JP4299758B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法 - Google Patents
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Description
本発明は、土木・建築、自動車や各種産業機械等に広く使用されているボルトに関するものであり、特に強度が１５００ＭＰａ以上で且つ耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法に関する。
自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化あるいは土木・建築構造物の建設費削減のために、高強度ボルトのニーズが高まっている。高強度ボルトは、例えばＪＩＳ Ｇ４１０５で規定されているＳＣＭ４３５やＳＣＭ４４０などの低合金鋼を使い、所定の形状に冷間成形後、焼入れ・焼戻し処理によって製造されている。しかし、引張強さが１２００ＭＰａを超えると遅れ破壊が発生しやすくなるという問題があった。
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば、特許文献１にはＰ、Ｓ含有量を低減することが有効であり、また、特許文献２にはＳｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施す方法が開示されている。更に、特許文献３〜６には、合金元素や熱処理時に析出する炭化物に着目した耐遅れ破壊特性向上技術が開示されている。更に、特許文献７、８には、パーライト鋼を伸線加工により強化したボルトが開示されている。これらの技術によって、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性は、ある程度向上するものの、抜本的な解決には至っていなかった。
特公平５−５９９６７号公報
特公平５−４１６８４号公報
特開平７−７０６９５号公報
特開平８−６０２９１号公報
特開平１１−２３６６１７号公報
特開２００１−３２０４４号公報
特開昭５４−１０１７４３号公報
特開平１１−３１５３４８号公報
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば、特許文献１にはＰ、Ｓ含有量を低減することが有効であり、また、特許文献２にはＳｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施す方法が開示されている。更に、特許文献３〜６には、合金元素や熱処理時に析出する炭化物に着目した耐遅れ破壊特性向上技術が開示されている。更に、特許文献７、８には、パーライト鋼を伸線加工により強化したボルトが開示されている。これらの技術によって、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性は、ある程度向上するものの、抜本的な解決には至っていなかった。
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、強度が１５００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法を提供することを課題とする。
ボルトの高強度化と耐遅れ破壊特性を両立する鋼材成分や組織について詳細に解析した。この結果、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を向上させるためには、従来使用されていなかった高Ｃ鋼を用いて、焼戻しマルテンサイト組織もしくは伸線加工したパーライト組織にすることが有効であることを明らかにした。また、析出強化と水素トラップ効果のある合金炭化物を利用することが高強度ボルトの耐遅れ破壊特性の向上に対して極めて有効であることを明らかにした。更に、合金炭化物による析出強化と水素トラップ効果を最大限に発揮するための鋼材成分、熱処理条件を明確にした。これらの知見を元に、種々の強度レベルの実ボルトを用いて、遅れ破壊特性を詳細に解析した。この結果、ナットを完全に締め付けた場合、ボルトの強度が１５００ＭＰａを超えると、ねじ部よりもボルト首下部で遅れ破壊しやすいことが明らかになった。そこで、ボルト首下部の耐遅れ破壊特性を向上させる手段について種々検討した結果、圧縮残留応力を付与させることが有効なこと、更に圧縮残留応力の付与方法として従来のショットピーニングよりも超音波打撃処理が遅れ破壊特性の向上に対して極めて有効なことを見出した。
以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織、圧縮残留応力および超音波打撃処理による圧縮残留応力の付与方法を最適に選択すれば、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトを実現できると言う結論に達し、本発明をなしたものである。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．１％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、引張強さが１５００ＭＰａ以上の鋼材で構成された高強度ボルトであって、前記ボルトの首下部表層の圧縮残留応力が前記鋼材の引張強さの２０〜９０％であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（２）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０５〜３％、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（３）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を９００℃以上に加熱し、熱間でボルト成形した後、焼入れ処理および５００〜７００℃で焼戻し処理を行った後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（４）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