress the increase in manufacturing cost ⁇ by adding a large amount of expensive alloy elements such as Ni Co, V and the like.
  • the objective is to reduce the cost of steel with excellent delay resistance.
  • the present invention has been made based on such findings, and the features thereof are as follows.
  • Mass. /. C more than 0.30%, 0.50% or less, S i: 1.0% or less, Mn: 1.5% or less, T i: 0.1% or less, Mo: 0.3% or more, 0.5% or less, B: 0.0005% or more, 0.01 % Steel, the balance being Fe and inevitable impurities; 1 ⁇ 2AX followed by tempering at 100 ° C to 400 ° C, martensite fraction 90% or more, former austenite High anti-slow-cracking property with a grain size of 10 zm or less.
  • (2) Steel is further selected by mass from A1: 1.0% or less, Cr: 2.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, V: 0.5% or less Alternatively, the high-grade steel having excellent slow-cracking resistance as described in (1), wherein the paste contains two or more kinds.
  • the steel further contains one or two kinds selected from the following in terms of mass%: W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less (1) or (2) High ⁇ steel with excellent slow litter resistance as described in.
  • a bolt is manufactured using the steel according to any one of (1) to (4), and the bolt is tempered at 100 ° C to 400 ° C after 1 ⁇ 2 A L, martensite The fraction of 90% or more, and the former austenite has a vertical diameter of 1 ⁇ or less! ; Metal bolts with excellent anti-delay properties, such as weaving.
  • a steel with high bow resistance and excellent anti-cracking properties can be produced at low cost without adding a large amount of expensive alloy elements. Therefore, it is possible to provide a metal bolt or the like having a high strength and excellent resistance to slow and high fracture at low cost.
  • Figure 1 is an explanatory diagram of a specimen for the delayed fracture ti ⁇ ffi test.
  • FIGS. 2A and 2B are explanatory diagrams of an evaluation test for cold forgeability.
  • Figure 2A shows the half-shape before the start of the test.
  • Figure 2B shows the state where compression cracking occurred.
  • 1 indicates a specimen and 2 indicates a crack.
  • the characteristics required for the high daughter steel of the present invention are tensile ⁇ l 500 MPa or more and force yield ratio 0.9 or more.
  • the tensile strength is 150 OMP a or higher, and the yield ratio is high. Both are important.
  • the yield ratio yield tension bow girl
  • Such a high tension steel S with a tensile bow S of 150 OMPa or higher; slow resistance; high 3 ⁇ 4 ⁇ steel with excellent fracture characteristics uses steel with the components shown below, and the yarn shown below!
  • the steel having ⁇ can be manufactured by the following manufacturing method.
  • the content% of component elements means mass%.
  • C is an indispensable element for securing the necessary strength, and it is difficult to ensure the prescribed strength at 0.30% or less. On the other hand, if it exceeds 0.50%! In order to reduce the delayed fracture properties, the upper limit is set to 0.5%.
  • Si acts as a deoxidizer during steel, it can be contained. However, if it exceeds 1.0%, the cold forgeability of the steel is remarkably reduced, so the upper limit was made 1.0%.
  • Mn can be contained because it has a function as a deoxidizer during the melting of steel. However, if it exceeds 1.5%, the cold workability of the steel is remarkably reduced, so the upper limit was made 1.5%.
  • Mo is a particularly important element in the present invention. Mo improves the strength without significantly impairing the ductility. Addition of 0.3% or more is essential to achieve the effect. On the other hand, adding more than 0.5% does not improve ⁇ i further, and increases costs. Also, if added excessively, the cold forgeability tends to decrease, so the upper limit was made 0.5%.
  • B 0.0005% or more and 0.01% or less.
  • B is the most important element that concentrates at the grain boundary and contributes to the improvement of the grain boundary daughter. i Breakdown occurs mainly at the austenite grain boundary, and strengthening this grain boundary greatly contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For that purpose, a content of 0.0005% or more is necessary. However, even if the content exceeds 0.01%, the effect is saturated, so the content is limited to the above range.
  • T i 0.1% or less.
  • Ti binds to N mixed as an inevitable impurity, thereby preventing B from forming B N and losing the effect of B.
  • the upper limit is set to 0.1%.
  • the steel paper weave is manoletensite yarn weave with a fraction of 90% or more.
  • Martensite is an essential structure for obtaining strength.
  • a manortensite paper weaving with a fraction of 90% or more exhibits an excellent special characteristic 14, so that the lower limit of the martensitic structure of steel yarn! Limited to 90%. If the fraction of martensite is less than 90%, the amount of untransformed phases such as residual austenite phase and carbide precipitates that do not contribute to the rise of the bow daughter is too high, and high strength is achieved. It becomes difficult to complete.
  • the adjustment of the prior austenite particle size is also important.
  • the particle size must be 1 ⁇ ⁇ ⁇ or less. More preferably, the particle size is 7 ⁇ or less. If Ah Tatsu ⁇ is 7 / zm or less, an effect of further improving the delayed ⁇ I 1 production.
