JP2005281860A - 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト - Google Patents

Abstract

【課題】 引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上であって耐遅れ破壊特性に優れたパーライト組織の高強度ボルトにおいて、耐リラクセーション特性をさらに改善する。
【解決手段】 Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５５〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＡｌ：０．３％以下（０％を含まない）を含有し、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が２０％未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を、 伸線加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで１００〜５００℃の温度域でブルーイング処理することによって得られる引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上の耐遅れ破壊特性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト。
【選択図】図４

Description

本発明は、主に自動車用として使用される高強度ボルトに関するものであり、特に引張強さ（強度）が１２００Ｎ／ｍｍ²以上でありながら耐遅れ破壊特性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルトに関するものである。

一般の高強度ボルトには中炭素合金鋼（ＳＣＭ４３５，ＳＣＭ４４０，ＳＣｒ４４０等）が使用され、焼入れ・焼戻しによって必要な強度を確保する様にしている。しかしながら、自動車や各種産業機械用として使用される一般の高強度ボルトでは、引張強さが約１２００Ｎ／ｍｍ²を超える領域になると、遅れ破壊が発生する危険があり、使用上の制約がある。

遅れ破壊は、非腐食性環境下で起こるものと腐食性環境下で起こるものがあるが、その発生は種々の要因が複雑にからみあっていると言われており、一概にその原因を特定することは困難である。上記の様な遅れ破壊性を左右する制御因子としては、焼戻し温度、組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素等の関与が一応認められているものの、遅れ破壊を防止する為の有効な手段が確立されている訳ではなく、試行錯誤的に種々の方法が提案されているに過ぎないのが実状である。

これまでにも耐遅れ破壊特性を改善する技術が提案されている（特許文献１〜３など）。これらの技術では、各種の主要な合金元素を調整することによって、引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ²以上の高強度ボルトでも耐遅れ破壊特性を改善しているが、遅れ破壊発生の危険が完全に解消されたという訳ではなく、それらの適用範囲はごく限られた範囲に止まっている。

耐遅れ破壊特性をさらに改善した技術として特許文献４がある。この特許文献４では、高強度ボルト用鋼の組織を、焼入れ・焼戻し組織ではなくパーライト組織とし、次いで強伸線加工とすることによって、引張強さ１２００Ｎ／ｍｍ²以上の高強度ボルトを得ている。そしてこの高強度ボルトに導入されたパーライト組織は、セメンタイトとフェライトの界面で水素をトラップし、界面に集積する水素を低減させる効果を有するため、耐遅れ破壊特性が改善される。

しかしパーライト鋼には特有の課題が存する。すなわち、高温で使用される締付用ボルトでは、使用中に耐力比が低くなり、締付力の低下を招く現象が生じる場合があり、こうした現象はリラクセーション（応力緩和）と呼ばれている。そして、特に焼入れ・焼戻し鋼ではなくパーライト鋼をボルトなどに利用したときには、こうした現象に対する特性（リラクセーション特性）の低下が懸念される。こうした現象が生じるとボルトが伸びてしまい、初期の締付力を確保できない恐れがあるので、例えば自動車エンジン廻りなどに適用するボルトでは、リラクセーション特性にも優れている必要がある。しかしながら、これまでの高強度ボルトでは、こうしたリラクセーション特性についてはあまり考慮されておらず、特許文献５が知られている程度である。

特許文献５では、所定の成分のパーライト鋼を強伸線加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで１００〜４００℃の温度域でブルーイング処理している。ブルーイング処理すると、Ｃ、Ｎによる時効硬化が発揮されて塑性変形が防止され、ボルトの強度や耐力比を向上させると共に、温度１００〜２００℃での熱へたりを起こしにくくなるために、耐リラクセーション特性が改善されている。なおこの特許文献５は耐リラクセーション特性を改善する発明であるにも拘わらず、Ｓｉと耐リラクセーション特性との関係については開示しておらず、むしろＳｉ含有量が過剰になると伸線後の鋼材の延性を低下させると共に、冷間圧造性を著しく低下させるため、Ｓｉは０．５％以下にすべきであるとしている。
特開昭６０−１１４５５１号公報 特開平２−２６７２４３号公報 特開平３−２４３７４５号公報 特開２０００−３３７３３２号公報 特開２００１−３４８６１８号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上であって耐遅れ破壊特性に優れたパーライト組織の高強度ボルトにおいて、耐リラクセーション特性をさらに改善できる技術を確立することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ブルーイング処理だけを行っても耐リラクセーションの改善には限界があり、また単にＳｉを所定量以上としてもブルーイング処理を行わなければ耐リラクセーション特性は全く改善されないのに対して、所定量以上のＳｉ添加とブルーイング処理とを組み合わせることで初めて耐リラクセーション特性を著しく改善できることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係る高強度ボルトは、引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上であっても耐遅れ破壊特性および耐リラクセーション特性に優れているものであり、
Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５５〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＡｌ：０．３％以下（０％を含まない）を含有し、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が２０％未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を、伸線加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで１００〜５００℃の温度域でブルーイング処理することによって得られるものである。