を用いてボルト成形した後、焼入れ温度：９００℃以上、焼戻し温度：５００〜７００℃の条件で熱処理を行い、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（５）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（６）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、９００℃以上に再加熱し、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（７）前記ボルトを成形後、２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする（５）または（６）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（８）前記ボルトを成形後、該ボルトに引張強さの２０〜９５％の張力を負荷しながら２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする（５）または（６）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．６５〜１．１％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、引張強さが１５００ＭＰａ以上の鋼材で構成された高強度ボルトであって、前記ボルトの首下部表層の圧縮残留応力が前記鋼材の引張強さの２０〜９０％であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（２）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０５〜３％、Ｖ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（３）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を９００℃以上に加熱し、熱間でボルト成形した後、焼入れ処理および５００〜７００℃で焼戻し処理を行った後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（４）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を用いてボルト成形した後、焼入れ温度：９００℃以上、焼戻し温度：５００〜７００℃の条件で熱処理を行い、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（５）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（６）（１）または（２）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、９００℃以上に再加熱し、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（７）前記ボルトを成形後、２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする（５）または（６）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
（８）前記ボルトを成形後、該ボルトに引張強さの２０〜９５％の張力を負荷しながら２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする（５）または（６）に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
本発明によれば、高強度ボルトの首下部に超音波打撃処理を施すことにより、強度が１５００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性を大幅に向上させる方法を提供することができるなど、産業上有用な著しい効果を奏する。
以下に本発明を実施するための最良の形態について説明する。
まず、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃはボルトの強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６５％未満では所要の強度を得ることが困難であり、一方１．１％を越えるとボルト成形性の低下あるいは耐遅れ破壊特性が低下しやすくなるため、０．６５〜１．１％の範囲に制限した。
Ｓｉは、リラクゼーション特性を向上させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できないため、０．０５〜２％の範囲に制限した。
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方２％を越えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため、０．２〜２％の範囲に制限した。
Ａｌは、脱酸および熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果がある。０．００２％未満では上記の効果が発揮されず、０．１％を越えても効果が飽和するため０．００２〜０．１％の範囲に限定した。
まず、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃはボルトの強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６５％未満では所要の強度を得ることが困難であり、一方１．１％を越えるとボルト成形性の低下あるいは耐遅れ破壊特性が低下しやすくなるため、０．６５〜１．１％の範囲に制限した。
Ｓｉは、リラクゼーション特性を向上させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できないため、０．０５〜２％の範囲に制限した。
