JP2795800B2 - 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は１２５kgf/mm2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの
製造方法に関するものである。
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高強度ボルトは機械、自動車、橋、建物
に数多く使用されている他、自動車部品等数多く使用さ
れている。しかし、どの品種についても引張強度が１２
５kgf/mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高まることが
よく知られており、実際に使用されているボルトの強度
は１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが現状であ
る。しかしながら近年構造物の大型化に伴い、継ぎ手効
率の向上、軽量化の目的からボルトの高強度化に対する
要求は高く、また燃費向上を要望されている自動車にお
いても軽量化を達成するためにボルトの高強度化が強く
要望されている。
に数多く使用されている他、自動車部品等数多く使用さ
れている。しかし、どの品種についても引張強度が１２
５kgf/mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高まることが
よく知られており、実際に使用されているボルトの強度
は１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが現状であ
る。しかしながら近年構造物の大型化に伴い、継ぎ手効
率の向上、軽量化の目的からボルトの高強度化に対する
要求は高く、また燃費向上を要望されている自動車にお
いても軽量化を達成するためにボルトの高強度化が強く
要望されている。
【０００３】高強度部材の遅れ破壊においては鋼中の水
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動し得
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動し得
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
【０００４】そこで本発明者らは、耐遅れ破壊特性に及
ぼす合金元素および焼戻し温度の影響を調べたところ、
機械構造用鋼に比べて、Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの増加、
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの添加および４００℃以上の焼戻しが有
効であることを見いだし、特願平４−１２７８０１号に
おいて、鋼の化学成分の調整、焼戻し温度の調整により
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有しかつ遅れ破壊に至
らない限界の拡散性水素量（以下、限界拡散性水素と呼
ぶ）が増加できる機械構造用鋼と機械部品への成形方法
を提案した。
ぼす合金元素および焼戻し温度の影響を調べたところ、
機械構造用鋼に比べて、Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの増加、
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの添加および４００℃以上の焼戻しが有
効であることを見いだし、特願平４−１２７８０１号に
おいて、鋼の化学成分の調整、焼戻し温度の調整により
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有しかつ遅れ破壊に至
らない限界の拡散性水素量（以下、限界拡散性水素と呼
ぶ）が増加できる機械構造用鋼と機械部品への成形方法
を提案した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特願平４−１
２７８０１号記載のボルト製造法は、球状化焼鈍後の冷
間鍛造によるボルト成形とその後の焼入れ・焼戻しを行
っており、２度にわたる熱処理を行っている。球状化焼
鈍は、鋼材を軟化させ冷間鍛造時の金型の早期破損を防
ぐために行われる工程であるが、７００〜８００℃にお
いて１０時間以上の加熱および保持を必要とするため、
エネルギーコストは膨大である。加工コスト低減に対す
る要望が高い昨今、この球状化焼鈍省略は強く求められ
ている。また特願平４−１２７８０１号記載のボルト製
造法は、ボルトの鍛造成形後に焼入れ・焼戻しを行って
いるため、耐遅れ破壊特性向上に有効なメタルフローが
消滅している。
２７８０１号記載のボルト製造法は、球状化焼鈍後の冷
間鍛造によるボルト成形とその後の焼入れ・焼戻しを行
っており、２度にわたる熱処理を行っている。球状化焼
鈍は、鋼材を軟化させ冷間鍛造時の金型の早期破損を防
ぐために行われる工程であるが、７００〜８００℃にお
いて１０時間以上の加熱および保持を必要とするため、
エネルギーコストは膨大である。加工コスト低減に対す
る要望が高い昨今、この球状化焼鈍省略は強く求められ
ている。また特願平４−１２７８０１号記載のボルト製