  • it may contain one or more selected from A1, Cr, Cu, Ni, and V shown below.
  • a l 1.0% or less.
  • a 1 is an element effective for deoxidation. Also, austenite at ⁇ A: ⁇ It is an effective element for maintaining the bow tt by suppressing the length. However, if the content exceeds 1.0%, the effect is saturated, not only causing disadvantages that increase costs, but also cold forgeability is reduced. Therefore, ⁇ including A 1 is 1.0% or less.
  • Cr is effective for improving the sinterability and is useful for ensuring the curing depth. However, if it is contained excessively, the formation of residual carbides is promoted by the carbides), and the reduction of 3 ⁇ 4S is caused. Therefore, it is desirable to contain Cr as much as possible, but up to 2.5% is acceptable. Incidentally, in order to develop the effect of improving the A ⁇ L property, it is preferable to contain 0.2% or more.
  • Cu is effective in improving the fired AtL property and improves the strength by solid solution in ferrite. However, if it exceeds 1.0%, cracking force S is generated at a later time. Therefore, the age at which Cu is added should be 1.0% or less. It should be noted that the content is preferably 0.2% or more in order to exert the effect of improving the sex and the bow girl.
  • N i 2.0% or less.
  • Ni is effective in improving hardenability, and suppresses the formation of carbides, so it suppresses ⁇ to the grain boundaries and raises the grain boundaries 3 ⁇ 4 to increase the bow daughter, slow; Contributes to improvement.
  • Ni is a very expensive element. If it is added in excess of 2.0%, the cost will increase significantly. Therefore, Ni should be 2.0% or less. In order to exhibit the effect of improving the 1 ⁇ 2AL property, bow resistance, slowness, and breaking property, 0.5% or more is preferable.
  • V 0.5% or less.
  • V binds to C in steel and is expected to act as a strengthening element. It also has the effect of improving resistance to temper softening, and contributes to improvement. However, if the content exceeds 0.5%, the effect is saturated, so ⁇ with V is 0.5% or less. In addition, In order to develop the effect of improving the content, 0.1% or more is preferable.
  • the present invention may contain one or two selected from W and Nb shown below.
  • N b 0.1% or less.
  • Nb contributes to the improvement of strength and toughness as a precipitation strengthening element in addition to the effect of improving the calcination Al property. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.005% or more. However, even if the content exceeds 0.1%, the effect is saturated. Therefore, when Nb is added, the content should be 0.1% or less.
  • W forms a stable carbide and is effective as a strengthening element.
  • ⁇ with w is set to ⁇ ⁇ ⁇ % or less.
  • the balance other than the elements described above is Fe and inevitable impurities.
  • the main inevitable impurities are S, P, N, and O. These elements are acceptable if S: 0.05% or less, P: 0.05% or less, N: 0.01% or less, and O: 0.01% or less.
  • the Takayume daughter steel of the present invention is manufactured by using a steel having the above-mentioned composition and a raw material having a predetermined shape;
  • the steel containing the above-mentioned components can be either manufactured by melting in a converter or manufactured by vacuum melting. Steel ingot or continuous slab 3 ⁇ 43 ⁇ 4P is heated and hot-rolled, scaled and then cold-rolled to a predetermined thickness. Then, after forming into a predetermined part shape by forging, ⁇ , etc., to make a martensitic paper weave; 1 ⁇ 2 AL tempering is performed, for example, bolts are manufactured.
  • 3 ⁇ 4 ⁇ ⁇ treatment High frequency 1 ⁇ 2 ⁇ ⁇ is preferred.
  • Tempering 100 ° C to 400 ° C.
  • Tempering i3 ⁇ 4100 ° C to 400 ° C is a region that is not generally used in ordinary bolt steel. However, in the ⁇ of the present invention, by making it in this region, the contained B does not diffuse or unnecessarily precipitate, and it contributes to strengthening the grain boundary by concentrating on the grain boundary. . And since the tempering ⁇ is not high, the 3 ⁇ 4 ⁇ level and the OW slow M-breaking characteristics above a certain level are maintained by superimposition with the Tetsuda grain effect.
  • steel having the above composition is used, for example, after forming into a Bonole by cold forging and ⁇ , and then Bonoleto; Tempering is performed at ° C to produce a metal bolt with a steel thread! ⁇ With a martensite fraction of 90% or more, vigorous and an austenite grain size of 10 ⁇ m or less.
  • the steels of symbols 1 to: 18 shown in Table 1 were produced by vacuum melting. These steels were heated to 110 ° C and hot forged into round bars with a diameter of 6 O mm ( ⁇ 6 O mm). The material was then subjected to a norema treatment at 85 ° C. for 1 hour, and the following heat treatment was applied to the material, and the Hffi of tensile and delayed fracture, microstructure observation, and cold forging were evaluated. From the 1 Z4 d position of the material round bar, the shape of the tensile test specimen () 15 was cut out.