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方２％を越えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため、０．２〜２％の範囲に制限した。
Ａｌは、脱酸および熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果がある。０．００２％未満では上記の効果が発揮されず、０．１％を越えても効果が飽和するため０．００２〜０．１％の範囲に限定した。
以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発明においては、更にこの鋼に、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．０５〜３％、Ｖ ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有せしめることができる。
Ｃｒは、パーライト組織の場合はパテンティング処理時のラメラ微細化強化のためにパテンティング処理後の強度を高め、また、マルテンサイト組織の場合は焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。Ｃｒが０．１％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方２％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．１〜２％の範囲に限定した。
Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂはいずれもパテンティング処理時あるいは焼戻し処理時に微細な合金炭化物として析出し、ボルトの高強度化に対して極めて有効な元素である。また、合金炭化物は水素をトラップさせる効果もあるため、耐遅れ破壊特性を向上させる作用も有している。Ｍｏが０．０５％未満、Ｖが０．０５％未満、Ｔｉが０．００２％未満、Ｎｂが０．００２％未満では上記の効果が十分に発揮できず、一方、それぞれＭｏが３％、Ｖが１％、Ｔｉが０．５％、Ｎｂが０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和するため、Ｍｏは０．０５〜３％、Ｖは０．０５〜１％、Ｔｉは０．００２〜０．５％、Ｎｂは０．００２〜０．５％の範囲に限定した。
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるが、０．０１５％を越えると延性が低下するため、０．００２〜０．０１５％が好ましい範囲である。
Ｃｒは、パーライト組織の場合はパテンティング処理時のラメラ微細化強化のためにパテンティング処理後の強度を高め、また、マルテンサイト組織の場合は焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。Ｃｒが０．１％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方２％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．１〜２％の範囲に限定した。
Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂはいずれもパテンティング処理時あるいは焼戻し処理時に微細な合金炭化物として析出し、ボルトの高強度化に対して極めて有効な元素である。また、合金炭化物は水素をトラップさせる効果もあるため、耐遅れ破壊特性を向上させる作用も有している。Ｍｏが０．０５％未満、Ｖが０．０５％未満、Ｔｉが０．００２％未満、Ｎｂが０．００２％未満では上記の効果が十分に発揮できず、一方、それぞれＭｏが３％、Ｖが１％、Ｔｉが０．５％、Ｎｂが０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和するため、Ｍｏは０．０５〜３％、Ｖは０．０５〜１％、Ｔｉは０．００２〜０．５％、Ｎｂは０．００２〜０．５％の範囲に限定した。
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるが、０．０１５％を越えると延性が低下するため、０．００２〜０．０１５％が好ましい範囲である。
次にボルト首下部の圧縮残留応力の限定理由について説明する。下記に説明する超音波打撃処理による圧縮残留応力がボルト強度の２０％未満では、耐遅れ破壊特性の向上効果が少ないために、圧縮残留応力の下限をボルト強度の２０％に制限した。一方、ボルト強度の９０％を超えるような圧縮残留応力を付与しても上記の効果が飽和するため、上限をボルト強度の９０％に限定した。耐遅れ破壊特性の向上と超音波打撃処理のコストの観点で、好ましいボルト首下部の圧縮残留応力の範囲は、ボルト引張強さの３０〜７０％である。なお、本発明の残留応力はＸ線法で測定したものである。
本発明の高強度ボルトにおいて、焼入れ・焼戻し処理によって所定の強度を得る場合は、焼戻しマルテンサイトが主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を面積率で１０％以下を含有しても良い。また、パテンティング処理によってパーライト組織にした後、伸線加工およびボルト成形工程で所定の強度を得る場合は、加工パーライト組織が主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイトの１種又は２種を面積率で１５％以下を含有しても良い。これらの組織の面積率は、２ｍｍ2以上の視野を光学顕微鏡（５００倍）で観察することによって測定できる。
本発明の高強度ボルトにおいて、焼入れ・焼戻し処理によって所定の強度を得る場合は、焼戻しマルテンサイトが主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を面積率で１０％以下を含有しても良い。また、パテンティング処理によってパーライト組織にした後、伸線加工およびボルト成形工程で所定の強度を得る場合は、加工パーライト組織が主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイトの１種又は２種を面積率で１５％以下を含有しても良い。これらの組織の面積率は、２ｍｍ2以上の視野を光学顕微鏡（５００倍）で観察することによって測定できる。