造法は、ボルトの鍛造成形後に焼入れ・焼戻しを行って
いるため、耐遅れ破壊特性向上に有効なメタルフローが
消滅している。
【０００６】そこで、球状化焼鈍を省略しかつ耐遅れ破
壊特性を向上させるためにメタルフローを残した成形法
として、鋼材を焼入れ・焼戻し時の加熱直後に鍛造成形
することが考えられる。これに対し、関口らは塑性と加
工 Vol．２４ No．２７１（１９８３）において同様の
成形方法として焼戻し温間鍛造を提案している。しかし
塑性と加工 Vol．２４ No．２７１（１９８３）記載の
手法は、鍛造後の靭性向上を目指したものであり、メタ
ルフローの残留による耐遅れ破壊特性向上に関しては言
及されていない。また単に焼戻し時の加熱直後に温間鍛
造成形するだけでは、形状不良を招く可能性がある。
壊特性を向上させるためにメタルフローを残した成形法
として、鋼材を焼入れ・焼戻し時の加熱直後に鍛造成形
することが考えられる。これに対し、関口らは塑性と加
工 Vol．２４ No．２７１（１９８３）において同様の
成形方法として焼戻し温間鍛造を提案している。しかし
塑性と加工 Vol．２４ No．２７１（１９８３）記載の
手法は、鍛造後の靭性向上を目指したものであり、メタ
ルフローの残留による耐遅れ破壊特性向上に関しては言
及されていない。また単に焼戻し時の加熱直後に温間鍛
造成形するだけでは、形状不良を招く可能性がある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は以上の知見およ
び課題に鑑みなされたものであり、鋼の化学成分の調
整、鍛造方法、焼戻し温度の調整との組み合わせによっ
て耐遅れ破壊特性の優れた１２５kgf/mm2 以上の引張強
度を有し、かつ高い金型寿命で製造可能な高強度ボルト
の製造方法である。
び課題に鑑みなされたものであり、鋼の化学成分の調
整、鍛造方法、焼戻し温度の調整との組み合わせによっ
て耐遅れ破壊特性の優れた１２５kgf/mm2 以上の引張強
度を有し、かつ高い金型寿命で製造可能な高強度ボルト
の製造方法である。
【０００８】即ち本発明の要旨とするところは次の通り
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：
０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１〜
３．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５
〜０．０５％、Ｎ：０．０３％以下を含有し、更に、
Ｖ：０．１０超〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１超〜０．
１０％、Ｎｂ：０．０１超〜０．１０％の一種または二
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる圧延棒鋼または線材を焼入れした後焼戻しする際
に、焼戻し加熱直後に行う鍛造において、鍛造直前の素
材温度を５００℃以上とし、平均２００mm／秒以上の加
工速度で鍛造直前の表面温度が１００℃以下のパンチを
用いて所定のボルト形状に鍛造成形することを特徴とす
る１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特
性の優れた高強度ボルトの製造方法。
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：
０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１〜
３．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５
〜０．０５％、Ｎ：０．０３％以下を含有し、更に、
Ｖ：０．１０超〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１超〜０．
１０％、Ｎｂ：０．０１超〜０．１０％の一種または二
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる圧延棒鋼または線材を焼入れした後焼戻しする際
に、焼戻し加熱直後に行う鍛造において、鍛造直前の素
材温度を５００℃以上とし、平均２００mm／秒以上の加
工速度で鍛造直前の表面温度が１００℃以下のパンチを
用いて所定のボルト形状に鍛造成形することを特徴とす
る１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特
性の優れた高強度ボルトの製造方法。
【０００９】（２）上記（１）記載の組成からなる圧延
棒鋼または線材を焼入れした後焼戻しする際に、焼戻し
加熱直後に行う鍛造において素材温度が５００℃以上と
なるように焼戻し加熱を行い、その後の鍛造において鍛
造直前の鋼材表面が２００℃以下となるように潤滑液等
を吹き付け抜熱し、平均２００mm／秒以上の加工速度で
所定のボルト形状に鍛造成形することを特徴とする１２
５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルトの製造方法。
棒鋼または線材を焼入れした後焼戻しする際に、焼戻し
加熱直後に行う鍛造において素材温度が５００℃以上と
なるように焼戻し加熱を行い、その後の鍛造において鍛
