JP2670937B2 - 高強度ボルトの製造方法 - Google Patents
高強度ボルトの製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度ボルトに関し、よ
り詳細には、特定成分組成を有する高強度ボルトの熱処
理による製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】最近、
自動車の燃費低減を目的とした各部品の軽量化に伴い、
部品の締結用ボルトの分野においても、高強度化の要請
が高まってきている。 【０００３】例えば、自動車用部品を小型化、高強化す
れば、コンロッドボルト、シリンダーヘッドボルトなど
の締結用ボルトも小型化にせざるを得ず、小型のボルト
で締付け力を確保するにはそのボルトの強度を上げるこ
とが必要になる。 【０００４】従来、この種のボルトとしては、ＩＳＯ
（国際標準化機構）規格に基づく強度区分１２.９ボル
トが使用されていた。このボルトの強度規格としては引
張り強さ１２０〜１４０kgf/mm2、０.２％耐力≧０.９
×（引張強さ）の条件を満たすべきことが要求されてい
るが、このような規格条件を満足するボルトを用いてい
た部品に対して前述の小型化に伴う高強度化の要請に応
えるためには、強度区分としてＩＳＯ１４.９の条件、
すなわち引張強さ１４０〜１６０kgf/mm2、０.２％耐力
≧０.９×（引張強さ）を満たす高強度ボルトの出現が
必要とされる。 【０００５】しかしながら、このようなより高強度のボ
ルトについてＩＳＯで規格され、またＪＩＳ規格でも１
４.９クラスが規定されてはいるものの、かゝる条件を
満たし得る高強度ボルト用鋼の開発の点で十分ではな
く、材料面での追従が遅れているのが現状である。 【０００６】すなわち、この種のボルトの材質として従
来使用されていたボルト用鋼は、ＪＩＳ ＳＣＭ４４０
などのクロム・モリブデン鋼であるが、ボルトの高強度
化に当たって最大の課題である耐遅れ破壊性の点に関し
て、従来より引張強さが１２０kgf/mm2を超えると急激
にこの耐遅れ破壊性が劣化することが知られており、そ
のために、引張強さの点でそれなりのレベルが得られて
も、実際に引張強さ１４０〜１６０kgf/mm2で用いるこ
とができなかった。 【０００７】更には、上記耐遅れ破壊性以外でも高強度
ボルトに要求されることがある性質、例えば疲労強度の
点でも、高引張強さと共に兼ね備え得る所望のボルト用
鋼が見い出されていなかった。 【０００８】本発明は、このような状況に鑑みて前述の
小型化に伴う高強度化の要請に応えるべくなされたもの
であって、高強度ボルトとして規格上必要とされる高引
張強さ、特に１４０〜１６０kgf/mm2の強さ並びに０.２
％耐力の点で満足でき、更には付加的に耐遅れ破壊性の
みならず疲労強度などの性質にも優れた高強度ボルトを
熱処理により製造する方法を提供することを目的とする
ものである。 【０００９】 【課題を解決するための手段】従来より確認されている
ように、ボルト用に供される高強度クロム・モリブデン
鋼での遅れ破壊は、旧オ−ステナイト粒界を起点として
発生する。 【００１０】そこで、本発明者等は、この遅れ破壊の発
生機構に及ぼす金属組織、合金元素及び不純物元素の影
響を明らかにすべく種々実験、研究を重ねた結果以下に
示すような知見を得るに至った。すなわち、その要点は
次の（１）〜（３）のとうりである。 【００１１】（１）焼もどし温度はできるだけ高いこと
が好ましい。焼もどしの第３段階、すなわちセメンタイ
トが析出する領域では粒界に析出したセメンタイトが粒
界を脆化させるため、特に１４０〜１６０kgf/mm2の高
い引張強さを得るにはこの領域を避け、これより高温の
焼もどしを施すことが好ましい。 （２）Ｐ、Ｓ等の不純物は、焼入れ時のオ−ステナイト
化中にオ−ステナイト粒界に偏析し、これを脆化させる
ので、それらの含有量を可能な限り低く抑制するのが好
ましい。 （３）熱処理時の粒界酸化は著しく粒界強度を低下さ
せ、耐遅れ破壊性をも劣化させる。したがって、粒界酸
化させ易い元素Ｍn、Ｓiなどは極力低減させることが好
ましい。 【００１２】これらのうち、特に上記(３)については、
従来より耐遅れ破壊性と粒界酸化との関係について言及
された例はなく本発明者によってはじめて見い出された
独創的な知見である。 【００１３】また、引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満
足させるには、熱処理条件、特に焼もどし温度領域を詳
細に管理する必要があることも見い出した。 【００１４】本発明者等は、以上の諸知見に基づき、高
強度ボルト用鋼として有すべき化学成分並びに熱処理条
件を更に詳細に具現化するために検討を重ねた結果、こ
こに特定の化成分を有する高強度ボルトの熱処理による
製造方法の発明をなしたものである。 【００１５】すなわち、本発明の要旨とするところは、
Ｃ:０.３０〜０.５０％、Ｓi:０.１５％以下、Ｍn:０.