次に、本発明の耐遅れ破壊特性向上方法の限定理由について説明する。
まず、焼入れ・焼戻し処理によって所定のボルト強度を得る場合の限定理由を説明する。熱間でボルト成形する場合は、鋼材を９００℃以上に加熱する必要がある。９００℃未満では、未溶解の炭化物や合金炭化物が多すぎて、析出強化能が低下するためである。上限は特に限定しないものの、１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊特性が低下するため、好ましい加熱温度の上限は１１００℃である。なお、熱間でのボルト成形後は、水冷または油冷による焼入れ処理を行い、マルテンサイト組織にするものである。また、冷間でボルト成形した後、焼入れ処理を行う場合は、焼入れ処理の加熱温度が９００℃未満では、未溶解の炭化物や合金炭化物が多すぎて、析出強化能が低下するため、焼入れ温度の下限を９００℃に限定した。上限は特に限定しないものの、上記と同様に１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊特性が低下するため、好ましい加熱温度の上限は１１００℃である。焼入れは水冷または油冷を行い、マルテンサイト組織にするものである。焼戻し処理温度は、熱間でのボルト成形、冷間でのボルト成形のいずれにおいても、５００〜７００℃に限定した。焼戻し温度が５００℃未満ではボルトの耐遅れ破壊特性が劣化し、また、合金炭化物の析出が不十分なため、合金炭化物による析出強化と耐遅れ破壊特性の向上が期待できない。一方、焼戻し温度が７００℃を超えると強度低下や合金炭化物の粗大化が起き、合金炭化物の析出強化能と水素トラップ能が低下する。以上の理由で、焼戻し温度範囲を５００〜７００℃に制限した。
まず、焼入れ・焼戻し処理によって所定のボルト強度を得る場合の限定理由を説明する。熱間でボルト成形する場合は、鋼材を９００℃以上に加熱する必要がある。９００℃未満では、未溶解の炭化物や合金炭化物が多すぎて、析出強化能が低下するためである。上限は特に限定しないものの、１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊特性が低下するため、好ましい加熱温度の上限は１１００℃である。なお、熱間でのボルト成形後は、水冷または油冷による焼入れ処理を行い、マルテンサイト組織にするものである。また、冷間でボルト成形した後、焼入れ処理を行う場合は、焼入れ処理の加熱温度が９００℃未満では、未溶解の炭化物や合金炭化物が多すぎて、析出強化能が低下するため、焼入れ温度の下限を９００℃に限定した。上限は特に限定しないものの、上記と同様に１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して耐遅れ破壊特性が低下するため、好ましい加熱温度の上限は１１００℃である。焼入れは水冷または油冷を行い、マルテンサイト組織にするものである。焼戻し処理温度は、熱間でのボルト成形、冷間でのボルト成形のいずれにおいても、５００〜７００℃に限定した。焼戻し温度が５００℃未満ではボルトの耐遅れ破壊特性が劣化し、また、合金炭化物の析出が不十分なため、合金炭化物による析出強化と耐遅れ破壊特性の向上が期待できない。一方、焼戻し温度が７００℃を超えると強度低下や合金炭化物の粗大化が起き、合金炭化物の析出強化能と水素トラップ能が低下する。以上の理由で、焼戻し温度範囲を５００〜７００℃に制限した。
次に、パーライト組織にし、伸線加工および冷間でのボルト成形工程で所定の強度を得る場合の耐遅れ破壊特性向上方法について説明する。この場合の耐遅れ破壊特性向上方法は、鋼材を熱間圧延後に急冷し、パーライト変態させる温度域で保持して引張強さを高め、伸線加工し、冷間でのボルト成形を行うものである。熱間圧延後に再加熱しても良い。また、ボルト成形後に加熱しても良く、この加熱を行う際には張力を負荷しても良い。以下、それぞれの限定理由について説明する。
熱間圧延後または熱間圧延後に再加熱した後、パーライト変態させる温度範囲までは急冷することが必要である。冷却速度は、３０℃／ｓ未満では、冷却途中にパーライト変態が生じ、パーライト変態後の引張強さが低下するため、３０℃／ｓを下限とした。好ましい冷却速度は、５０℃／ｓ以上である。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／ｓを超えることは技術的に困難である。
熱間圧延後または熱間圧延後に再加熱した後、パーライト変態させる温度範囲までは急冷することが必要である。冷却速度は、３０℃／ｓ未満では、冷却途中にパーライト変態が生じ、パーライト変態後の引張強さが低下するため、３０℃／ｓを下限とした。好ましい冷却速度は、５０℃／ｓ以上である。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／ｓを超えることは技術的に困難である。
本発明において、パーライト変態させる温度範囲は５５０〜７００℃である。これは、熱間圧延後または熱間圧延後に急冷して保持する温度が５５０℃未満では、ベイナイトが発生しやすく、高強度ボルトの耐水素脆化特性を劣化させ、更にＭｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂが添加されている鋼では合金炭化物の析出が不十分なため、下限を５５０℃に限定した。一方、７００℃を超えると、パーライト変態後の引張強さが低下するため目的とする高強度ボルトを実現することが困難であり、また合金炭化物の粗大化が起きて析出強化能と水素トラップ能が低下することから、上限を７００℃に制限した。
５５０〜７００℃の温度範囲で、パーライト変態が終了するまで保持することが必要である。これは、パーライト変態途中で冷却を開始すると、耐遅れ破壊特性に対して有害なベイナイトあるいはマルテンサイトが発生するためである。５５０〜７００℃の温度範囲での保持時間は、化学成分の含有量によって異なるが、本発明の成分範囲では、３０〜３００ｓである。