前記高強度ボルトは、更にＣｒ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）などを含有していてもよく、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＷなどを合計で０．５％以下（０％を含まない）となる範囲で含有していてもよい。残部の成分はＦｅ及び不可避的不純物であってもよい。

本発明によれば耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼材から得られるボルトに特有の課題を改善できる。すなわち、Ｓｉを所定量以上添加することによって耐リラクセーション特性を著しく改善できる。

本発明で使用するボルト用鋼（高強度ボルト用鋼）は、通常、線状又は棒状の形態を有するものであり、より詳細には線状又は棒状に熱間加工された鋼材及びその後熱処理された鋼材（線材）と、該線材を主として伸線等の冷間加工を施すことによって得られるもの（鋼線）の両方を含むものであり、好ましくは鋼線を意味する。そして該高強度ボルト用鋼は、パーライト鋼の一種であり、より具体的には、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が２０％未満であって、残部の組織がパーライト（即ち、パーライト組織の面積率が８０％超）となっている。初析フェライトや初析セメンタイトが多くなると、伸線時に縦割れを起こすために強伸線加工が困難となり、ボルトの強度を所定値以上とすることが困難となる。また初析セメンタイトとマルテンサイトが多くなると、伸線時に断線を引き起こし易くなる。更に、ベイナイトはパーライトに比べて加工硬化量が少なくなるので、強伸線加工による強度上昇が望めないので少なくする必要がある。これらの組織に対してパーライト組織は、セメンタイトとフェライトの界面で水素をトラップし、粒界に集積する水素を低減させる効果があり、耐遅れ破壊特性向上の観点からできるだけ多くする必要がある。なおパーライト組織の面積率は、好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上とすることが推奨される。

また本発明の高強度ボルト用鋼は、Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５５〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＡｌ：０．３％以下（０％を含まない）を含有している。以下、各成分の限定理由について説明する。

Ｃは、ボルトの強度を上げるために有効かつ経済的な元素であり、Ｃ含有量を増加させるにつれて、強度が増加する。ボルトにおける目標強度を確保するため、Ｃは０．５％以上、好ましくは０．５５％以上、さらに好ましくは０．６０％以上含有させる。しかしながら、Ｃ量が過剰になると初析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の低下が顕著となって伸線加工性を劣化させる。従ってＣ量は、１．０％以下、好ましくは０．９％以下、さらに好ましくは０．８５％以下とする。最も望ましいＣ量は、共析炭素量をＣ_eとしたとき、Ｃ_e±０．２％（好ましくはＣ_e±０．１％、特にＣ_e±０．０５％）である。

Ｓｉは、ブルーイング処理したボルトの耐リラクセーション特性をさらに改善することができる。リラクセーションを引き起こす最大の原因である軟らかいフェライト中にＳｉが固溶して、固溶強化作用を発揮するためであると思料される。従ってＳｉ量は０．５５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上、特に１．５％以上とする。なおＳｉは熱間圧延やパテンティング処理（鉛パテンティング処理など）の加熱時に鋼材の脱炭を促進させる作用がある。通常は脱炭を起こさせないように操業条件を設定するが、積極的に脱炭を促進させれば、表面を軟化させることができ、Ｓｉを増量してもボルト圧造時の割れ発生を抑制することもできる。しかしＳｉを多くし過ぎると芯部の延性が低下する。従ってＳｉ量は、３％以下、好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下とする。