４０％以下、Ｃr:０.３０〜１.５０％、Ｍo:０.１０〜
０.７０％及びＶ:０.１５〜０.４０％を含み、更にＮb:
０.０５〜０.１５％、Ｔi:０.０５〜０.１５％及びＺr:
０.０５〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含み、
残部がＦe及び不可避的不純物Ｐ:０.０１５％以下、Ｓ:
０.０１０％以下よりなる鋼を、９４０±１０℃から焼
入れ後、５７５±２５℃の焼きもどし温度で焼きもどし
を行うことを特徴とする高強度ボルトの製造方法であ
る。 【００１６】以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説
明する。 【作用】 【００１７】従来のクロム・モリブデン鋼などでは前述
の高強度化の要請に応えることができないため、本発明
は以下の成分を特定の範囲に限定し、更に熱処理条件を
詳細に管理するものであり、次にそれらの限定理由を述
べる。 【００１８】Ｃは引張強さを増すために必要な成分であ
り、１４０〜１６０kgf／mm2の引張強さを確保するうえ
で下限を０.３０％とする。しかし、０.５０を超えると
靭延性を劣化させると共に耐遅れ破壊性も劣化するの
で、上限を０.５０％とする。なお、他成分との関係で
特に耐遅れ破壊性を更によくするためには、Ｃ含有量を
０.４０〜０.５０％の範囲に保つのが好ましい。 【００１９】Ｓiは前述のとうり粒界酸化を助長し、こ
れを起点として遅れ破壊をもたらすので、極力低減させ
る必要があるが、脱酸元素であるので上限のみを０.１
５％とする。なお、粒界酸化をより効果的に防止して耐
遅れ破壊性を劣化させないために０.１０％以下にする
のが好ましい。ＭnはＳiとともに粒界酸化を助長する元
素であるので極力少ない方がよいが、焼入れ性をよくす
るので上限のみを０.４０％とする。 【００２０】Ｐはオ−ステナイト化時にオ−ステナイト
粒界に偏析し、粒界を脆化するので、精錬技術上可能な
限り低減すべきであり、０.０１５％以下とし、０.０１
０％如何にするのが好ましい。 【００２１】ＳはＰと同様に、粒界に偏析するとともに
ＭnＳとしても存在し、耐遅れ破壊性を劣化させるの
で、これも精錬技術状可能な限り低減すべきであり、
０.０１０％以下とし、０.００５％以下にするのが好ま
しい。 【００２２】Ｃrは、焼入れ性を確保するのに必要であ
り、またセメントタイトが旧オ−ステナイト粒界に析出
する領域（本系では約５００℃）を超えた焼もどし温度
を確保するために、最低０.３０％を必要とする。しか
し、Ｃr量が増加すると高温焼もどし領域での硬さが低
下し、１４０kgf／mm2以上の引張強さが安定して得られ
なくなり、またＳi、Ｍｎと同様、粒界酸化を助長する
ので、上限を１.５０％とする。なぉ、引張強さを安定
して確保するとともに耐遅れ破壊性の劣化を防止し、焼
入れ性や高焼もどし温度の確保などをより効果的たらし
めるためには０.９０〜１.１０％の範囲で添加するのが
好ましい。 【００２３】Ｍoは、他元素とのバランスによるが、５
００℃以上の焼もどし温度で１４０〜１６０kgf／mm2の
引張強さを得るのに最低０.１０％を必要とする。しか
し、０.７０％以上の量を添加してもその効果が飽和
し、またＭoは高価な元素でもあるので、０．７０％を
上限とする。なお、高焼もどし温度で高い引張強さを確
実に得るために０.４５〜０.６５％の範囲で添加するの
が好ましい。 【００２４】Ｖは、炭化物を形成し、結晶粒の微細化に
効果があり、その結果、耐力を上昇させ靭延性を向上さ
せることができ、またＭoと同様、高温焼もどし時に炭
化物として析出し、２次硬化を示して軟化抵抗を増大さ
せることができる。そのためには０.１５％以上、好ま
しくは０.２５％以上添加する必要がある。しかし、必
要以上に添加してもこれらの効果は飽和し、むしろ、イ
ンゴット鋳造時或いは鋳片製造時に粗大炭化物（一次炭
化物）を形成して靭性を劣化させるので、上限を０.４
０％とし、好ましくは０.３５％以下にする。 【００２５】Ｎb、Ｔi及びＺrは、いずれも結晶粒微細
化元素であってＶと同様の効果を示すが、Ｖを必須添加
するので、必要に応じて１種又は２種以上を添加するこ
とができる。添加する場合には各元素とも０.０５％以
上０.１５％以下とする。０.０５％未満では上記効果が
得られず、０.１５％を超えて添加してもＶが必須添加
されているので効果が飽和するためである。 【００２６】一方、これらの特定成分組成を有する鋼の
熱処理条件については、広い範囲の熱処理温度、例えば
焼入れ温度が９００〜９８０℃、焼もどし温度が５００
〜６５０℃で焼入れ・焼もどしの熱処理を行っても、Ｉ