本発明において、熱間圧延後または再加熱後、５５０〜７００℃のソルト浴又は鉛浴に浸漬することにより、パーライト変態させることができる。また、熱間圧延後、再加熱する場合には、再加熱温度が９００℃未満では、溶体化が不十分であり、未溶解炭化物が残存しやすくなるため、下限温度を９００℃に限定した。上限は特に限定しないが、１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、伸線加工後の延性低下が起きるため、好ましい再加熱温度の上限は１１００℃である。
５５０〜７００℃の温度範囲で、パーライト変態が終了するまで保持することが必要である。これは、パーライト変態途中で冷却を開始すると、耐遅れ破壊特性に対して有害なベイナイトあるいはマルテンサイトが発生するためである。５５０〜７００℃の温度範囲での保持時間は、化学成分の含有量によって異なるが、本発明の成分範囲では、３０〜３００ｓである。
本発明において、熱間圧延後または再加熱後、５５０〜７００℃のソルト浴又は鉛浴に浸漬することにより、パーライト変態させることができる。また、熱間圧延後、再加熱する場合には、再加熱温度が９００℃未満では、溶体化が不十分であり、未溶解炭化物が残存しやすくなるため、下限温度を９００℃に限定した。上限は特に限定しないが、１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、伸線加工後の延性低下が起きるため、好ましい再加熱温度の上限は１１００℃である。
パーライト変態後の鋼材に真歪みが１．０超の伸線加工を行うと、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性が劣化する。そこで、本発明では、伸線加工の真歪みの上限を１．０に限定した。また、真歪みが０．１５未満では、本発明で目的とする高強度ボルトの製造が困難になり、また、耐遅れ破壊特性の向上効果が少ないため、真歪みの下限を０．１５に限定した。ここで、伸線加工の真歪みとは、２×ｌｎ（伸線前の線径／伸線後の線径）で表す値である（ｌｎは、自然対数を示す）。
伸線後およびボルト成形後の熱処理は、耐遅れ破壊特性の向上を目的に行うものである。加熱温度が２００℃未満では、上記向上効果が少なく、一方、６００℃を超えると強度低下が著しいため、加熱温度範囲を２００〜６００℃に制限した。加熱時間は、加熱炉の方法によって変化するため特に限定しないが、上記効果を十分に発揮するために１０〜６００ｓが好ましい範囲である。
また、伸線後の鋼材又は成形後のボルトに張力を負荷しつつ加熱処理を行うことによって、耐遅れ破壊特性が一層向上する。この場合、張力の下限が、引張強さの２０％未満では、耐遅れ破壊特性の向上効果が少なく、一方、９５％を超えて張力を負荷しても効果が飽和するため、２０〜９５％の範囲に限定した。
伸線後およびボルト成形後の熱処理は、耐遅れ破壊特性の向上を目的に行うものである。加熱温度が２００℃未満では、上記向上効果が少なく、一方、６００℃を超えると強度低下が著しいため、加熱温度範囲を２００〜６００℃に制限した。加熱時間は、加熱炉の方法によって変化するため特に限定しないが、上記効果を十分に発揮するために１０〜６００ｓが好ましい範囲である。
また、伸線後の鋼材又は成形後のボルトに張力を負荷しつつ加熱処理を行うことによって、耐遅れ破壊特性が一層向上する。この場合、張力の下限が、引張強さの２０％未満では、耐遅れ破壊特性の向上効果が少なく、一方、９５％を超えて張力を負荷しても効果が飽和するため、２０〜９５％の範囲に限定した。
図１は、本発明の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法の実施形態を例示する図である。
図１において、１は首下部、２は超音波振動端子を示す。
図１に示すように、焼入れ・焼戻し処理を行った高強度ボルトの首下部１に超音波振動端子２を押付けて、図１の矢印の方向に超音波打撃処理を施して、高強度ボルトの首下部１の表層に前記ボルトを構成する鋼材の引張強さの２０〜９０％の高圧縮残留応力を付与することによって、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を著しく向上させることができる。
本発明は、前述のようにボルト成形し、必要な処理を行った後、ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする。
図１において、１は首下部、２は超音波振動端子を示す。
図１に示すように、焼入れ・焼戻し処理を行った高強度ボルトの首下部１に超音波振動端子２を押付けて、図１の矢印の方向に超音波打撃処理を施して、高強度ボルトの首下部１の表層に前記ボルトを構成する鋼材の引張強さの２０〜９０％の高圧縮残留応力を付与することによって、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を著しく向上させることができる。
本発明は、前述のようにボルト成形し、必要な処理を行った後、ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする。
以下に超音波打撃処理の条件について説明する。
超音波振動子の硬度がボルトの硬度の１．２倍未満では、超音波打撃処理によるボルト首下部への圧縮残留応力を効率的に付与することが困難であるため、ボルトに対する超音波振動子の硬度比を１．２以上に限定した。なお、超音波振動子の先端の曲率半径は特に限定しないものの、ボルト首下部の曲率半径（首下部丸み）よりも大きい場合は効率的に圧縮残留応力を付与することが出来ないため、超音波振動子の先端半径は首下部の曲率半径と同等以下にすることが好ましい条件である。超音波振動子の振動数が１０ｋＨｚ未満では、効率的に圧縮残留応力を付与することができないため、下限を１０ｋＨｚに限定した。一方、６０ｋＨｚを超える振動数で超音波打撃処理を行っても圧縮残留応力の導入効果が飽和するため、振動数の上限を６０ｋＨｚに制限した。振動数の好ましい範囲は、２０〜４０ｋＨｚである。超音波の出力が５００Ｗ未満では、所定の圧縮残留応力を付与させるための超音波打撃処理時間が長くなり経済的でないため、下限を５００Ｗに限定した。超音波出力が５０００Ｗを超えても効果が飽和するため、５０００Ｗを上限にした。超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が１０Ｎ未満では、効率的に圧縮残留応力を付与することができず経済的でないため、下限を１０Ｎに制限した。一方、押し付け力が１０００Ｎを超えて超音波打撃処理を行っても効果が飽和するため、上限を１０００Ｎに制限した。