Ｍｎは脱酸剤としての効果と、線材の焼入性を向上させて線材の断面組織の均一性を高める効果を有する。Ｍｎ量は０．２％以上、好ましくは０．４％以上、さらに好ましくは０．５％以上とする。しかしＭｎ量が過剰になると、Ｍｎの偏析部にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生成して伸線加工性を劣化させやすくなる。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。

Ｐは粒界偏析を起こして、耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。そこでＰ含有量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下、特に０．０１０％以下に抑制する。

Ｓは鋼中で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、耐遅れ破壊特性の改善にはＳ含有量をできるだけ減少させることが望ましい。こうした観点からＳ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下、特に０．０１０％以下に抑制する。

Ａｌは窒化物系介在物や酸化物系介在物を生成し、伸線性を低下させる。従ってＡｌは０．３％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とし、特に伸線性を重視する場合には０．０３％以下（好ましくは０．０２％以下、特に０．０１０％以下）とする。一方、Ａｌは鋼中のＮを捕捉してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化することによって耐遅れ破壊特性の向上にも寄与するため、Ａｌを積極的に添加してもよい。この場合、Ａｌ量は、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。

さらに前記高強度ボルト用鋼は、本発明の目的を阻害しない範囲で他の元素を含有していてもよく、例えば、第１の追加元素（Ｃｒ、Ｃｏなど）、第２の追加元素（Ｎｉなど）、第３の追加元素（Ｃｕなど）、第４の追加元素（Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗなど）、第５の追加元素（Ｂなど）を単独で又は適宜組み合わせて添加してもよい。以下、追加の元素について説明する。

第１の追加元素であるＣｒとＣｏは、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）となる範囲で添加してもよい。ＣｒとＣｏは、初析セメンタイトの析出を抑制する効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の高強度ボルトにおける添加成分としては特に有効である。こうした効果は、いずれもその含有量が増加するほど増大するが、効果を顕著とするためにはＣｒ：０．０５％以上（例えば０．２％以上、特に０．１％以上）、Ｃｏ：０．０１％以上（例えば、０．０３％以上、特に０．０５％以上）とすることが推奨される。なお過剰に添加しても効果が飽和して不経済となる。従ってＣｒ：２．５％以下（好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．２％以下）、Ｃｏ：０．５％以下（好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下）とする。なおＣｒとＣｏは、いずれか一方だけを添加してもよく、両方を添加してもよい。

第２の追加元素であるＮｉについては、１．０％以下（０％を含まない）の範囲で添加してもよい。Ｎｉはボルトの強度向上にあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める効果を有する。この効果はＮｉの含有量が増加するほど増大するが、効果を顕著とするためには、Ｎｉ量は、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上、特に０．１５％以上とすることが推奨される。しかしＮｉが過剰になると、変態終了時間が長くなりすぎ、設備の大型化や生産性の低下をきたす。従ってＮｉ量は、１．０％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。

第３の追加元素であるＣｕは、１．０％以下（０％を含まない）の範囲で添加してもよい。Ｃｕは析出硬化作用によってボルトの高強度化に寄与する元素である。この効果はＣｕの含有量が増加するほど増大するが、効果を顕著とするためには、Ｃｕ量は、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上、特に０．２％以上とすることが推奨される。しかしＣｕが過剰になると、粒界脆化を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させる原因となる。従ってＣｕ量は、１．０％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。

第４の追加元素であるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗなどは、合計で０．５％以下（０％を含まない）となる範囲で添加してもよい。これらＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗは、微細な炭窒化物を形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。この効果はこれらの元素の合計量が増加するほど増大し、該合計量は、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。しかしこれらの元素の合計量が過剰になると、耐遅れ破壊特性を却って阻害し、靭性も劣化する。従ってこれらの元素の合計量は、０．５％以下、好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１５％以下とする。なおＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗなどは単独で添加してもよく、２種以上を適宜組み合わせて添加してもよい。

第５の追加元素であるＢは、０．００３％以下（０％を含まない）の範囲で添加してもよい。Ｂは焼入性向上のために添加される。この効果はＢの含有量が増加するほど増大するが、効果を顕著とするためには、Ｂ量は、好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とすることが推奨される。しかしＢが過剰になると靭性を阻害する。従ってＢ量は、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下とする。

残部はＦｅ及び不可避不純物であってもよい。

なお本発明で使用するボルト用鋼は、伸線加工、ブルーイング処理等を施してボルトとしたときに所定強度を有することができる程度の引張強度を有していればよく、例えば、１０００Ｎ／ｍｍ²以上、好ましくは１１００Ｎ／ｍｍ²以上、さらに好ましくは１２００Ｎ／ｍｍ²以上、特に１３００Ｎ／ｍｍ²以上程度である。