ＳＯ強度区分１４.９の規格を満足し得るが、本発明に
係る化学成分のうち、上記の好ましい範囲に限定した鋼
に対し、更に熱処理条件を限定すると、特に耐遅れ破壊
性の向上が顕著であることが判明した。したがって、優
れた引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満足させるべく、
焼入れ温度を９４０±１０℃、焼もどし温度を５７５±
２５℃の範囲に厳格に管理するものである。 【００２７】以下に本発明の実施例を示す。 【００２８】 【実施例１】 【表１】に示す化学成分を有する鋼をいずれも８.０mmφの線材
に圧延し、９４０℃から焼入れ後、５７５℃で焼もどし
を施し（但し、供試材Ｍについてのみ、焼入れ温度８５
０℃、焼もどし温度４５０℃）、Ｍ８ボルトを製造し、
１４０〜１６０kgf／mm2級に調質した。ボルト実体の性
質を調べるとともに一部、素材での性質をも調べた。 【００２９】まず、前記ボルトよりＪＩＳ １４Ａ号試
験片（図３）を加工し、引張試験を行った。その結果を 【表２】に示す。 【００３０】表２よりわかるように、いずれの本発明鋼
もＩＳＯ １４.９の強度規格（引張強さ、０.２％耐
力）を十分に満足しており、特にＮb、Ｔi、Ｚｒの１種
以上を添加してより微細化した本発明鋼は各々これらの
元素を含まない本発明鋼に比べて０.２％耐力が高い。
これに対し、比較鋼（ＡＭＳ ６３０４Ｄ）及び（ＪＩ
ＳＳＣＭ４４０）ともに引張り強さは得られているもの
の、特に後者の比較鋼は０.２％耐力の点で前記規格を
満たしていない。 【００３１】また、ボルト実体について遅れ破壊試験を
行った。試験方法としてはボルト実体を０.２％耐力ま
で締め付けて応力を負荷し、０.１Ｎ、ＨＣlの環境下で
２００時間まで浸漬保持して、２０本のうち破断した本
数の割合（％）を調べた。試験結果を引張強さ１４０〜
１６０kgf／mm2の得られる範囲内で、焼もどし温度で整
理した結果を図１に示す。なお、比較鋼としてＡＭＳ
６３０４Ｄを示した。 【００３２】このボルト実体遅れ破壊試験の結果よりわ
かるように、２０本中、１本も破断が生じなかった焼も
どし温度領域は、比較鋼のＡＭＳ ６３０４Ｄが６００
〜６２５℃であるのに対し、本発明鋼はこれより広く、
特に本発明鋼（３）、(４)は５５０〜６００℃の温度領
域で皆無であった。 【００３３】また、８mmφの素材より曲げ型促進試験片
（図４）を加工し、遅れ破壊試験（曲げ型促進試験）を
行った。試験方法としては、試験片を片持ちで支持し、
ノッチ部に０.１Ｎ、ＨＣlを滴下しながら自由端側に重
りを下げることにより曲げ応力をかけて、遅れ破壊曲線
（曲げ応力vs.破断時間)を作成した。この曲線に基づい
て30時間強度σ30hr（３０時間経過時の応力）と静曲げ
応力σsb(曲げ応力をかけた零時間のときの応力)を求
め、その比σ30hr／σsbを遅れ破壊強度比と定義して、
これをもって対遅れ破壊性を評価した。遅れ破壊強度比
と引張強さとの関係を図２に示す。なお、通常ＩＳＯ
１２.８クラスに用いられるＪＩＳ ＳＣＭ４４０及び比
較的優れた耐遅れ破壊性の得られるＡＭＳ６３０４Ｄに
ついても比較鋼として併わせて示した。 【００３４】その結果、本発明鋼はいずれも比較鋼に比
べて高強度域で優れた耐遅れ破壊性を示し、特に本発明
鋼のうちでも化学成分を好ましい範囲に限定した本発明
鋼（３）、(４）が特に高い遅れ破壊強度比を示してい
る。一方、比較鋼ＪＩＳ ＳＣＭ４４０は１２０〜１４
０kgf／mm2級の底強度域でも遅れ破壊強度比が高強度化
とともに低下しているが、本発明鋼はそのような強度域
でも上記比較鋼と同等以上の効果を示している。 【００３５】 【実施例２】本発明の製造方法における熱処理条件、特
に焼入れ温度の耐遅れ破壊性に及ぼす影響を調べるため
に、実施例１と同様の条件で、但し焼入れ温度を変化さ
せてボルトを製造し、引張試験を行うとともに、一部、
素材について同様に遅れ破壊強度比を調べた。その結果
を 【表３】 に示す。これより、焼入れ温度が９４０±１０℃の範囲
を若干外れ低い温度或いは高い温度であっても、引張強
さの点では１４０kgf／mm2以上を確保できるが、耐遅れ
破壊性が劣化する。 【００３６】 【実施例３】高強度ボルトとして用いるに当たっては、
耐遅れ破壊性のみならず、疲労強度の高いことも重要で
ある。疲労強度を上昇させる手段として、ねじ転造を熱
処理の前後に分割して行い、熱処理後の圧縮残留応力を
高めることが考えられる。熱処理前後の転造の割合とし
ては、熱処理前に５０〜９５％、熱処理後で５０〜５％
が妥当である。 【００３７】この点を確認するため、実施例１の本発明