超音波振動子の硬度がボルトの硬度の１．２倍未満では、超音波打撃処理によるボルト首下部への圧縮残留応力を効率的に付与することが困難であるため、ボルトに対する超音波振動子の硬度比を１．２以上に限定した。なお、超音波振動子の先端の曲率半径は特に限定しないものの、ボルト首下部の曲率半径（首下部丸み）よりも大きい場合は効率的に圧縮残留応力を付与することが出来ないため、超音波振動子の先端半径は首下部の曲率半径と同等以下にすることが好ましい条件である。超音波振動子の振動数が１０ｋＨｚ未満では、効率的に圧縮残留応力を付与することができないため、下限を１０ｋＨｚに限定した。一方、６０ｋＨｚを超える振動数で超音波打撃処理を行っても圧縮残留応力の導入効果が飽和するため、振動数の上限を６０ｋＨｚに制限した。振動数の好ましい範囲は、２０〜４０ｋＨｚである。超音波の出力が５００Ｗ未満では、所定の圧縮残留応力を付与させるための超音波打撃処理時間が長くなり経済的でないため、下限を５００Ｗに限定した。超音波出力が５０００Ｗを超えても効果が飽和するため、５０００Ｗを上限にした。超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が１０Ｎ未満では、効率的に圧縮残留応力を付与することができず経済的でないため、下限を１０Ｎに制限した。一方、押し付け力が１０００Ｎを超えて超音波打撃処理を行っても効果が飽和するため、上限を１０００Ｎに制限した。
超音波打撃処理による圧縮残留応力付与は、ショットピーニングによる圧縮残留応力付与よりも、耐遅れ破壊特性が優れている。この理由は、
１）超音波打撃処理による圧縮残留応力はショットピーニングよりも高い
２）超音波打撃処理による圧縮残留応力はショットピーニングよりも鋼材内部まで付与されている
３）超音波打撃処理の部位は塑性変形されており、耐遅れ破壊特性が向上する
４）超音波打撃処理による表面粗さがショットピーニングよりも小さい
ことに起因すると推定される。
１）超音波打撃処理による圧縮残留応力はショットピーニングよりも高い
２）超音波打撃処理による圧縮残留応力はショットピーニングよりも鋼材内部まで付与されている
３）超音波打撃処理の部位は塑性変形されており、耐遅れ破壊特性が向上する
４）超音波打撃処理による表面粗さがショットピーニングよりも小さい
ことに起因すると推定される。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す化学成分の鋼材を用いて、図１に示す形状のＭ６の六角ボルトを冷間または熱間で成形した。熱間でボルト成形した場合は、ボルト成形後に直ちに焼入れ処理を行い、その後焼戻し処理を行った。冷間でボルト成形を行った場合は、その後、焼入れ・焼戻し処理を行った。ミクロ組織は、いずれも焼戻しマルテンサイトが面積率で９５〜１００％であり、残部はフェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上であった。焼入れ・焼戻し処理後に、ボルトに超音波打撃処理を施した。ボルトの熱処理条件、超音波打撃処理条件を表２に示す。また、ボルトの引張強さ、首下部の残留応力を表２に併せて示す。遅れ破壊試験は、同一の条件で製造したボルトをそれぞれ１００本の大気暴露試験を行い、遅れ破壊の破断比率（％）で評価した。なお、大気暴露試験におけるボルトの締め付け荷重はボルト破断荷重の９０％であり、大気暴露期間は２年間で評価した。大気暴露試験の破断比率（％）も表２に示した。表２の試験Ｎｏ.１〜１９が本発明例で、試験Ｎｏ.２０〜３９が比較例である。同表に見られるように本発明例は、いずれもボルトの引張強さが１５００ＭＰａ以上であるとともにボルト首下部に高い圧縮残留応力が導入されている。この結果、遅れ破壊の破断比率が全て０％であり、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトが実現されている。
表１に示す化学成分の鋼材を用いて、図１に示す形状のＭ６の六角ボルトを冷間または熱間で成形した。熱間でボルト成形した場合は、ボルト成形後に直ちに焼入れ処理を行い、その後焼戻し処理を行った。冷間でボルト成形を行った場合は、その後、焼入れ・焼戻し処理を行った。ミクロ組織は、いずれも焼戻しマルテンサイトが面積率で９５〜１００％であり、残部はフェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上であった。焼入れ・焼戻し処理後に、ボルトに超音波打撃処理を施した。ボルトの熱処理条件、超音波打撃処理条件を表２に示す。また、ボルトの引張強さ、首下部の残留応力を表２に併せて示す。遅れ破壊試験は、同一の条件で製造したボルトをそれぞれ１００本の大気暴露試験を行い、遅れ破壊の破断比率（％）で評価した。なお、大気暴露試験におけるボルトの締め付け荷重はボルト破断荷重の９０％であり、大気暴露期間は２年間で評価した。大気暴露試験の破断比率（％）も表２に示した。表２の試験Ｎｏ.１〜１９が本発明例で、試験Ｎｏ.２０〜３９が比較例である。同表に見られるように本発明例は、いずれもボルトの引張強さが１５００ＭＰａ以上であるとともにボルト首下部に高い圧縮残留応力が導入されている。この結果、遅れ破壊の破断比率が全て０％であり、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトが実現されている。
これに対して、比較例であるＮｏ.２１、２５、２７、２９、３３、３５は、いずれも焼入れ・焼戻し処理ままのボルトの例である。首下部の残留応力が高い圧縮残留応力になっていないために、遅れ破壊の破断比率が高い例である。