  • the evaluation of the delay was performed according to the following procedure.
  • a piece as shown in Fig. 1 was cut from the 14 d position of the round piece. ' ⁇ A l
  • the tempering conditions were the same as for the tensile pieces.
  • the delay characteristics were Hffi- cient by performing fixed load fiM.
  • the test piece is immersed in a 5% Na C 1 solution adjusted to pH 1.5 using acetic acid, and a certain load is applied to the test piece until the piece breaks. was measured.
  • the test time exceeded 200 hours, the test piece was not broken, and was interrupted to indicate no breakage.
  • a curve showing the relationship between the breakage time and the load can be obtained. Therefore, the lower limit stress is obtained from the load at which breakage does not occur, and the value of this value is delayed. Hesitated.
  • Lower limit stress Force The lower limit stress of the maraging steel, which is 5 50 MPa or more, was slow-resistant;
  • the fraction of martensite structure was measured from the area ratio of martensite in the field of view by observing a certain area with an optical microscope after corrosion with 3% nitrate alcohol.
  • the prior austenite particle size is as follows: Picrine: 50 g dissolved in water: 500 g Picric acid: sodium dodecylbenzenesulfonate: 11 g, ferrous chloride: lg and oxalic acid: A mixture containing 1.5 g was allowed to act as a corrosive solution, and after the former austenite grain boundaries were revealed by corrosion, the specimen was observed and photographed at a magnification of 100 and 100 times. Asked.
  • ⁇ i> 15 mm, 22.5 mm high tablet piece 1 as shown in Fig. 2A is aligned with the rolling direction from the 14 d position of the bar. Cut out to do.
  • the arrow shown in Fig. 2 is the compression direction.
  • Crack 2 occurred as shown in Fig. 2B.
  • the relationship between the compression ratio and the compression ratio at each compression ratio was plotted on a graph, and the forging evaluation value was determined by the compression ratio at which 50% (5 pieces) of the test piece was broken. The larger this value, the better the silver formability, and the silver structure evaluation value of 80% or higher was Hffi as having good cold forgeability equivalent to or better than maraging steel.
  • the steel of symbol 1 shown in Table 1 is a comparative maraging steel (F e -18% N i -5% Mo-10% C o). Cut out a piece of the same shape as above, heat at 820 ° C, and quench by air cooling. Aging treatment was performed by heating with C and used for each crane.