鋼の一部を用いて得たボルト実体について、 【表４】 に示す条件で転造を行い、疲労試験を行った。試験条件
及び結果は同表に示すとうりである。その結果、本発明
鋼は元来、耐遅れ破壊性が優れているため、耐遅れ破壊
性を劣化させずに疲労強度を高めることが可能である
が、ねじ転造を熱処理前後に分割して行えば、一層疲労
強度の上昇を期待できる。但し、従来用いられている通
常のボルト用鋼種では、圧縮応力を高め強度を高めるこ
とは耐遅れ破壊性の劣化につながることを別途確認し
た。 【００３８】なお、本発明鋼は１４０〜１６０kgf／mm2
級を対象として開発したものであるが、上記実施例でも
明らかなように、これ以下の強度で用いても当然、従来
鋼と同等以上の性能を有するものである。また、本発明
の高強度ボルトは、常温で使用するのみならず、高温用
ボルトとしても適用可能である。 【００３９】 【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
高強度化の要請に十分応え得る優れた強度を有し、特に
１４０〜１６０kgf／mm2の高引張強さと０.２％耐力の
向上の双方を満足でき、更には耐遅れ破壊性、疲労強度
などの性質でも優れた高強度ボルトを提供することがで
きる。勿論、従来鋼の使用強度レベルでもそれと同等以
上の性能を有するほか、高温用ボルトとしても使用でき
るので、一層の適用範囲の拡大を可能とする等々、その
効果は極めて大きい。
り詳細には、特定成分組成を有する高強度ボルトの熱処
理による製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】最近、
自動車の燃費低減を目的とした各部品の軽量化に伴い、
部品の締結用ボルトの分野においても、高強度化の要請
が高まってきている。 【０００３】例えば、自動車用部品を小型化、高強化す
れば、コンロッドボルト、シリンダーヘッドボルトなど
の締結用ボルトも小型化にせざるを得ず、小型のボルト
で締付け力を確保するにはそのボルトの強度を上げるこ
とが必要になる。 【０００４】従来、この種のボルトとしては、ＩＳＯ
（国際標準化機構）規格に基づく強度区分１２.９ボル
トが使用されていた。このボルトの強度規格としては引
張り強さ１２０〜１４０kgf/mm2、０.２％耐力≧０.９
×（引張強さ）の条件を満たすべきことが要求されてい
るが、このような規格条件を満足するボルトを用いてい
た部品に対して前述の小型化に伴う高強度化の要請に応
えるためには、強度区分としてＩＳＯ１４.９の条件、
すなわち引張強さ１４０〜１６０kgf/mm2、０.２％耐力
≧０.９×（引張強さ）を満たす高強度ボルトの出現が
必要とされる。 【０００５】しかしながら、このようなより高強度のボ
ルトについてＩＳＯで規格され、またＪＩＳ規格でも１
４.９クラスが規定されてはいるものの、かゝる条件を
満たし得る高強度ボルト用鋼の開発の点で十分ではな
く、材料面での追従が遅れているのが現状である。 【０００６】すなわち、この種のボルトの材質として従
来使用されていたボルト用鋼は、ＪＩＳ ＳＣＭ４４０
などのクロム・モリブデン鋼であるが、ボルトの高強度
化に当たって最大の課題である耐遅れ破壊性の点に関し
て、従来より引張強さが１２０kgf/mm2を超えると急激
にこの耐遅れ破壊性が劣化することが知られており、そ
のために、引張強さの点でそれなりのレベルが得られて
も、実際に引張強さ１４０〜１６０kgf/mm2で用いるこ
とができなかった。 【０００７】更には、上記耐遅れ破壊性以外でも高強度
ボルトに要求されることがある性質、例えば疲労強度の
点でも、高引張強さと共に兼ね備え得る所望のボルト用
鋼が見い出されていなかった。 【０００８】本発明は、このような状況に鑑みて前述の
小型化に伴う高強度化の要請に応えるべくなされたもの
であって、高強度ボルトとして規格上必要とされる高引
張強さ、特に１４０〜１６０kgf/mm2の強さ並びに０.２
％耐力の点で満足でき、更には付加的に耐遅れ破壊性の
みならず疲労強度などの性質にも優れた高強度ボルトを
熱処理により製造する方法を提供することを目的とする
ものである。 【０００９】 【課題を解決するための手段】従来より確認されている
ように、ボルト用に供される高強度クロム・モリブデン
鋼での遅れ破壊は、旧オ−ステナイト粒界を起点として
発生する。 【００１０】そこで、本発明者等は、この遅れ破壊の発
生機構に及ぼす金属組織、合金元素及び不純物元素の影
響を明らかにすべく種々実験、研究を重ねた結果以下に
示すような知見を得るに至った。すなわち、その要点は
次の（１）〜（３）のとうりである。 【００１１】（１）焼もどし温度はできるだけ高いこと