比較例であるＮｏ.２２、２４、２６、２８、３４、３６、３７、３９は、いずれも超音波打撃処理の条件が不適切な例である。即ち、Ｎｏ.２２はボルトに対する超音波振動子の硬度比が低いために、Ｎｏ.２４は超音波振動子の振動数が低いために、Ｎｏ.２８は超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.２８は超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３４は超音波振動子の振動数と押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３６はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３７は超音波振動子の振動数と超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３９はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び超音波出力が低すぎるために、いずれもボルト首下部の残留応力が高い圧縮残留応力状態になっていない。この結果、暴露試験で遅れ破壊の破断比率が高く、遅れ破壊を防止できなかった例である。
比較例であるＮｏ.２２、２４、２６、２８、３４、３６、３７、３９は、いずれも超音波打撃処理の条件が不適切な例である。即ち、Ｎｏ.２２はボルトに対する超音波振動子の硬度比が低いために、Ｎｏ.２４は超音波振動子の振動数が低いために、Ｎｏ.２８は超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.２８は超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３４は超音波振動子の振動数と押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３６はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３７は超音波振動子の振動数と超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３９はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び超音波出力が低すぎるために、いずれもボルト首下部の残留応力が高い圧縮残留応力状態になっていない。この結果、暴露試験で遅れ破壊の破断比率が高く、遅れ破壊を防止できなかった例である。
比較例であるＮｏ.２３、３０、３８は、いずれも従来のショットピーニング処理で首下部の残留応力を圧縮残留応力に変化させた例である。ショットピーニング処理では首下部に効率的に高い圧縮残留応力を付与することが困難であるため、大気暴露試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例であるＮｏ.２０、３１は、いずれも焼戻し処理の熱処理条件が不適切な例である。Ｎｏ.２０は焼戻し温度が低すぎるために遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。Ｎｏ.３１は、焼戻し温度が高すぎるために目的とするボルトの高強度化が実現できなかった例である。
比較例であるＮｏ.３２は、ボルトのＣ含有量が高すぎるために耐遅れ破壊特性が劣化し、遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例であるＮｏ.２０、３１は、いずれも焼戻し処理の熱処理条件が不適切な例である。Ｎｏ.２０は焼戻し温度が低すぎるために遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。Ｎｏ.３１は、焼戻し温度が高すぎるために目的とするボルトの高強度化が実現できなかった例である。
比較例であるＮｏ.３２は、ボルトのＣ含有量が高すぎるために耐遅れ破壊特性が劣化し、遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。
次に、パーライト組織にし、伸線加工および冷間でボルト成形した場合の実施例について説明する。表１に示す化学成分の鋼材を用いて、表３に示した条件で、熱間圧延後直ちに、５５０〜７００℃のソルト浴に浸漬し、または熱間圧延後に再加熱し、５５０〜７００℃の鉛浴に浸漬し、パーライト変態させた。熱間圧延温度または再加熱温度からの冷却速度は５０℃／ｓ以上、ソルト浴、鉛浴への浸漬時間は３０〜３００ｓとした。さらにパーライト変態後の鋼材に、表３に示す真歪みの伸線加工を行った後、冷間で図１に示すＭ６サイズのボルトに成形した。ボルト成形後に、表３に示す条件での熱処理及び超音波打撃処理を行った。ボルトの遅れ破壊試験は、表２で実施した方法を用いた。表３の試験Ｎｏ.１〜２０が本発明例で、Ｎｏ.２１〜４１が比較例である。同表に見られるように本発明例は、いずれもボルトの引張強さが１５００ＭＰａ以上であるとともにボルト首下部に高い圧縮残留応力が導入されている。この結果、遅れ破壊の破断比率が全て０％であり、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトが実現されている。
これに対して、比較例である表３のＮｏ.２１、２３、２８、３０、３１、３５、３９、４０は、いずれも製造ままのボルトの例である。首下部の残留応力が高い圧縮残留応力になっていないために、遅れ破壊の破断比率が高い例である。
比較例である表３のＮｏ.２２、２４〜２６、２９、３６、３８は、いずれも超音波打撃処理の条件が不適切な例である。即ち、Ｎｏ.２２はボルトに対する超音波振動子の硬度比が低いために、Ｎｏ.２４は超音波振動子の振動数が低いために、Ｎｏ.２５は超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.２６は超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.２９はボルトに対する超音波振動子の硬度比び超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３６はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３８は超音波振動子の振動数と超音波出力が低すぎるために、いずれもボルト首下部の残留応力が高い圧縮残留応力状態になっていない。この結果、暴露試験で遅れ破壊の破断比率が高く、遅れ破壊を防止できなかった例である。