そして本発明のボルトは、前記ボルト用鋼（線材又は鋼線）を、伸線加工した後、冷間でボルト圧造し、次いで１００〜５００℃の温度域でブルーイング処理することによって得られるものである。このようなボルトは、引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上（好ましくは１４００Ｎ／ｍｍ²以上、さらに好ましくは１５００Ｎ／ｍｍ²以上、特に１６００Ｎ／ｍｍ²以上）の高強度でありながら、耐遅れ破壊特性および耐リラクセーション特性に優れている。

伸線加工を行うのは、圧延のまま或いは鍛造ままでは高強度ボルトに必要な寸法精度が得られず、また最終的に所定の強度を達成することが困難なためである。強伸線加工によって一部のパーライト組織中のセメンタイトが微細に分散され、水素トラップ能力を向上させると共に、伸線方向に沿って組織が並ぶことによって亀裂の進展の抵抗になる。伸線条件は、ボルトとしたときに所定の引張強度が得られる程度の強伸線加工であればよいが、例えば、減面率が３０〜８５％程度（好ましくは５０〜７０％程度）となるような加工を行うことが推奨される。

ブルーイング処理は、Ｓｉによる耐リラクセーション特性を利用する本発明にとっては必須の工程である。すなわちブルーイング処理を行えば、Ｃ、Ｎによる時効硬化が発揮されて塑性変形が防止され、ボルトの強度や耐力比を向上させる点で有用であり、温度１００〜２００℃での熱へたりを起こしにくくなるために、前記Ｓｉ添加の効果（リラクセーションの原因となるフェライトへの固溶強化）と相俟って耐リラクセーション特性を著しく改善するのに有用である。また本発明ではＳｉを増量しているため、高温のブルーイング処理を行っても、該ブルーイング処理時における引張強さや耐力の低下を抑制することができる。従って引張強さや耐力を向上させることが可能であると共に、耐リラクセーション特性を高めることができる。なおブルーイング処理温度が低すぎると、時効硬化が不十分となってボルトの強度向上や耐力比の向上が少なくなり、耐リラクセーション特性の改善が不十分となる。従ってブルーイング処理温度は、１００℃以上、好ましくは２００℃以上、さらに好ましくは３００℃以上とする。一方、ブルーイング処理温度が高すぎると、軟化してボルト強度の低下量が大きくなる。従ってブルーイング処理温度は、５００℃以下、好ましくは４５０℃以下、更に好ましくは４００℃以下とする。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実験例１
下記表１に示す化学成分組成を有する供試鋼（Ａ〜Ｍ）を用い、下記表２に示す線径（８．０〜１１．５ｍｍφ）まで熱間圧延した後、下記表２に示す条件でパテンティング処理（加熱温度：９４０℃、恒温変態：５１０〜６２０℃で４分間）した。なお供試鋼Ｍは、比較の為、焼入れ・焼戻しを行って１００％焼戻しマルテンサイト組織にした。得られた鋼線の組織、脱炭の程度、及び引張強度を調べた。前記組織調査では、下記の方法で初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトまたはパーライト組織を分類し、各組識の面積率を求めた。

［各組識の分類］
鋼線の横断面を埋め込み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ」）によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察した。そして、１０００〜３０００倍で５〜１０視野撮影し、パーライト組織部分を確定した後、画像解析装置（株式会社フォトロン製「ＦＲＭ ＴＯＯＬ−ＫＩＴ」）によって各組識の面積率を求めた。尚、パーライト組織と区別がつきにくい、ベイナイト組織や初析セメンタイト組織については図２（図面代用顕微鏡組織写真）に示す様な組織をベイナイト組織とし、図３（図面代用顕微鏡組織写真）に示す様な組織を初析セメンタイト組織と判断した。これらの組織の傾向として、初析フェライトと初析セメンタイトは、旧オーステナイト結晶粒界に沿って析出し、マルテンサイトは塊状に析出する。