が好ましい。焼もどしの第３段階、すなわちセメンタイ
トが析出する領域では粒界に析出したセメンタイトが粒
界を脆化させるため、特に１４０〜１６０kgf/mm2の高
い引張強さを得るにはこの領域を避け、これより高温の
焼もどしを施すことが好ましい。 （２）Ｐ、Ｓ等の不純物は、焼入れ時のオ−ステナイト
化中にオ−ステナイト粒界に偏析し、これを脆化させる
ので、それらの含有量を可能な限り低く抑制するのが好
ましい。 （３）熱処理時の粒界酸化は著しく粒界強度を低下さ
せ、耐遅れ破壊性をも劣化させる。したがって、粒界酸
化させ易い元素Ｍn、Ｓiなどは極力低減させることが好
ましい。 【００１２】これらのうち、特に上記(３)については、
従来より耐遅れ破壊性と粒界酸化との関係について言及
された例はなく本発明者によってはじめて見い出された
独創的な知見である。 【００１３】また、引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満
足させるには、熱処理条件、特に焼もどし温度領域を詳
細に管理する必要があることも見い出した。 【００１４】本発明者等は、以上の諸知見に基づき、高
強度ボルト用鋼として有すべき化学成分並びに熱処理条
件を更に詳細に具現化するために検討を重ねた結果、こ
こに特定の化成分を有する高強度ボルトの熱処理による
製造方法の発明をなしたものである。 【００１５】すなわち、本発明の要旨とするところは、
Ｃ:０.３０〜０.５０％、Ｓi:０.１５％以下、Ｍn:０.
４０％以下、Ｃr:０.３０〜１.５０％、Ｍo:０.１０〜
０.７０％及びＶ:０.１５〜０.４０％を含み、更にＮb:
０.０５〜０.１５％、Ｔi:０.０５〜０.１５％及びＺr:
０.０５〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含み、
残部がＦe及び不可避的不純物Ｐ:０.０１５％以下、Ｓ:
０.０１０％以下よりなる鋼を、９４０±１０℃から焼
入れ後、５７５±２５℃の焼きもどし温度で焼きもどし
を行うことを特徴とする高強度ボルトの製造方法であ
る。 【００１６】以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説
明する。 【作用】 【００１７】従来のクロム・モリブデン鋼などでは前述
の高強度化の要請に応えることができないため、本発明
は以下の成分を特定の範囲に限定し、更に熱処理条件を
詳細に管理するものであり、次にそれらの限定理由を述
べる。 【００１８】Ｃは引張強さを増すために必要な成分であ
り、１４０〜１６０kgf／mm2の引張強さを確保するうえ
で下限を０.３０％とする。しかし、０.５０を超えると
靭延性を劣化させると共に耐遅れ破壊性も劣化するの
で、上限を０.５０％とする。なお、他成分との関係で
特に耐遅れ破壊性を更によくするためには、Ｃ含有量を
０.４０〜０.５０％の範囲に保つのが好ましい。 【００１９】Ｓiは前述のとうり粒界酸化を助長し、こ
れを起点として遅れ破壊をもたらすので、極力低減させ
る必要があるが、脱酸元素であるので上限のみを０.１
５％とする。なお、粒界酸化をより効果的に防止して耐
遅れ破壊性を劣化させないために０.１０％以下にする
のが好ましい。ＭnはＳiとともに粒界酸化を助長する元
素であるので極力少ない方がよいが、焼入れ性をよくす
るので上限のみを０.４０％とする。 【００２０】Ｐはオ−ステナイト化時にオ−ステナイト
粒界に偏析し、粒界を脆化するので、精錬技術上可能な
限り低減すべきであり、０.０１５％以下とし、０.０１
０％如何にするのが好ましい。 【００２１】ＳはＰと同様に、粒界に偏析するとともに
ＭnＳとしても存在し、耐遅れ破壊性を劣化させるの
で、これも精錬技術状可能な限り低減すべきであり、
０.０１０％以下とし、０.００５％以下にするのが好ま
しい。 【００２２】Ｃrは、焼入れ性を確保するのに必要であ
り、またセメントタイトが旧オ−ステナイト粒界に析出
する領域（本系では約５００℃）を超えた焼もどし温度
を確保するために、最低０.３０％を必要とする。しか
し、Ｃr量が増加すると高温焼もどし領域での硬さが低
下し、１４０kgf／mm2以上の引張強さが安定して得られ
なくなり、またＳi、Ｍｎと同様、粒界酸化を助長する
ので、上限を１.５０％とする。なぉ、引張強さを安定
して確保するとともに耐遅れ破壊性の劣化を防止し、焼
入れ性や高焼もどし温度の確保などをより効果的たらし
めるためには０.９０〜１.１０％の範囲で添加するのが
好ましい。 【００２３】Ｍoは、他元素とのバランスによるが、５
００℃以上の焼もどし温度で１４０〜１６０kgf／mm2の