比較例である表３のＮｏ.２７、３７、４１は、いずれも従来のショットピーニング処理で首下部の残留応力を圧縮残留応力に変化させた例である。ショットピーニング処理では首下部に効率的に高い圧縮残留応力を付与することが困難であるため、大気暴露試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例である表３のＮｏ.３２、３３は、いずれも伸線加工歪みが不適切な例である。Ｎｏ.３２は、伸線加工歪みが低すぎるために、目的とするボルトの高強度化が達成できなかった例である。Ｎｏ.３３は、伸線加工歪みが高すぎるために耐遅れ破壊特性が劣化し、遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例である表３のＮｏ.３４は、鋼材の化学成分が不適切な例である。即ち、Ｃ含有量が高すぎるために、パーライト変態処理時に初析セメンタイトが生成し、この結果、伸線工程で断線が発生した例である。
比較例である表３のＮｏ.２２、２４〜２６、２９、３６、３８は、いずれも超音波打撃処理の条件が不適切な例である。即ち、Ｎｏ.２２はボルトに対する超音波振動子の硬度比が低いために、Ｎｏ.２４は超音波振動子の振動数が低いために、Ｎｏ.２５は超音波振動子のボルト首下部への押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.２６は超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.２９はボルトに対する超音波振動子の硬度比び超音波出力が低すぎるために、Ｎｏ.３６はボルトに対する超音波振動子の硬度比及び押し付け力が低すぎるために、Ｎｏ.３８は超音波振動子の振動数と超音波出力が低すぎるために、いずれもボルト首下部の残留応力が高い圧縮残留応力状態になっていない。この結果、暴露試験で遅れ破壊の破断比率が高く、遅れ破壊を防止できなかった例である。
比較例である表３のＮｏ.２７、３７、４１は、いずれも従来のショットピーニング処理で首下部の残留応力を圧縮残留応力に変化させた例である。ショットピーニング処理では首下部に効率的に高い圧縮残留応力を付与することが困難であるため、大気暴露試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例である表３のＮｏ.３２、３３は、いずれも伸線加工歪みが不適切な例である。Ｎｏ.３２は、伸線加工歪みが低すぎるために、目的とするボルトの高強度化が達成できなかった例である。Ｎｏ.３３は、伸線加工歪みが高すぎるために耐遅れ破壊特性が劣化し、遅れ破壊試験で遅れ破壊が発生した例である。
比較例である表３のＮｏ.３４は、鋼材の化学成分が不適切な例である。即ち、Ｃ含有量が高すぎるために、パーライト変態処理時に初析セメンタイトが生成し、この結果、伸線工程で断線が発生した例である。
１ 首下部
２ 超音波振動端子
２ 超音波振動端子
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．６５〜１．１％、
Ｓｉ：０．０５〜２％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、引張強さが１５００ＭＰａ以上の鋼材で構成された高強度ボルトであって、前記ボルトの首下部表層の圧縮残留応力が前記鋼材の引張強さの２０〜９０％であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜２％、
Ｍｏ：０．０５〜３％、
Ｖ ：０．０５〜１％、
Ｔｉ：０．００２〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。 - 請求項１または請求項２に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を９００℃以上に加熱し、熱間でボルト成形した後、焼入れ処理および５００〜７００℃で焼戻し処理を行った後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を用いてボルト成形した後、焼入れ温度：９００℃以上、焼戻し温度：５００〜７００℃の条件で熱処理を行い、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
- 請求項１または請求項２に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法であって、前記鋼材を熱間圧延後、９００℃以上に再加熱し、３０℃／ｓ以上で５５０〜７００℃の温度範囲に冷却し、前記温度範囲に３０〜３００ｓ保持しパーライト変態させた後、真歪みが０．１５〜１．０の範囲で伸線加工を行い、次いで冷間でボルト成形し、その後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
- 前記ボルトを成形後、２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする請求項５または請求項６に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
- 前記ボルトを成形後、該ボルトに引張強さの２０〜９５％の張力を負荷しながら２００〜６００℃の温度範囲に加熱し冷却した後、前記ボルトに対する超音波振動子の硬度比：１．２以上、超音波振動子の振動数：１０〜６０ｋＨｚ、超音波の出力：５００〜５０００Ｗ、超音波振動子のボルト首下部への押し付け力：１０〜１０００Ｎの条件でボルト首下部に超音波打撃処理を行うことを特徴とする請求項５または請求項６に記載の高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法。
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