  • Table 1 also shows the measurement results of martensite weave fraction, prior austenite grain size, tensile ⁇ , yield ratio, delayed fracture (lower limit stress), and cold forgeability. From Table 1, it was found that the steels whose steel composition and yarn work are within the scope of the present invention have better bow-daughter properties and resistance to retardation 14 than maraging steels.
  • tempering was set to 100 ° C. to 400 ° C. or less: ⁇ , and the high bow girl and the excellent slow tlfiS fracture resistance were compatible.
  • the steel of symbol 4 which is the steel of the present invention shows the characteristics superior to the maraging steel of symbol 1, but the steel of symbol 1 whose ratio is 1 is used! / Boiled Bonoleto broke 80%.
  • the lower arm indicates that it is outside the scope of the present invention.

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Abstract

高強度で耐遅れ破壊特性に優れる鋼を、ＮｉやＣｏ、Ｖ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、安価に提供する。質量％で、Ｃ：0.30％超、0.50％以下、Ｓｉ：1.0％以下、Mｎ：1.5％以下、Ｔｉ：0.1％以下、Ｍｏ：0.3％以上、0.5％以下、Ｂ：0.0005％以上、0.01％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、焼入れ後に、100℃～400℃で焼き戻し処理を施し、マルテンサイトの分率が９０％以上、かつ、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼を用いる。鋼が、さらに、質量％で、Ａｌ：1.0％以下、Ｃｒ：2.5％以下、Ｃｕ：1.0％以下、Ｎｉ：2.0％以下、Ｖ：0.5％以下の中から選んだ１種または２種以上を含有することが好ましい。

Description

明細書 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト 技術分野
本発明は， 主に建築関係や自動車、 産業 «用部品用の高強度鋼に関するもの であり、 特に、 現状高価な合金元素が用いられている耐遅れ破壊特 に優れた鋼 として好適に利用できる、 娘と耐遅 壊特性とを兼ね備えた、 耐遅 壊特 性に優れた高弓娘鋼に関する。 背景技術
近年、 自動車や建築分野においても鍵才の高 ¾ ^ィ匕がー段と進み、 あらゆる部 材における高 ¾g化が指向されてきている。 一例としてボルト分野においては、 引っ張り弓娘 100 OMP aを越える領域においても 120 OMP a級、 150 OMPa級と、 より高 ¾ ^の鋼が要求されている。 ところで、 このように高弓娘 化が進む に最も^されるのが、 遅; «壊である。
遅；^壊は弓 Iつ張り ¾ ^が 1200 M P a以上の iW†で生じやすく、 特にボノレ トではこの点を勘案して、 J I SB 1186、 J I SB1051において、 上限強 度を F 10T、 F 12Tに規定している。 これらの鋼には S CM等が主に用いら れている。
更に高弓娘で遅 壊にも優れる材料としては、 マルエージング鋼がまず知ら れている。 ただし N i含有量が 15〜20質量％と高く、 低合^と比較して圧 倒的に高価であることから、 一般的な咅附製造用の素材鋼として用いることは不 可能である。
そこで、 マルエージング鋼よりも少ない N i量で低合金鋼以上の耐遅れ破壊特 性を有することを目的とした鋼の開発が行なわれている （例えば、 特許文献 1、 特許文献 2、 特許文献 3参照。 ) 。 特許文献 1 ： 昭 60— 14096号公報
特許文献 2 ：特開平 11一 80903号公報
特許文献 3 ：特開 2000— 144245号公報 発明の開示
しカゝし、 特許文献 1、 特許文献 2、 特許文献 3等に記載されている鋼も、 少な いとはいえ N iが数質量。 /0含有されるものであり、 通常の高 ¾ ^鋼として大量に 使用するには、 やはりコスト高となる欠点がある。 '