引張強さを得るのに最低０.１０％を必要とする。しか
し、０.７０％以上の量を添加してもその効果が飽和
し、またＭoは高価な元素でもあるので、０．７０％を
上限とする。なお、高焼もどし温度で高い引張強さを確
実に得るために０.４５〜０.６５％の範囲で添加するの
が好ましい。 【００２４】Ｖは、炭化物を形成し、結晶粒の微細化に
効果があり、その結果、耐力を上昇させ靭延性を向上さ
せることができ、またＭoと同様、高温焼もどし時に炭
化物として析出し、２次硬化を示して軟化抵抗を増大さ
せることができる。そのためには０.１５％以上、好ま
しくは０.２５％以上添加する必要がある。しかし、必
要以上に添加してもこれらの効果は飽和し、むしろ、イ
ンゴット鋳造時或いは鋳片製造時に粗大炭化物（一次炭
化物）を形成して靭性を劣化させるので、上限を０.４
０％とし、好ましくは０.３５％以下にする。 【００２５】Ｎb、Ｔi及びＺrは、いずれも結晶粒微細
化元素であってＶと同様の効果を示すが、Ｖを必須添加
するので、必要に応じて１種又は２種以上を添加するこ
とができる。添加する場合には各元素とも０.０５％以
上０.１５％以下とする。０.０５％未満では上記効果が
得られず、０.１５％を超えて添加してもＶが必須添加
されているので効果が飽和するためである。 【００２６】一方、これらの特定成分組成を有する鋼の
熱処理条件については、広い範囲の熱処理温度、例えば
焼入れ温度が９００〜９８０℃、焼もどし温度が５００
〜６５０℃で焼入れ・焼もどしの熱処理を行っても、Ｉ
ＳＯ強度区分１４.９の規格を満足し得るが、本発明に
係る化学成分のうち、上記の好ましい範囲に限定した鋼
に対し、更に熱処理条件を限定すると、特に耐遅れ破壊
性の向上が顕著であることが判明した。したがって、優
れた引張強さと耐遅れ破壊性の双方を満足させるべく、
焼入れ温度を９４０±１０℃、焼もどし温度を５７５±
２５℃の範囲に厳格に管理するものである。 【００２７】以下に本発明の実施例を示す。 【００２８】 【実施例１】 【表１】に示す化学成分を有する鋼をいずれも８.０mmφの線材
に圧延し、９４０℃から焼入れ後、５７５℃で焼もどし
を施し（但し、供試材Ｍについてのみ、焼入れ温度８５
０℃、焼もどし温度４５０℃）、Ｍ８ボルトを製造し、
１４０〜１６０kgf／mm2級に調質した。ボルト実体の性
質を調べるとともに一部、素材での性質をも調べた。 【００２９】まず、前記ボルトよりＪＩＳ １４Ａ号試
験片（図３）を加工し、引張試験を行った。その結果を 【表２】に示す。 【００３０】表２よりわかるように、いずれの本発明鋼
もＩＳＯ １４.９の強度規格（引張強さ、０.２％耐
力）を十分に満足しており、特にＮb、Ｔi、Ｚｒの１種
以上を添加してより微細化した本発明鋼は各々これらの
元素を含まない本発明鋼に比べて０.２％耐力が高い。
これに対し、比較鋼（ＡＭＳ ６３０４Ｄ）及び（ＪＩ
ＳＳＣＭ４４０）ともに引張り強さは得られているもの
の、特に後者の比較鋼は０.２％耐力の点で前記規格を
満たしていない。 【００３１】また、ボルト実体について遅れ破壊試験を
行った。試験方法としてはボルト実体を０.２％耐力ま
で締め付けて応力を負荷し、０.１Ｎ、ＨＣlの環境下で
２００時間まで浸漬保持して、２０本のうち破断した本
数の割合（％）を調べた。試験結果を引張強さ１４０〜
１６０kgf／mm2の得られる範囲内で、焼もどし温度で整
理した結果を図１に示す。なお、比較鋼としてＡＭＳ
６３０４Ｄを示した。 【００３２】このボルト実体遅れ破壊試験の結果よりわ
かるように、２０本中、１本も破断が生じなかった焼も
どし温度領域は、比較鋼のＡＭＳ ６３０４Ｄが６００
〜６２５℃であるのに対し、本発明鋼はこれより広く、
特に本発明鋼（３）、(４)は５５０〜６００℃の温度領
域で皆無であった。 【００３３】また、８mmφの素材より曲げ型促進試験片
（図４）を加工し、遅れ破壊試験（曲げ型促進試験）を
行った。試験方法としては、試験片を片持ちで支持し、
ノッチ部に０.１Ｎ、ＨＣlを滴下しながら自由端側に重
りを下げることにより曲げ応力をかけて、遅れ破壊曲線
（曲げ応力vs.破断時間)を作成した。この曲線に基づい
て30時間強度σ30hr（３０時間経過時の応力）と静曲げ
応力σsb(曲げ応力をかけた零時間のときの応力)を求
め、その比σ30hr／σsbを遅れ破壊強度比と定義して、
これをもって対遅れ破壊性を評価した。遅れ破壊強度比
と引張強さとの関係を図２に示す。なお、通常ＩＳＯ
１２.８クラスに用いられるＪＩＳ ＳＣＭ４４０及び比
較的優れた耐遅れ破壊性の得られるＡＭＳ６３０４Ｄに
ついても比較鋼として併わせて示した。 【００３４】その結果、本発明鋼はいずれも比較鋼に比