結果を表２に示す。

上記鋼線を下記表３に示す線径（７．０６ｍｍφまたは５．２５ｍｍφ）まで強伸線し（減面率：５５〜６２％）、伸線性を評価すると共に、得られた強伸線材の引張強度、耐遅れ破壊特性を調べた。なお伸線性及び耐遅れ破壊特性の評価は、以下のようにして行った。

［伸線性］
良好：所定の線径まで問題なく伸線でき、伸線後の引張試験においても異常破断が見られない。
不良：伸線中に又は伸線後の引張試験時に、カッピー破断、縦割れ破断などの異常破断が見られる。

［耐遅れ破壊特性］
前記強伸線材から、図１に示すＭ８×Ｐ１．２５［図１（ａ）、線径：７．０６ｍｍφの鋼線から］またはＭ６×Ｐ１．０［図１（ｂ）、線径：５．２５ｍｍφの鋼線から］のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験を行った。遅れ破壊試験は、ボルトを酸中に浸漬後（１５％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応力負荷（負荷応力は引張強さの９０％）し、１００時間後の破断の有無で評価した（○：破断なし、×：破断あり）。

上記のようにして得られた強伸線材を、一部、温度２００〜４００℃でブルーイング処理した。ブルーイング処理したもの及びブルーイング処理しなかったものの両方について、引張強さ、及び０．２％耐力を調べた。またリラクセーション試験をＪＩＳ Ｇ ３５３８に準拠し、図５に示す装置を用いて行った。ただしリラクセーション試験の温度は１５０℃とした。また今回の試験では、試験片を適当な間隔でつかみ、０．２％耐力に対する荷重の８０％に相当する荷重（載荷荷重）Ｗ₁をかけ、前記試験片に設定した評点間距離（ＧＬ；３００ｍｍ）が一定となるように送鐘（荷重調製用おもり）を移動して負荷荷重を低下させていき、１０時間後の荷重Ｗ₂を測定し、下記式に従ってリラクセーション値を算出した。更にブルーイング処理したものについては、上記と同様に、遅れ破壊試験を行った。
リラクセーション値（％）＝［（Ｗ₁−Ｗ₂）／Ｗ₁］×１００
結果を表４及び図４に示す。

焼入れ・焼戻し鋼（マルテンサイト鋼）であるＭは、遅れ破壊特性が不十分であった（表３参照）。

パーライト鋼としたＪ〜Ｌは、耐遅れ破壊特性が改善されている（表３、表４参照）。しかしＳｉ量が０．５５％未満であるため、耐リラクセーション特性に限界があった（表４参照）。

一方、鋼Ａ〜Ｉは、パーライト鋼であるために耐遅れ破壊特性に優れており（表３参照）、ブルーイング処理した後であってもこの優れた耐遅れ破壊特性は維持されている（表４参照）。そしてこの鋼Ａ〜Ｉでは、Ｓｉ量を０．５５％以上としてブルーイング処理を行っているため、耐リラクセーション特性がさらに改善された（図４の白丸および黒丸参照）。なおこの図４から明らかなように、単にＳｉ量を０．５５％以上としても、ブルーイング処理を行わないと、耐リラクセーション特性は改善されず（図４のバツ印参照）、Ｓｉ増量とブルーイング処理を組み合わせることによって耐リラクセーション特性が改善できる。

耐遅れ破壊試験に用いるスタッドボルトの形状を示す概略説明図である。 ベイナイト組織を示す図面代用写真である。 初析セメンタイト組織を示す図面代用写真である。 Ｓｉ量、ブルーイング処理の有無、及びリラクセーション値の関係を示すグラフである。 実施例で使用したリラクセーション試験機の概略図である。

Claims (7)

1. Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５５〜３％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＡｌ：０．３％以下（０％を含まない）を含有し、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が２０％未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を、
   伸線加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで１００〜５００℃の温度域でブルーイング処理することによって得られる引張強度１２００Ｎ／ｍｍ²以上の耐遅れ
   破壊特性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト。
2. 更にＣｒ：２．５％以下（０％を含まない）及びＣｏ：０．５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度ボルト。
3. 更にＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載の高強度ボルト。
4. 更にＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ボルト。
5. 更にＭｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＷから選択された少なくとも１種を、合計で０．５％以下（０％を含まない）となる範囲で含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度ボルト。
6. 更にＢを０．００３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度ボルト。
7. 残部の成分はＦｅ及び不可避的不純物である請求項１〜６のいずれかに記載の高強度ボルト。
   

Images