したがって本発明の目的は、 このような従来技術の課題を解決し、 N i Co、 V等の高価な合金元素を多量に添 口することによる製造コストの增力□を抑制して、 高 ¾i で耐遅 壊特 に優れる鋼を安価に することにある。
発明者らは、 上記! ¾ を解決すべく鋭意検討をかさねた結果、 マルエージング 鋼のように多量の N iや Coを含有しなレ、成分系の:^であっても、 Mo、 B、 T iを適; EtS囲で添 し、 ¾A L後の旧オーステナイト粒径を適正に鶴田化させ て、 その後、 通常ボノレト等の製造ではあまり使用されない 100°C〜400°Cの 域で焼き戻しすることで、 マルエージング鋼を凌駕する優れた引張 およ び高レヽ耐遅 壊特 を両立する鋼を得ることができるという知見を得て、 本発 明を させた。
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、 その特徴は以下の通りであ る。
(1) 、 質量。 /。で、 C :0.30%超、 0.50%以下、 S i ： 1.0%以下、 Mn ： 1.5%以 下、 T i :0.1%以下、 Mo :0.3%以上、 0.5%以下、 B： 0.0005%以上、 0.01% 以下を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、 ； ½AX後に、 100°C〜400°Cで焼き戻し処理を施し、 マルテンサイトの分率が 90%以上、 つ、 旧オーステナイト粒径が 10 zm以下の鋼紙織とすることを とする耐遅 皮 壊特性に優れた高 (2) 、 鋼が、 さらに、 質量％で、 A1 : 1.0%以下、 Cr :2.5%以下、 Cu ： 1.0%以下、 N i : 2.0%以下、 V： 0.5%以下の中から選んだ 1種または 2種以上 を含有することを糊敷とする （1) に記載の耐遅 ^壊特性に優れた高 ¾ 鋼。
(3) 、 鋼が、 さらに、 質量％で、 W: 1.0%以下、 Nb :0.1%以下の中から選 んだ 1種または 2種を含有することを«とする （1) または (2) に記載の耐 遅 l^壊特性に優れた高^^鋼。
(4) 、 ； ^AtLを、 高周 口熱を用いて行うことを !¾とする （1) ないし (3) のいずれ力に記載の耐遅 壊特性に優れた高弓娘氣
(5) 、 （1) ないし （4) のいずれかに記載の鋼を用いてボルトを製造し、 該 ボルトを； ½A L後に、 100°C〜400°Cで焼き戻し処理を施し、 マルテンサイトの分 率が 90%以上、 かつ、 旧オーステナイトぁ立径が 1 Ομπι以下の觸！;織とするこ とを とする耐遅 壊特性に優れた金属ボルト。
本発明によれば、 高弓娘で耐遅;^皮壊特生に優れた鋼を、 高価な合金元素を多 量に添 口することなく、 安価に製造することができる。 したがって、 耐遅;«壊 特性に優れた高強度を有する金属ボルト等を安価に提供できる。 図面の簡単な説明
図 1は、 遅れ 壊特 ti^ffi試験の試験片の説明図である。
図 2A、 図 2 Bは冷間鍛造性の評価試験の説明図である。 図 2 Aは、 試験開始前 の 片形状を示す。 図 2Bは、 圧縮割れの発生した状態を示す。 図中、 1は試 験片を示し、 2は割れを示す。 発明を実施するための最良の形態
以下に， 本発明の詳細を説明する。
本発明の高娘鋼に必要な特 は、 引張り ^^l 500MPa以上、 力 降伏 比 0. 9以上とする。 例えば高娘ボルトとして、 F 15T以上を達成するため には引っ張り 度が 150 OMP a以上であることはもちろん、 降伏比が高いこ とも重要である。 締め付けたトルクが抜けないようにするためには、 降伏比 （降 伏 引っ張り弓娘） が 0. 9以上であることが必要である。 また、 マルエー ジング鋼と同等以上の耐遅 壊特性と、 冷間鍛造性とを有することが望ましレヽ。 このような引張り弓 S が 150 OMP a以上で耐遅; 壊特性に優れた高 ¾ ^鋼 は、 以下に示す成分糸滅の鋼を用い、 以下に示す糸！^を有する鋼として、 以下に 示す製 法により製造することができる。
まず、 本発明における、 鋼糸诚の限定理由について説明する。 なお、 以下の説 明において、 成分元素の含有量％は全て質量％を意味するものである。
C : 0.30%超、 0.50%以下とする。
Cは必要な強度を確保するために必須の元素であり、 0.30%以下では所定の強度確 保が難しい。 一方で、 0.50%を超えると！^纖中に巨大な炭化物が し、 遅れ 破壊特性を低下させるため 0.5%を上限とした。
S i ： 1.0%以下とする。
S iは脱酸剤として鋼の 時に作用するために、 含有させることができる。 但 し、 1.0%を超えると鋼の冷間鍛造性を著しく低下させるので、 上限を 1.0%とし た。
Mn ： 1.5%以下とする。
Mnは、 鋼の溶製時の脱酸剤としての作用を有しているので、 含有させることが できる。 但し、 1.5%を超えると鋼の冷間^性を著しく低下させるので、 上限を 1.5%とした。
Mo : 0.3%以上、 0.5%以下とする。
Moは本発明において、 特に重要な元素である。 Moは延性を大きく損なうこと なく強度を向上させる。 その効果を発現するには 0.3%以上の添加が必須である。 一方で、 0.5%を超えて添 Ρしても ^i のそれ以上の向上にならず、 コスト高とな つてしまう。 また過剰に添 すると冷間鍛造性も低下する傾向にあるので、 上限 を 0.5%とした。
B : 0.0005%以上、 0.01%以下とする。 Bは、 粒界部に濃化して粒界娘向上に寄与する最も重要な元素である。 i 壊は主にオーステナイト粒界で発生するものであり、 この粒界を強化することは 耐遅れ破壊特 14の向上に大きく寄与する。 そのためには 0.0005%以上の含有が必 要である。 しかし 0.01%を超えて含有してもその効果は飽和するので、 上記範囲 に限定した。
T i ： 0. 1%以下とする。
T iは、 不可避的不純物として混入する Nと結合することで、 Bが B Nを形成し て Bの効果が消失することを防止する。 この効果を得るためには 0.005%以上含有 することが好ましいが、 0. 1%を超えて添 卩しても T i Nが大量に形成されて、 強 度や疲労弓娘の低下を招くため、 上限を 0. 1%とする。
以上が、 本発明における基本成分であるが、 次に本発明の高強度鋼の組織につ レ、て説明する。 本発明では以下の条件がそれぞれ必要になる。
鋼紙織を分率 9 0 %以上のマノレテンサイト糸織とする。
マルテンサイトは強度を得るために必須の組織である。 本発明の場合には分率を 9 0 %以上としたマノレテンサイト紙織とすることで優れた^ 特 14を発揮するた め、 鋼糸! ^織のマルテンサイト組織の分率の下限を 9 0 %に限定した。 マルテンサ ィトの分率が 9 0 %未満である には、 弓娘の上昇に寄与しない残留オーステ ナイト相等の未変態相や炭化物等の析出物の量が多くなりすぎて、 高強度化の達 成が困難となる。
鋼糸職の旧オーステナイト粒径を 1 0 μ m以下とする。
本発明では旧オーステナイト粒径の調整も重要である。 旧オーステナイト粒径を 辦田化することで、 粒界に析出し遅 壊特性を低下させる献炭化物の析出を 抑制し、 粒界強度を向上させる。 そのためには粒径は 1 Ο μ πι以下であることが 必要である。 なおより好ましくは、 粒径を 7 μ ιη以下とする。 あ立径が 7 /z m以下 であれば、 一層耐遅 壊特 I1生を向上させる効果がある。
本発明では、 以下に示す A 1、 C r、 C u、 N i、 Vの中から選んだ 1種又は 2種以上を含有してもよレ、。 A l ： 1.0%以下とする。
A 1は脱酸に有効な元素である。 また^ A 時のオーステナイトあ：^長を抑制す ることによって、 弓 ttの維持に有効な元素である。 しかしながら含有量が 1.0%を 超えて含有させてもその効果は飽和し、 コスト上昇を招く不利が生じるだけでな く、 冷間鍛造性も低下する。 よって A 1を添 口する^ ^は、 1.0%以下とする。
C r : 2.5°似下とする。
C rは焼 性の向上に有効であり、 硬化深さを確保する上で有用である。 しか し過度に含有すると、 炭化物安 ¾)果によって残留炭化物の生成を助長し、 ¾S の低下をまねく。 従って C r含有はできる限り することが望ましいが、 2.5% までは許容できる。 なお、 ¾A†L性を向上させる作用を発現させるためには、 0.2%以上含有させることが好ましレ、。
C u ： 1.0%以下とする。
C uは焼 AtL性の向上に有効であり、 またフェライト中に固溶して強度を向上さ せる。 しかし 1.0%を超えて含有すると ¾ 時に割れ力 S発生する。 そこで C uを添 加する齢は、 1.0%以下とする。 なお、 性や弓娘を向上させる作用を発現 させるためには、 0.2%以上含有させることが好ましい。
N i : 2.0%以下とする。
N iは焼入れ性を向上させるのに有効であり、 また炭化物の生成を抑制するため、 炭化物の粒界への^^を抑制し粒界 ¾ を上げることで弓娘、 遅; «壊特性 の向上に寄与する。 ただし N iは非常に高価な元素であり、 2.0%を超えて添加す ると酣コストが著しく上昇する。 そこで N iを添 する は、 2.0%以下とす る。 なお、 ：½A L性や弓娘、 遅; «壊特性を向上させる作用を発現させるために は、 0.5%以上含有させることが好ましい。
V： 0. 5%以下とする。
Vは、 鋼中で Cと結合し強化元素としての作用が期待される。 また焼き戻し軟化 抵抗性を向上させる効果もあり、 ¾ ^向上に寄与する。 しかし 0.5%を超えて含有 してもその効果は飽和するため、 Vを添 する^^は、 0.5%以下とする。 なお、 を向上させる作用を発現させるためには、 0. 1%以上含有させることが好まし レ、。
さらに、 本発明では以下に示す W、 N bのうちから選んだ 1種または 2種を含 有することができる。
N b ： 0. 1%以下とする。
N bは焼 A l性向上効果のほかに、 析出強化元素として強度ゃ靭性の向上に寄与 する。 この効果を発現させるためには 0.005%以上含有させることが好ましい。 し かし 0. 1%を超えて含有しても、 その効果は飽和するので、 N bを添加する場合は 0. 1%以下とする。
W : 1.0%以下とする。
Wは安定した炭化物を形成し、 強化元素として有効である。 一方で、 1.0%を超え て添 口すると冷間鍛造性を低下させるので、 wを添 する^^は ι·ο%以下とする。 以上説明した元素以外の残部は F eおよび不可避的不純物である。 主な不可避 的不純物としては、 S、 P、 N、 Oが挙げられる。 これら元素は、 S : 0.05%以 下、 P： 0.05%以下、 N： 0.01%以下、 O： 0.01%以下であれば許容できる。
次に、 本発明の耐遅 壊特性に優れた高 3娘鋼の製造方法を説明する。 本発 明の高弓娘鋼は、 上記の成分組成を有する鋼を用レヽ、 所定の形状とした素材を、 ;¾Atb焼き戻しを行なって製造する。
上述の成分を含む鋼は、 転炉による溶製で製造されたものでも、 真空溶製によ り製造されたものでも使用できる。 鋼塊または連錡スラブ ¾¾P熱されて熱間圧延 され、 してスケール除去された後に冷間圧延で所定の厚さに整えられる。 そ して、 鍛造、 ^^等により所定の部品形状に成形された後、 マルテンサイト紙織 とするためには; ½A L焼き戻しが行われ、 例えばボルトの製造が行われる。
¾Λ ^処理：高周波 ½Λ ^を行なうことが好ましレヽ。
;½AtL処理においては、 高周勵 0熱を用いることで、 必要な 域に到難に、 直ちに焼き A xることが可能であり、 不必要な結晶粒の ィ匕を避け^/細な結晶 ¾¾¾裁を得ることができる。 このためには高周波^ Atiにおいて、 昇温速度 1 0 0°CZ s以上で最高 8 0 0° (：〜 1 1 0 0°Cに加熱し、 到趣 β[3焼き A Lる方 法が有効である。
焼き戻し ： 1 0 0°C〜4 0 0°Cとする。
この条件が本発明で も鍵となる部分である。 焼き戻し i¾ 1 0 0°C〜4 0 0°Cは、 通常のボルト用鋼等では一般的に使用されない 域である。 しかし本 発明の^^には、 この 域とすることで、 含有している Bが拡散したり不必要 な析出をすることなく、 粒界に濃ィヒして粒界の強化にうまく寄与する。 そして焼 き戻し^^が高くないことで、 徹田粒効果との重畳によって、 一定以上の ¾ ^レ ベルおよ OW遅 M皮壊特 を維持する。
このように、 粒界を強化する組成範囲、 微細粒紙織、 焼き戻し温度の 3条件を、 適正に組み合わせることで、 高 ¾ およひ面遅；^壌特性という相反する特性の 両立する鋼の製造が可能となるのである。
力べして得られた は、 安価に製造できるにもかかわらず、 マルエージング 鋼に匹^る弓娘および耐遅; «壊特 14を有し、 高娘を必要とする自動車用高 ボルトや建築用ボルトへの使用、 P C、 自動車の変速機である無断変速 機 （CVT) 用の動力伝達用金属ベルト等に用いることが可能である。
ボルトを製造する際には、 上記の成分組成を有する鋼を用い、 例えば冷間鍛造 およひ^ にてボノレトに成形加工した後に、 ボノレトを; して、 1 0 0°C〜4 0 0°Cで焼き戻し処理を施し、 マルテンサイトの分率が 9 0 %以上、 力つ、 旧ォ ーステナイト粒径が 1 0 μ m以下の鋼糸!^を有する金属ボルトを製造する。 実施例
実施例 1
表 1に示す記号 1〜： 1 8の鋼を真空溶製にて製造した。 これらの鋼を 1 1 0 0°Cに加熱して熱間鍛造し、 直径 6 O mm ( φ 6 O mm) の丸棒とした。 その後 8 5 0°Cで 1時間ノノレマ処理を行い素材とし、 これに以下の熱処理を行レ、、 引張 および遅れ破壊の Hffi、 組織観察、 冷間鍛造 の評価を行なった。 素材丸棒の 1 Z4 dの位置より、 引張試験片 （】 1 5号） の形状を切り出し た。 この纖片を高周勵卩熱によって昇^ ¾40 0°C/ sで 1 0 5 0°Cに加熱 した後即^ し、 弓 Iき続いて同じく昇 ^£¾40 0°CZ sの高周勸 P熱で 9 5 0°Cに加熱した後に即; ½A Lを行なう 2段高周波 ^Λ^を行なった。 その後 1 8 0°Cで 3 0分間の焼き戻しを行ない、 引張試験に供した。
遅 壊の評価は以下の手順で実施した。 図 1に示すような纖片を丸赫材 の 1 4 d位置より切り出した。 '^A l焼き戻し条件は引っ張り 片と同様に して行なった。 この 片を用いて、 定荷 fiM を行なうことで遅 壊特性 を Hffiした。 定荷重型纖は、 酢酸を用いて pH l . 5に調整した 5 %N a C 1溶 液に試験片を浸漬し、 試験片にある一定の荷重をかけて、 片が破断するまで の時間を測定して行なった。 試験時間が 2 0 0時間を超えた段階で試験片に破断 のない は、 を中断して破断なしと した。 荷重を変えて,をするこ とで、 破段時間と荷重の関係を示す曲線が得られるので、 破断の起きなくなる荷 重から下限界応力を求めて、 この値の大小にて遅† 皮壊を籠した。 下限界応力 力 マルエージング鋼の下限界応力である 5 5 0 MP a以上のものを耐遅; ¾壊 特性が良好であると Hffiした。
マルテンサイト組織の分率は、 3 %硝酸アルコールで腐食後、 一定面積を光学 顕 により観察し、 視野中のマルテンサイトの面積率から測定した。
旧オーステナイト粒径は、 水： 5 0 0 gに対しピクリン酸： 5 0 gを溶解させ たピクリン^裔夜に、 ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム： 1 1 g、 塩化 第 1鉄： l gおよびシユウ酸： 1 . 5 gを添 卩したものを腐食液として作用させ、 腐食によって旧オーステナイト粒界を現出させた後、 倍率 1 0 0 0倍にて観察撮 影し、 得られた画像から切断法にて求めた。
また冷間鍛造性の評価については、 図 2 Aに示すような <i> 1 5 mm、 高さ 2 2. 5 mmのタブレツトの 片 1を棒材の 1 4 d位置より、 圧延方向に一致する ように切り出した。 鍛造纖は種々の圧縮率で纖片 1 0個 （n = 1 0) につい て圧縮を行い、 割れの有無にて判断した。 図 2に示す矢印は、 圧縮方向である。 割れ 2は、 図 2 Bに示すように発生した。 各圧縮率での割 生率と圧縮率の関 係をグラフにプロットし、 試験片の 5 0 % (5個） が割れる圧縮率をもって、 鍛 造 評価値とした。 この値が大きいほど銀造性が良いことになり、 銀造性評価値 8 0 %以上をマルエージング鋼と同等以上の良好な冷間鍛造性を有するものとし て Hffiした。
表 1に示す記号 1の鋼は、 比較のためのマルエージング鋼 (F e -18%N i -5% Mo-10%C o ) である。 上記と同じ形状の纖片を切り出した後、 8 2 0°C加熱 後、 空冷によって焼入れし、 5 2 0。C加熱によってエージング処理を行ない、 各 鶴平価に供した。
マルテンサイト紙織の分率、 旧オーステナイト粒径、 引張^^、 降伏比、 遅れ 破壊 （下限界応力） 、 冷間鍛造性の測定結果を表 1中に併せて示す。 表 1より、 ィ匕学成分と糸職が本発明の範囲内にある鋼は、 弓娘特性、 耐遅 壊特 14がマル エージング鋼を上回ることが分かった。
実施例 2
本実施例においては、 表 1に示す記号 4の成分を有する鋼について、 繊の影 響を調べる実験を行なった。 実験方法は全て実施例 1と同じである。 ただし旧ォ ーステナイト粒径の影響を調べるために、 2段目の焼 Atl温度である高周波加熱 の温度を 8 5 0〜1 0 5 0°Cで変化させて、 記号 1 9〜2 1の鋼素材を製造した。 測;^果を表 2に示す。
オーステナイト粒径が 1 0 /z mより大きくなると、 耐遅; H¾壊特性が顕著に低 下することが分かった。
実施例 3
本実施例においては、 成分以外の、 他の成分の効果を調べる！^を行なつ た。 表 3に示す成分糸滅を有する鋼 （記号 2 2〜3 5) を真空溶製にて製造し、 実施例 1と同様にして引張試験および遅 壊の評価、 糸職観察、 冷間鍛造 14の 評価を fi1なった。 結果を表 3に併せて示す。 C r、 A 1が過度に含有されると冷間鍛造 の低下を招き、 また N i、 C u、 V、 W、 N bについてはその効果が飽和することが分かった。
実施例 4
本^ S例においては、 表 1に示す記号 4の成分を有する鋼について、 焼き戻し の影響を調べる実験を行なった。 実施例 1と同様にして; ^A lまでおこなレ、、 焼き戻し を 1 8 0°Cとしていたものを、 7 0〜4 5 0°Cで変ィ匕させて、 記号 3 6〜4 0の鋼素材を製造した。 測 果を表 4に示す。
焼き戻し を 1 0 0〜4 0 0°C以下とした:^に、 高弓娘と優れた耐遅 tlfiS 壊特性とが両立することが分かつた。
実施例 5
本実施例においては、 実際にボルトを製造した際の耐遅 壊について籠し た。 表 1に示す記号 1 (マノレエ一ジング鋼） 、 4、 1 1の鋼について、 実施例 1 と同じ要領で银造丸棒を製造し、 鍛造丸棒の l /4 d位置より所定の大きさの供 試材を切断して、 冷間鍛造および転造にて M2 2のボルトに成形加工し、 高周波 ¾A†lおよび 1 8 0°Cでの焼き戻しを施した。 各供 よりボルトは 3 0本作成 し、 鋼板 (S S 4 0 0) に最大荷重まで締め付け、 3. 5質量％食塩水の吹き付 けと 喿とを繰り返す、 繰り返し を 5ヶ月間^した。 その後に 3 0本中の 破断したボルト数で評価をおこなった。 結果を表 5に示す。
本発明鋼である記号 4の鋼は、 記号 1のマルエージング鋼を凌駕する特性を示 しているが、 比,である記号 1 1の鋼を用！/ヽたボノレトは、 8 0 %カ破断した。
表 1
Figure imgf000014_0001
は本発明の範囲外であることを示す。
表 2
Figure imgf000015_0001
下縿は本発明の範囲外であることを示す。
表 3
Figure imgf000016_0001
： Efiは本発明の範囲外であることを示す。
表 4
Figure imgf000017_0001
： E は本発明の範囲外であることを示す。
Figure imgf000018_0001
は 発明の 囲外で ることを示す。

Claims

請求の範囲
1. 質量。/。で、 C : 0.30%超、 0.50%以下、 S i ： 1.0%以下、 Mn ： 1.5%以下、 T i : 0.1%以下、 Mo : 0.3%以上、 0.5%以下、 B : 0.0005%以上、 0.01%以下 を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる鋼を、 ；¾A ¾に、 100°C〜 400°Cで焼き戻し処理を施し、 マルテンサイトの分率が 90%以上、 力 >つ、 旧ォー ステナイト粒径が 1 0 μ m以下の鋼糸 II哉とすることを ¾とする耐遅; «壊 に優れた高^^ ¾
2. 鋼が、 さらに、 質量％で、 A 1 : 1.0%以下、 C r : 2.5%以下、 Cu ：
1.0%以下、 N i : 2.0%以下、 V ： 0.5%以下の中から選んだ 1種または 2種以上 を含有することを樹数とする請求項 1に記載の耐遅; 壊特性に優れた高強度鋼。
3. 鋼が、 さらに、 質量％で、 W : 1.0%以下、 Nb ： 0.1%以下の中から選ん だ 1種または 2種を含有することを とする請求項 1または請求項 2に記載の 耐遅 壊特 に優れた高 ¾ ^亂
4. j^A^を、 高周^ W熱を用いて行うことを とする請求項 1ないし請求 項 3のレ、ずれかに記載の耐遅 壊特性に優れた高 ¾¾亂
5. 請求項 1ないし請求項 4のいずれかに記載の鋼を用いてボルトを製造し、 該ボノレトを ^A X後に、 100°C〜400°Cで焼き戻し処理を施し、 マルテンサイトの 分率が 90%以上、 力つ、 旧オーステナイト粒径が 1 Ο μιη以下の鋼紙織とする ことを赚とする耐遅滅壊特性に優れた金属ボルト。
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