べて高強度域で優れた耐遅れ破壊性を示し、特に本発明
鋼のうちでも化学成分を好ましい範囲に限定した本発明
鋼（３）、(４）が特に高い遅れ破壊強度比を示してい
る。一方、比較鋼ＪＩＳ ＳＣＭ４４０は１２０〜１４
０kgf／mm2級の底強度域でも遅れ破壊強度比が高強度化
とともに低下しているが、本発明鋼はそのような強度域
でも上記比較鋼と同等以上の効果を示している。 【００３５】 【実施例２】本発明の製造方法における熱処理条件、特
に焼入れ温度の耐遅れ破壊性に及ぼす影響を調べるため
に、実施例１と同様の条件で、但し焼入れ温度を変化さ
せてボルトを製造し、引張試験を行うとともに、一部、
素材について同様に遅れ破壊強度比を調べた。その結果
を 【表３】 に示す。これより、焼入れ温度が９４０±１０℃の範囲
を若干外れ低い温度或いは高い温度であっても、引張強
さの点では１４０kgf／mm2以上を確保できるが、耐遅れ
破壊性が劣化する。 【００３６】 【実施例３】高強度ボルトとして用いるに当たっては、
耐遅れ破壊性のみならず、疲労強度の高いことも重要で
ある。疲労強度を上昇させる手段として、ねじ転造を熱
処理の前後に分割して行い、熱処理後の圧縮残留応力を
高めることが考えられる。熱処理前後の転造の割合とし
ては、熱処理前に５０〜９５％、熱処理後で５０〜５％
が妥当である。 【００３７】この点を確認するため、実施例１の本発明
鋼の一部を用いて得たボルト実体について、 【表４】 に示す条件で転造を行い、疲労試験を行った。試験条件
及び結果は同表に示すとうりである。その結果、本発明
鋼は元来、耐遅れ破壊性が優れているため、耐遅れ破壊
性を劣化させずに疲労強度を高めることが可能である
が、ねじ転造を熱処理前後に分割して行えば、一層疲労
強度の上昇を期待できる。但し、従来用いられている通
常のボルト用鋼種では、圧縮応力を高め強度を高めるこ
とは耐遅れ破壊性の劣化につながることを別途確認し
た。 【００３８】なお、本発明鋼は１４０〜１６０kgf／mm2
級を対象として開発したものであるが、上記実施例でも
明らかなように、これ以下の強度で用いても当然、従来
鋼と同等以上の性能を有するものである。また、本発明
の高強度ボルトは、常温で使用するのみならず、高温用
ボルトとしても適用可能である。 【００３９】 【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
高強度化の要請に十分応え得る優れた強度を有し、特に
１４０〜１６０kgf／mm2の高引張強さと０.２％耐力の
向上の双方を満足でき、更には耐遅れ破壊性、疲労強度
などの性質でも優れた高強度ボルトを提供することがで
きる。勿論、従来鋼の使用強度レベルでもそれと同等以
上の性能を有するほか、高温用ボルトとしても使用でき
るので、一層の適用範囲の拡大を可能とする等々、その
効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】ボルト実体遅れ破壊試験の結果を示す図であっ
て、破断試験片の割合と焼もどし温度との関係を示して
いる。 【図２】遅れ破壊強度比と引張強さとの関係を示す図で
ある。 【図３】試験片の形状、寸法（mm)を示す図である。 【図４】試験片の形状、寸法（mm)を示す図である。
て、破断試験片の割合と焼もどし温度との関係を示して
いる。 【図２】遅れ破壊強度比と引張強さとの関係を示す図で
ある。 【図３】試験片の形状、寸法（mm)を示す図である。 【図４】試験片の形状、寸法（mm)を示す図である。
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フロントページの続き
(72)発明者 並木邦夫
愛知県名古屋市守山区牛牧字牛牧７−１
西城住宅２−310
(56)参考文献 特開 昭58−117856（ＪＰ，Ａ)
日本金属学会会報 第21巻第６号「高
強度鋼の遅れ破壊と金属組織」第441〜
448頁 昭和57年６月発行
ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＴＲＡ
ＮＳＡＣＴＩＯＮＳ Ａ ＶＯＬＯＭＥ
９Ａ「ＩＮＴＥＲＧＲＡＮＵＬＡＲ
ＦＲＡＣＴＵＲＥ ＩＮ 4340〜ＴＹＰ
Ｅ ＳＴＥＥＬＳ：ＥＦＦＥＣＴＳ Ｏ
Ｆ ＩＭＰＵＲＩＴＩＥＳ ＡＮＤ Ｈ
ＹＤＲＯＧＥＮ」第237〜247頁 昭和53
年２月発行
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．重量％で(以下同じ)、Ｃ:０.３０〜０.５０％、Ｓ
i:０.１５％以下、Ｍn:０.４０％以下、Ｃr:０.３０〜