造直前の鋼材表面が２００℃以下となるように潤滑液等
を吹き付け抜熱し、平均２００mm／秒以上の加工速度で
所定のボルト形状に鍛造成形することを特徴とする１２
５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルトの製造方法。
【００１０】本発明で用いられる鋼の合金成分は次の理
由で決定した。Ｃは、焼入れ・焼戻しにより高強度を得
るためには０．１５％以上必要であるが、多すぎると靭
性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元
素であるために０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸
および強度を高めるのに０．５％以上必要であるが、素
材強度が増加して鍛造性を損なう元素であるために、
２．０％以下とした。
由で決定した。Ｃは、焼入れ・焼戻しにより高強度を得
るためには０．１５％以上必要であるが、多すぎると靭
性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元
素であるために０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸
および強度を高めるのに０．５％以上必要であるが、素
材強度が増加して鍛造性を損なう元素であるために、
２．０％以下とした。
【００１１】Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性の確保に
０．１％以上必要であるが、オーステナイト域加熱時に
粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性
を劣化させる元素であるために０．６％以下とした。Ｐ
は焼入れ性元素としては有効であるが、凝固時にミクロ
偏析し、更にオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し粒
界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元
素であるために０．０１５％以下とした。Ｓは不可避的
不純物であるが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析
し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させ
る元素であるために０．０２％以下とした。
０．１％以上必要であるが、オーステナイト域加熱時に
粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性
を劣化させる元素であるために０．６％以下とした。Ｐ
は焼入れ性元素としては有効であるが、凝固時にミクロ
偏析し、更にオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し粒
界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元
素であるために０．０１５％以下とした。Ｓは不可避的
不純物であるが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析
し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させ
る元素であるために０．０２％以下とした。
【００１２】Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには０．１
％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化を招く元素
であるために３．０％以下とした。Ｍｏは鋼の焼入れ性
を得るために必要であるとともに焼戻し軟化抵抗を有し
４００℃以上の焼戻し温度で安定して１２５kgf/mm2 以
上の引張荷重を得るのに有効な元素であるが、多すぎる
とその効果は飽和しコストの上昇を招くために２．０％
以下とした。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために
０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化
を招くために０．０５％以下とした。
％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化を招く元素
であるために３．０％以下とした。Ｍｏは鋼の焼入れ性
を得るために必要であるとともに焼戻し軟化抵抗を有し
４００℃以上の焼戻し温度で安定して１２５kgf/mm2 以
上の引張荷重を得るのに有効な元素であるが、多すぎる
とその効果は飽和しコストの上昇を招くために２．０％
以下とした。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために
０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化
を招くために０．０５％以下とした。
【００１３】Ｎはオーステナイト加熱時に粒界に偏析し
粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる
元素であるため０．０３％以下とした。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ
は、結晶粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富
み鋼中での水素の拡散、集積を抑制することにより耐遅
れ破壊特性向上に有効な元素であるため、それぞれＶ：
０．１０％超、Ｔｉ：０．０１％超、Ｎｂ：０．０１％
超必要である。ただし多すぎるとその効果は飽和しむし
ろ靭性を劣化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．
５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下と
した。
粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる
元素であるため０．０３％以下とした。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ
は、結晶粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富
み鋼中での水素の拡散、集積を抑制することにより耐遅
れ破壊特性向上に有効な元素であるため、それぞれＶ：
０．１０％超、Ｔｉ：０．０１％超、Ｎｂ：０．０１％
超必要である。ただし多すぎるとその効果は飽和しむし
ろ靭性を劣化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．
５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下と
した。
【００１４】一方、本成分を有する圧延材を焼入れした
後焼戻しする際に、焼戻し加熱直後に行う鍛造におい
て、鍛造直前の素材温度を５００℃以上としている。こ
れは、特願平４−１２７８０１号に記載されているよう
に、本発明者らは耐遅れ破壊特性に及ぼす合金元素およ
び焼戻し温度の影響を調べたところ、機械構造用鋼に比
べてＳｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの増加および４００℃
以上での焼戻しが有効であること、また焼戻し加熱直後
の鍛造において、これより低い温度では金型寿命が著し
く低下し、経済的に実用に供さないからである。鍛造時
の加工速度を平均２００mm／秒以上とするのは、これよ
り加工速度が遅くなると鍛造中に鋼材温度が低下し、金
型寿命が低下するからである。
後焼戻しする際に、焼戻し加熱直後に行う鍛造におい
て、鍛造直前の素材温度を５００℃以上としている。こ
れは、特願平４−１２７８０１号に記載されているよう
に、本発明者らは耐遅れ破壊特性に及ぼす合金元素およ
び焼戻し温度の影響を調べたところ、機械構造用鋼に比
べてＳｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの増加および４００℃
以上での焼戻しが有効であること、また焼戻し加熱直後
の鍛造において、これより低い温度では金型寿命が著し
く低下し、経済的に実用に供さないからである。鍛造時
の加工速度を平均２００mm／秒以上とするのは、これよ
り加工速度が遅くなると鍛造中に鋼材温度が低下し、金
型寿命が低下するからである。
【００１５】パンチ温度を制御するのは、パンチ下部に
おいて鋼材の加工発熱による軟化が激しく成形後形状不
良を招くためであり、鍛造直前のパンチ温度を１００℃
以下として鋼材からパンチへの熱移動を制御する必要が
ある。更に焼戻し加熱直後の鍛造において、素材を金型
内に挿入した後、素材の表層部を冷却することによって
パンチ温度を制御するのと同様の効果を得ることができ
る。この場合鍛造直前の鋼材表面が２００℃以下となる
よう潤滑液等を吹き付け抜熱するが、鋼材表層の温度を
２００℃以下とするのは、これより高い温度ではパンチ
下部の鋼材が加工発熱による軟化が生じるために、成形
後形状不良を招くことによる。なお抜熱には液体の他、
実質的に非酸化性のガスを用いることも可能である。
おいて鋼材の加工発熱による軟化が激しく成形後形状不
良を招くためであり、鍛造直前のパンチ温度を１００℃
以下として鋼材からパンチへの熱移動を制御する必要が
ある。更に焼戻し加熱直後の鍛造において、素材を金型
内に挿入した後、素材の表層部を冷却することによって
パンチ温度を制御するのと同様の効果を得ることができ
る。この場合鍛造直前の鋼材表面が２００℃以下となる
よう潤滑液等を吹き付け抜熱するが、鋼材表層の温度を
２００℃以下とするのは、これより高い温度ではパンチ
下部の鋼材が加工発熱による軟化が生じるために、成形
後形状不良を招くことによる。なお抜熱には液体の他、
実質的に非酸化性のガスを用いることも可能である。
【００１６】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に示す。Ａ〜Ｅは本
発明のボルト用鋼に従ったものであり、Ｆ〜Ｊは比較鋼
である。これらのφ２２mm、長さ１２０mm圧延棒鋼を９
００×１時間の加熱、保持後、油冷により焼入れし、各
焼戻し温度に加熱し、１時間保持した直後に、鍛造によ
りＭ２２トリミングボルト相当の頭部成形を行い、その
後水冷した。なお焼戻し温度は、遅れ破壊特性を比較す
る上で強度による影響を避けるため、成形後の引張強度
が１５０kgf/mm2 以上となるように設定した。
発明のボルト用鋼に従ったものであり、Ｆ〜Ｊは比較鋼
である。これらのφ２２mm、長さ１２０mm圧延棒鋼を９
００×１時間の加熱、保持後、油冷により焼入れし、各
焼戻し温度に加熱し、１時間保持した直後に、鍛造によ
りＭ２２トリミングボルト相当の頭部成形を行い、その
後水冷した。なお焼戻し温度は、遅れ破壊特性を比較す
る上で強度による影響を避けるため、成形後の引張強度
が１５０kgf/mm2 以上となるように設定した。
【００１７】鍛造成形はサーボタイプの油圧圧縮試験機
で所定の加工速度で行い、成形荷重を測定し成形した。
金型寿命評価は、図１に示す成形荷重と金型寿命の関係
から推定した。図１の実線は、表２における記号Ｙ５，
Ｙ６，Ｙ８，Ｙ９、およびＸ１での実験値を結んだ直線
である。なお表２の記号Ｙ８，Ｙ９は特願平４−１２７
８０１号記載による成形方法であり、金型寿命評価にあ
たっては圧延コイルを球状化焼鈍し、ボルト成形用パー
ツフォーマーを用いて頭部成形を行った。
で所定の加工速度で行い、成形荷重を測定し成形した。
金型寿命評価は、図１に示す成形荷重と金型寿命の関係
から推定した。図１の実線は、表２における記号Ｙ５，
Ｙ６，Ｙ８，Ｙ９、およびＸ１での実験値を結んだ直線
である。なお表２の記号Ｙ８，Ｙ９は特願平４−１２７
８０１号記載による成形方法であり、金型寿命評価にあ
たっては圧延コイルを球状化焼鈍し、ボルト成形用パー
ツフォーマーを用いて頭部成形を行った。
【００１８】鍛造直前の素材温度は、放射温度計により
測温した。パンチには図２に示すようにヒーターを埋め
込むとともに、水冷パイプを通じて温度制御を行った。
また黒鉛系潤滑材をパンチ表面に吹き付け、焼付き防止
とともにパンチ表面の温度制御を行った。パンチ温度の
測定は、図２に示すようにパンチ表面から２mmの位置に
埋め込んだ熱伝対によって行い、鍛造直前温度を以てパ
ンチ温度とした。なお金型形状は図２に示す通りであ
る。
測温した。パンチには図２に示すようにヒーターを埋め
込むとともに、水冷パイプを通じて温度制御を行った。
また黒鉛系潤滑材をパンチ表面に吹き付け、焼付き防止
とともにパンチ表面の温度制御を行った。パンチ温度の
測定は、図２に示すようにパンチ表面から２mmの位置に
埋め込んだ熱伝対によって行い、鍛造直前温度を以てパ
ンチ温度とした。なお金型形状は図２に示す通りであ
る。
【００１９】表２には成形実験の結果を示す。記号Ｘ１
〜Ｘ７が本発明法による場合であり、記号Ｙ１〜Ｙ８が
比較法の場合である。また記号Ｙ９，Ｙ１０は、特願平
４−１２７８０１号記載による球状化焼鈍後に冷間鍛造
により成形した結果である。比較法Ｙ３，Ｙ４，Ｙ７で
は成形後図３に示すように、頭部側面が段状となる形状
不良に至った。そこで、金型寿命の測定は行わなかっ
た。また比較法Ｙ１，Ｙ２，Ｙ５，Ｙ６では金型寿命が
２．２千個以下であり、従来法のＹ８，Ｙ９の半分程度
の金型寿命であった。これに対し本発明法ではいずれの
場合も４．６千個以上であり、従来法のＹ９，Ｙ１０と
同等ないしそれ以上の金型寿命で成形できた。
〜Ｘ７が本発明法による場合であり、記号Ｙ１〜Ｙ８が
比較法の場合である。また記号Ｙ９，Ｙ１０は、特願平
４−１２７８０１号記載による球状化焼鈍後に冷間鍛造
により成形した結果である。比較法Ｙ３，Ｙ４，Ｙ７で
は成形後図３に示すように、頭部側面が段状となる形状
不良に至った。そこで、金型寿命の測定は行わなかっ
た。また比較法Ｙ１，Ｙ２，Ｙ５，Ｙ６では金型寿命が
２．２千個以下であり、従来法のＹ８，Ｙ９の半分程度
の金型寿命であった。これに対し本発明法ではいずれの
場合も４．６千個以上であり、従来法のＹ９，Ｙ１０と
同等ないしそれ以上の金型寿命で成形できた。
【００２０】次に遅れ破壊性を評価するために、本発明
法で成形されたボルト形状素材をを用い、図４に示すＭ
２２ボルトの首下直下に４mmＶの円周ノッチを設けた試
験片を製作した。また比較鋼Ｆ〜Ｊについても本発明法
による成形を行い、図４の試験片を製作した。なお、従
来法のＹ８，Ｙ９に関しては、鍛造後に焼入れ・焼戻し
を行い、図４と同様の形状で、ボルトの首下直下に４mm
Ｖの円周ノッチを設けた試験片を製作した。以下に限界
水素量を求める方法について述べる。
法で成形されたボルト形状素材をを用い、図４に示すＭ
２２ボルトの首下直下に４mmＶの円周ノッチを設けた試
験片を製作した。また比較鋼Ｆ〜Ｊについても本発明法
による成形を行い、図４の試験片を製作した。なお、従
来法のＹ８，Ｙ９に関しては、鍛造後に焼入れ・焼戻し
を行い、図４と同様の形状で、ボルトの首下直下に４mm
Ｖの円周ノッチを設けた試験片を製作した。以下に限界
水素量を求める方法について述べる。
【００２１】図４に示す試験片を２本組にして水素を富
化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分間
浸漬して試験片中の水素量を変化させる。このうち１本
はＨＣｌ浸漬し大気中に３０分放置した後、熱的分析法
により水素量を測定し、他の１本は浸漬後３０分間大気
中に放置した後、図５に示した試験機で遅れ破壊試験を
行う。図５において１は試験片、２はバランスウェイ
ト、３は支点を示す。また遅れ破壊試験における試験荷
重はＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験片の破断荷重の７
０％と一定にした。以上の手順に従い、ＨＣｌの濃度お
よび浸漬時間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素
量と遅れ破壊試験における破断時間との関係を表３に示
す。同表において、４０００分を経って遅れ破壊を起こ
さない上限の拡散性水素量を限界拡散性水素量として各
鋼種について推定すると表４のようになる。この表よ
り、開発鋼Ａ〜Ｅを用い本発明法により成形されたＸ１
〜Ｘ７の試験片は、比較鋼Ｆ〜Ｊを用いたＺ１〜Ｚ５に
比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことがわか
る。また開発鋼Ａ，Ｂを用いて特願平４−１２７８０１
号記載による球状化焼鈍し冷間鍛造後に焼入れ・焼戻し
した場合よりも限界水素量が高くなることがわかる。
化するために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分間
浸漬して試験片中の水素量を変化させる。このうち１本
はＨＣｌ浸漬し大気中に３０分放置した後、熱的分析法
により水素量を測定し、他の１本は浸漬後３０分間大気
中に放置した後、図５に示した試験機で遅れ破壊試験を
行う。図５において１は試験片、２はバランスウェイ
ト、３は支点を示す。また遅れ破壊試験における試験荷
重はＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験片の破断荷重の７
０％と一定にした。以上の手順に従い、ＨＣｌの濃度お
よび浸漬時間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素
量と遅れ破壊試験における破断時間との関係を表３に示
す。同表において、４０００分を経って遅れ破壊を起こ
さない上限の拡散性水素量を限界拡散性水素量として各
鋼種について推定すると表４のようになる。この表よ
り、開発鋼Ａ〜Ｅを用い本発明法により成形されたＸ１
〜Ｘ７の試験片は、比較鋼Ｆ〜Ｊを用いたＺ１〜Ｚ５に
比べて限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいことがわか
る。また開発鋼Ａ，Ｂを用いて特願平４−１２７８０１
号記載による球状化焼鈍し冷間鍛造後に焼入れ・焼戻し
した場合よりも限界水素量が高くなることがわかる。
【００２２】表５には、焼戻し加熱した素材を金型に挿
入した後にミスト状の黒鉛系潤滑液を試験片に噴射して
抜熱を行った場合の成形を示す。鍛造前の素材温度とし
ては、焼戻し加熱し金型に挿入する直前の素材温度を放
射温度計により測温した。また加熱した素材の抜熱時温
度は、荷重測定の際に用いるφ２２×１２０mmの試験片
の表層から２．２mmの位置に埋め込んだ熱伝対、および
表層に付けた熱伝対により、潤滑液噴射時の素材温度を
測温した。そして表５に示す所定の温度条件になるよう
噴出潤滑液の流量および液圧を設定した。荷重測定は熱
伝対を付けたままの試験片を用い、所定の温度条件にあ
ることを確認した後に、そのまま鍛造成形した。金型寿
命評価は、測定した荷重より図１を用いて推定した。
入した後にミスト状の黒鉛系潤滑液を試験片に噴射して
抜熱を行った場合の成形を示す。鍛造前の素材温度とし
ては、焼戻し加熱し金型に挿入する直前の素材温度を放
射温度計により測温した。また加熱した素材の抜熱時温
度は、荷重測定の際に用いるφ２２×１２０mmの試験片
の表層から２．２mmの位置に埋め込んだ熱伝対、および
表層に付けた熱伝対により、潤滑液噴射時の素材温度を
測温した。そして表５に示す所定の温度条件になるよう
噴出潤滑液の流量および液圧を設定した。荷重測定は熱
伝対を付けたままの試験片を用い、所定の温度条件にあ
ることを確認した後に、そのまま鍛造成形した。金型寿
命評価は、測定した荷重より図１を用いて推定した。
【００２３】表５より、本発明法Ｘ８，Ｘ９、およびＸ
１０では形状不良を生じることもなく、比較法Ｙ１１に
比べ４倍以上の金型寿命で成形できる。また従来法であ
る表２のＹ８，Ｙ９と同等の金型寿命で成形できること
がわかる。なお本発明法Ｘ８，Ｘ９、およびＸ１０につ
いて限界拡散性水素を測定したが、その結果はそれぞれ
０．８０ppm 、０．７９ppm 、０．７９ppm と表４の本
発明法と同様のレベルであり、従来法Ｙ８，Ｙ９に比べ
高い耐遅れ破壊特性であった。
１０では形状不良を生じることもなく、比較法Ｙ１１に
比べ４倍以上の金型寿命で成形できる。また従来法であ
る表２のＹ８，Ｙ９と同等の金型寿命で成形できること
がわかる。なお本発明法Ｘ８，Ｘ９、およびＸ１０につ
いて限界拡散性水素を測定したが、その結果はそれぞれ
０．８０ppm 、０．７９ppm 、０．７９ppm と表４の本
発明法と同様のレベルであり、従来法Ｙ８，Ｙ９に比べ
高い耐遅れ破壊特性であった。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【発明の効果】本発明により１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトが球
状化焼鈍を行うことなくできる。これによってボルトの
継ぎ手効率の向上が図られ、かつ自動車等の軽量化に寄
与できることになり工業的効果は大きい。
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトが球
状化焼鈍を行うことなくできる。これによってボルトの
継ぎ手効率の向上が図られ、かつ自動車等の軽量化に寄
与できることになり工業的効果は大きい。
【図１】ボルト成形時の成形荷重と金型寿命の関係を示
す図表。
す図表。
【図２】鍛造時の金型形状とパンチ温度制御および温度
測定の説明図。
測定の説明図。
【図３】鍛造時の形状不良状況を示す試験片断面図。
【図４】試験片形状の説明図。
【図５】遅れ破壊試験装置の説明図。
１ 試験片 ２ パンチ ３ ダイス ４ 水冷パイプ ５ ヒーター ６ 熱伝対取り付け用のドリル穴
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/22 Ｃ２２Ｃ 38/22 (72)発明者 石川 房男 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B21K 1/44 B21J 1/06 B21J 5/00
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．１〜０．６％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜３．０％、 Ｍｏ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎ ：０．０３％以下 を含有し、更に Ｖ ：０．１０超〜０．５０％、 Ｔｉ：０．０１超〜０．１０％、 Ｎｂ：０．０１超〜０．１０％ の一種または二種以上を含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼また
は線材を焼入れした後焼戻しする際に、焼戻し加熱直後
に行う鍛造において、鍛造直前の素材温度を５００℃以
上とし、平均２００mm／秒以上の加工速度で鍛造直前の
表面温度が１００℃以下のパンチを用いて所定のボルト
形状に鍛造成形し、１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有
することを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボ
ルトの製造方法。 - 【請求項２】 請求項１の組成からなる圧延棒鋼または
線材を焼入れした後焼戻しする際に、焼戻し加熱直後に
行う鍛造において素材温度が５００℃以上となるように
焼戻し加熱を行い、その後の鍛造において鍛造直前の鋼
材表面が２００℃以下となるように潤滑液等を吹き付け
抜熱し、平均２００mm／秒以上の加工速度で所定のボル
ト形状に鍛造成形し、１２５kgf/mm2 以上の引張強度を
有することを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた高強度
ボルトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26025393A JP2795800B2 (ja) | 1993-10-18 | 1993-10-18 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26025393A JP2795800B2 (ja) | 1993-10-18 | 1993-10-18 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07112236A JPH07112236A (ja) | 1995-05-02 |
| JP2795800B2 true JP2795800B2 (ja) | 1998-09-10 |
Family
ID=17345483
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26025393A Expired - Lifetime JP2795800B2 (ja) | 1993-10-18 | 1993-10-18 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2795800B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103084533B (zh) * | 2012-12-04 | 2015-07-22 | 安徽六方重联机械股份有限公司 | 扭剪型高强度螺栓的锻造方法 |
| CN111655883A (zh) * | 2018-01-30 | 2020-09-11 | 日产自动车株式会社 | 螺栓 |
| CN109940120B (zh) * | 2019-04-10 | 2020-07-31 | 江阴振宏重型锻造有限公司 | 大型低温异构件的生产方法 |
-
1993
- 1993-10-18 JP JP26025393A patent/JP2795800B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07112236A (ja) | 1995-05-02 |
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