１.５０％、Ｍo:０.１０〜０.７０％及びＶ:０.１５〜
０.４０％を含み、残部がＦe及び不可避的不純物Ｐ:０.
０１５％以下、Ｓ:０.０１０％以下よりなる鋼を、９４
０±１０℃から焼入れ後、５７５±２５℃の焼きもどし
温度で焼きもどしを行うことを特徴とする高強度ボルト
の製造方法。 ２．Ｃ:０.３０〜０.５０％、Ｓi:０.１５％以下、Ｍn:
０.４０％以下、Ｃr:０.３０〜１.５０％、Ｍo:０.１０
〜０.７０％及びＶ:０.１５〜０.４０％を含み、更にＮ
b:０.０５〜０.１５％、Ｔi:０.０５〜０.１５％及びＺ
r:０.０５〜０.１５％のうちの１種又は２種以上を含
み、残部がＦe及び不可避的不純物Ｐ:０.０１５％以
下、Ｓ:０.０１０％以下よりなる鋼を、９４０±１０℃
から焼入れ後、５７５±２５℃の焼きもどし温度で焼き
もどしを行うことを特徴とする高強度ボルトの製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4140947A JP2670937B2 (ja) | 1984-11-29 | 1992-05-06 | 高強度ボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59250540A JPS61130456A (ja) | 1984-11-29 | 1984-11-29 | 高強度ボルト及びその製造方法 |
| JP4140947A JP2670937B2 (ja) | 1984-11-29 | 1992-05-06 | 高強度ボルトの製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59250540A Division JPS61130456A (ja) | 1984-11-29 | 1984-11-29 | 高強度ボルト及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06158170A JPH06158170A (ja) | 1994-06-07 |
| JP2670937B2 true JP2670937B2 (ja) | 1997-10-29 |
Family
ID=26473307
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4140947A Expired - Fee Related JP2670937B2 (ja) | 1984-11-29 | 1992-05-06 | 高強度ボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2670937B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2004074529A1 (ja) | 2003-02-20 | 2006-06-01 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5884960A (ja) * | 1981-11-13 | 1983-05-21 | Kawasaki Steel Corp | 耐遅れ破壊性にすぐれた高張力鋼 |
| JPS58117856A (ja) * | 1982-01-06 | 1983-07-13 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト用鋼 |
| JPS596358A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-13 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ボルト |
-
1992
- 1992-05-06 JP JP4140947A patent/JP2670937B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮＳ Ａ ＶＯＬＯＭＥ ９Ａ「ＩＮＴＥＲＧＲＡＮＵＬＡＲ ＦＲＡＣＴＵＲＥ ＩＮ ４３４０〜ＴＹＰＥ ＳＴＥＥＬＳ：ＥＦＦＥＣＴＳ ＯＦ ＩＭＰＵＲＩＴＩＥＳ ＡＮＤ ＨＹＤＲＯＧＥＮ」第２３７〜２４７頁 昭和５３年２月発行 |
| 日本金属学会会報 第２１巻第６号「高強度鋼の遅れ破壊と金属組織」第４４１〜４４８頁 昭和５７年６月発行 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06158170A (ja) | 1994-06-07 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |