JPH06185513A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法Info
- Publication number
- JPH06185513A JPH06185513A JP34071592A JP34071592A JPH06185513A JP H06185513 A JPH06185513 A JP H06185513A JP 34071592 A JP34071592 A JP 34071592A JP 34071592 A JP34071592 A JP 34071592A JP H06185513 A JPH06185513 A JP H06185513A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- delayed fracture
- less
- fracture resistance
- hydrogen
- bolt
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、鋼材への水素侵入・拡散を抑制す
る方法として、冷間引抜により導入された転位を水素の
トラップサイトとして利用し、水素の拡散を抑制するこ
とにより高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を改善するもの
である。 【構成】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．３〜
１．１０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：
０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．０％の１種類又は２種類以上を含有し、残
部鉄及び不可避的不純物から成り組織が平均ラメラ間隔
で０．５μｍ以下のパーライト組織又は平均ラメラ間隔
で０．５μｍ以下の上部ベーナイト組織であることを特
徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
る方法として、冷間引抜により導入された転位を水素の
トラップサイトとして利用し、水素の拡散を抑制するこ
とにより高強度ボルトの耐遅れ破壊特性を改善するもの
である。 【構成】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．３〜
１．１０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：
０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．０％の１種類又は２種類以上を含有し、残
部鉄及び不可避的不純物から成り組織が平均ラメラ間隔
で０．５μｍ以下のパーライト組織又は平均ラメラ間隔
で０．５μｍ以下の上部ベーナイト組織であることを特
徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建設用及び自動車用等
に用いられる優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ボルト
とその製造方法に関するものである。
に用いられる優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ボルト
とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、特に構造物の大型化、自動車や土
木機械等の軽量化に伴い引張強さ１２００〜１３００MP
a 以上の高張力ボルトの開発が要求されてきている。従
来、高張力ボルトは、ＪＩＳ Ｇ４１０５ ＳＣＭ４３
５及びＪＩＳ Ｇ４１０５ ＳＣＭ４３５の低合金鋼を
焼入れ、焼戻し処理を行い製造されているが、１４００
MPa 以上の引張強さを有するボルトにおいては、未だ世
の中に広く普及しておらず、耐遅れ破壊特性が劣化する
ことから、はるかに強度の低いＦ１１Ｔクラスのボルト
においてさえ、使用制限を受けているのが現状である。
木機械等の軽量化に伴い引張強さ１２００〜１３００MP
a 以上の高張力ボルトの開発が要求されてきている。従
来、高張力ボルトは、ＪＩＳ Ｇ４１０５ ＳＣＭ４３
５及びＪＩＳ Ｇ４１０５ ＳＣＭ４３５の低合金鋼を
焼入れ、焼戻し処理を行い製造されているが、１４００
MPa 以上の引張強さを有するボルトにおいては、未だ世
の中に広く普及しておらず、耐遅れ破壊特性が劣化する
ことから、はるかに強度の低いＦ１１Ｔクラスのボルト
においてさえ、使用制限を受けているのが現状である。
【０００３】高張力ボルトとして、例えば、特開平３−
２４３７４４号公報、特開昭３−２４３７４５号公報等
に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜０．５０、Ｓｉ
＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５０、Ｃｒ＝０．１
〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１０、Ｎｂ＝０．０
０５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜０．６０、Ｍｏ＝
０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５〜０．３０及びＣ
＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．２０、Ｍｎ＜０．３
５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．００５〜０．１０、Ｖ
＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、
Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、Ｃｕ＝０．０５〜
０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍｏ＝０．４〜１．
５の化学成分を含有する高強度鋼及びその製造方法が提
案されている。これらの発明は、遅れ破壊クラックが、
オーステナイト粒界を起点及び伝播経路として発生する
ことに注目し、粒界偏析元素の低減、粒の細粒化等によ
り粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善しているもので
ある。又、ボルト表層に圧縮残留応力を付与すること
が、水素侵入を抑制するのに有効であり、特公昭５１−
１０１７４号公報には、温間転造によりボルトネジ加工
中にネジ部に残留圧縮応力を付与し、耐遅れ破壊特性を
向上させる方法が提案されている。
２４３７４４号公報、特開昭３−２４３７４５号公報等
に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜０．５０、Ｓｉ
＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５０、Ｃｒ＝０．１
〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１０、Ｎｂ＝０．０
０５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜０．６０、Ｍｏ＝
０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５〜０．３０及びＣ
＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．２０、Ｍｎ＜０．３
５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．００５〜０．１０、Ｖ
＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、
Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、Ｃｕ＝０．０５〜
０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍｏ＝０．４〜１．
５の化学成分を含有する高強度鋼及びその製造方法が提
案されている。これらの発明は、遅れ破壊クラックが、
オーステナイト粒界を起点及び伝播経路として発生する
ことに注目し、粒界偏析元素の低減、粒の細粒化等によ
り粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善しているもので
ある。又、ボルト表層に圧縮残留応力を付与すること
が、水素侵入を抑制するのに有効であり、特公昭５１−
１０１７４号公報には、温間転造によりボルトネジ加工
中にネジ部に残留圧縮応力を付与し、耐遅れ破壊特性を
向上させる方法が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】特開平３−２４３７４
４号公報、特開平３−２４３７４５号公報等の方法でボ
ルトの耐遅れ破壊特性を改善しても、本発明者らが、鉄
と鋼７２（１９８６）Ｓ１５１８に示すように、遅れ破
壊は１４００MPa 以上の材料においては、極めて微量の
拡散性水素（０．２〜０．３ppm 以下）で誘起されるこ
とを考慮に入れると、単に粒界強化だけでなく、鋼材に
侵入し、拡散する水素自体を抑制しなければ、完全に遅
れ破壊に対する懸念を払いのけることはできない。又、
ボルトへの水素侵入を抑制する方法として、ボルト表面
をコーティングする等の方法が考えられるが、有機塗料
等のコーティング材の耐久度が低く保守維持費等の観点
から有効な方法とは言えない。
４号公報、特開平３−２４３７４５号公報等の方法でボ
ルトの耐遅れ破壊特性を改善しても、本発明者らが、鉄
と鋼７２（１９８６）Ｓ１５１８に示すように、遅れ破
壊は１４００MPa 以上の材料においては、極めて微量の
拡散性水素（０．２〜０．３ppm 以下）で誘起されるこ
とを考慮に入れると、単に粒界強化だけでなく、鋼材に
侵入し、拡散する水素自体を抑制しなければ、完全に遅
れ破壊に対する懸念を払いのけることはできない。又、
ボルトへの水素侵入を抑制する方法として、ボルト表面
をコーティングする等の方法が考えられるが、有機塗料
等のコーティング材の耐久度が低く保守維持費等の観点
から有効な方法とは言えない。
【０００５】更に、１４００MPa 級を超える高強度ボル
トへの対応、近年の使用環境悪化等を考えると、特公昭
５１−１０１７４号公報の方法による残留応力を付与す
る方法だけでは、侵入を抑制できる水素量には限界があ
り、しかも、一旦侵入すればその拡散を抑制することが
できないため、高強度ボルトの遅れ破壊対策としては充
分とは言えない。本来、素材内の水素拡散を抑制するこ
とが、耐遅れ破壊特性向上には最も効果的であり、本発
明はこの原理に基づき、素材内の水素拡散を抑制するこ
とにより、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性の向上したボ
ルト及びその製造法を提供するものである。
トへの対応、近年の使用環境悪化等を考えると、特公昭
５１−１０１７４号公報の方法による残留応力を付与す
る方法だけでは、侵入を抑制できる水素量には限界があ
り、しかも、一旦侵入すればその拡散を抑制することが
できないため、高強度ボルトの遅れ破壊対策としては充
分とは言えない。本来、素材内の水素拡散を抑制するこ
とが、耐遅れ破壊特性向上には最も効果的であり、本発
明はこの原理に基づき、素材内の水素拡散を抑制するこ
とにより、高強度ボルトの耐遅れ破壊特性の向上したボ
ルト及びその製造法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐遅れ破
壊性に優れた高張力ボルト製造方法の開発を進めた結
果、鋼材への水素侵入・拡散を抑制する方法として、冷
間引抜により導入された多数の転位を水素のトラップサ
イトとして利用し、水素の拡散を抑制することが、高強
度ボルトの耐遅れ破壊特性を向上させる上で極めて有効
であることを見い出した。
壊性に優れた高張力ボルト製造方法の開発を進めた結
果、鋼材への水素侵入・拡散を抑制する方法として、冷
間引抜により導入された多数の転位を水素のトラップサ
イトとして利用し、水素の拡散を抑制することが、高強
度ボルトの耐遅れ破壊特性を向上させる上で極めて有効
であることを見い出した。
【０００７】つまり本発明の要旨は次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．３〜１．１０％、Ｓｉ：０．
１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．
００５〜０．１０％を含有し、その他強化元素としてＣ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．１〜０．５％、Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％の１種
類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物
から成り組織が平均ラメラ間隔で０．５μｍ以下のパー
ライト組織又は平均ラメラ間隔で０．５μｍ以下の上部
ベーナイト組織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。
１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．
００５〜０．１０％を含有し、その他強化元素としてＣ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．１〜０．５％、Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％の１種
類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物
から成り組織が平均ラメラ間隔で０．５μｍ以下のパー
ライト組織又は平均ラメラ間隔で０．５μｍ以下の上部
ベーナイト組織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。
【０００８】（２）重量％で、Ｃ：０．３〜１．１０
％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、その他強
化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１
〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．１〜
０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜
１．０％の１種類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び
不可避的不純物から成る棒鋼を、２０％以上の減面率に
て冷間引抜加工まま、オーステナイト領域の温度以下で
鍛造及び転造し、ボルトへ成形す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の製造法にある。
％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５
％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、その他強
化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１
〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．１〜
０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜
１．０％の１種類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び
不可避的不純物から成る棒鋼を、２０％以上の減面率に
て冷間引抜加工まま、オーステナイト領域の温度以下で
鍛造及び転造し、ボルトへ成形す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の製造法にある。
【０００９】ここで、オーステナイト領域以下の温度と
は、共析点以下の炭素を含有する鋼材を鍛造及び転造す
る場合において、素材を加熱する際、その温度以下で組
織は、フェライトとオーステナイトの２相、その温度以
上ではオーステナイト単相となる温度つまりＡｃ3 点以
下を意味し、共析点以上炭素を含有する鋼材において、
加熱の際、その温度以下で組織は、セメンタイトとオー
ステナイトの２相、その温度以上ではオーステナイト単
相となる温度つまりＡｃcm点以下を指す。
は、共析点以下の炭素を含有する鋼材を鍛造及び転造す
る場合において、素材を加熱する際、その温度以下で組
織は、フェライトとオーステナイトの２相、その温度以
上ではオーステナイト単相となる温度つまりＡｃ3 点以
下を意味し、共析点以上炭素を含有する鋼材において、
加熱の際、その温度以下で組織は、セメンタイトとオー
ステナイトの２相、その温度以上ではオーステナイト単
相となる温度つまりＡｃcm点以下を指す。
【００１０】減面率はダイス等で伸線される場合の加工
度合いの尺度で、伸線前の断面積に対する減少断面積の
百分率と定義する。又、平均ラメラ間隔は、Ｌ断面切断
方向のサンプルをＳＥＭ等により２００００倍以下で観
察し、単位長さ当たりのセメンタイト本数を求め、その
値の逆数と定義する。
度合いの尺度で、伸線前の断面積に対する減少断面積の
百分率と定義する。又、平均ラメラ間隔は、Ｌ断面切断
方向のサンプルをＳＥＭ等により２００００倍以下で観
察し、単位長さ当たりのセメンタイト本数を求め、その
値の逆数と定義する。
【００１１】
【作用】本発明者らは、ボルトの耐遅れ破壊特性を改善
するために、冷間引抜により導入される加工転位を水素
のトラップサイトとして利用し、鋼材中の水素拡散を抑
制する方法を検討してきた。まず本発明者らは、耐遅れ
破壊特性を向上させる冷間引抜条件について検討した。
例えば、０．８８％Ｃ＋１．２０％Ｓｉ＋０．５０％Ｍ
ｎ＋０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成の線径１０
φ〜１８．３φの棒鋼をパテンティング処理し素材組織
をパーライトとし、素材の冷間引抜性を向上させた後、
１段当たりの減面率２０％のダイスによる冷間引抜を実
施する。その冷間引抜総減面率を０〜７０％までとり、
サンプル全てを線径１０φにサイズ調整したまま、８０
０℃と５００℃の２水準にて鍛造しボルト頭部を製作
し、更に同じ温度で転造しネジ部を製作することにより
図１に示すＭ１０ボルトを製造する。その材料の耐遅れ
破壊特性を以下の方法で調べた。
するために、冷間引抜により導入される加工転位を水素
のトラップサイトとして利用し、鋼材中の水素拡散を抑
制する方法を検討してきた。まず本発明者らは、耐遅れ
破壊特性を向上させる冷間引抜条件について検討した。
例えば、０．８８％Ｃ＋１．２０％Ｓｉ＋０．５０％Ｍ
ｎ＋０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成の線径１０
φ〜１８．３φの棒鋼をパテンティング処理し素材組織
をパーライトとし、素材の冷間引抜性を向上させた後、
１段当たりの減面率２０％のダイスによる冷間引抜を実
施する。その冷間引抜総減面率を０〜７０％までとり、
サンプル全てを線径１０φにサイズ調整したまま、８０
０℃と５００℃の２水準にて鍛造しボルト頭部を製作
し、更に同じ温度で転造しネジ部を製作することにより
図１に示すＭ１０ボルトを製造する。その材料の耐遅れ
破壊特性を以下の方法で調べた。
【００１２】図１に示したＭ１０ボルトから軸部に２mm
Ｖの円周ノッチを設けた図２の試験片を作る。その試験
片の耐遅れ破壊特性をＦＩＰ試験により評価した。これ
は、試験片のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水
溶液中に浸漬し、サンプルに０．７σB の定引張荷重を
負荷することにより、破断までの時間を測定し、耐遅れ
破壊特性を評価する試験である。その結果を整理したの
が図３である。その結果、冷間引抜総減面率が２０％以
上で、かつ鍛造／転造温度が５００℃の場合のみ、高い
耐遅れ破壊特性を示すことが判明した。
Ｖの円周ノッチを設けた図２の試験片を作る。その試験
片の耐遅れ破壊特性をＦＩＰ試験により評価した。これ
は、試験片のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水
溶液中に浸漬し、サンプルに０．７σB の定引張荷重を
負荷することにより、破断までの時間を測定し、耐遅れ
破壊特性を評価する試験である。その結果を整理したの
が図３である。その結果、冷間引抜総減面率が２０％以
上で、かつ鍛造／転造温度が５００℃の場合のみ、高い
耐遅れ破壊特性を示すことが判明した。
【００１３】次に、本発明者らは、鍛造及び転造温度に
ついて検討した。０．８８％Ｃ＋１．２０％Ｓｉ＋０．
５０％Ｍｎ＋０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成及
び０．３５％Ｃ＋１．２２％Ｓｉ＋０．５１％Ｍｎ＋
０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成の線径１０φ〜
１８．３φの棒鋼をパテンティング処理し素材組織をパ
ーライトとし、素材の冷間引抜性を向上させた後、１段
当たりの減面率２０％のダイスによる総減面率６０％の
冷間引抜加工により１０φの棒鋼を製造したまま、４０
０〜１０００℃の温度にて鍛造及び転造を行い、ボルト
を製作し、前述同様の方法により、耐遅れ破壊特性を評
価した。その結果を図４，図５に示す。このことより、
鍛造及び転造温度が、共析点以下の炭素である０．３％
Ｃ鋼の場合にはＡｃ3 点以下、共析点以上の炭素である
０．８８％Ｃ鋼の場合はＡｃcm点以下の温度条件の場合
のみ、つまりオーステナイト領域以下の温度で鍛造及び
転造することが、高い耐遅れ破壊特性を示すことがわか
った。
ついて検討した。０．８８％Ｃ＋１．２０％Ｓｉ＋０．
５０％Ｍｎ＋０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成及
び０．３５％Ｃ＋１．２２％Ｓｉ＋０．５１％Ｍｎ＋
０．３％Ｃｒ＋０．００４５％Ａｌ組成の線径１０φ〜
１８．３φの棒鋼をパテンティング処理し素材組織をパ
ーライトとし、素材の冷間引抜性を向上させた後、１段
当たりの減面率２０％のダイスによる総減面率６０％の
冷間引抜加工により１０φの棒鋼を製造したまま、４０
０〜１０００℃の温度にて鍛造及び転造を行い、ボルト
を製作し、前述同様の方法により、耐遅れ破壊特性を評
価した。その結果を図４，図５に示す。このことより、
鍛造及び転造温度が、共析点以下の炭素である０．３％
Ｃ鋼の場合にはＡｃ3 点以下、共析点以上の炭素である
０．８８％Ｃ鋼の場合はＡｃcm点以下の温度条件の場合
のみ、つまりオーステナイト領域以下の温度で鍛造及び
転造することが、高い耐遅れ破壊特性を示すことがわか
った。
【００１４】図６にＭ１０ボルトを３６％塩酸に６０分
間浸漬して、ボルト内に侵入した水素量を熱的分析法に
より測定した例を示す。常温〜１５０℃までの温度範囲
で検出される拡散性水素以外に、２５０〜４００℃の温
度範囲にて検出される水素があり、これが冷間引抜によ
り導入された転位にトラップされた水素である。このこ
とによりＦＩＰ試験中に、ボルト内に侵入した水素が直
ちに冷間引抜により導入された転位にトラップされるた
めに、特定のボイドに水素が濃縮することを防止でき、
耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。
間浸漬して、ボルト内に侵入した水素量を熱的分析法に
より測定した例を示す。常温〜１５０℃までの温度範囲
で検出される拡散性水素以外に、２５０〜４００℃の温
度範囲にて検出される水素があり、これが冷間引抜によ
り導入された転位にトラップされた水素である。このこ
とによりＦＩＰ試験中に、ボルト内に侵入した水素が直
ちに冷間引抜により導入された転位にトラップされるた
めに、特定のボイドに水素が濃縮することを防止でき、
耐遅れ破壊特性が向上すると考えられる。
【００１５】この加工転位にトラップされる水素量は、
減面率２０％未満の冷間引抜量では、転位の量が不十分
であり、図７に示すように非常に小さく、又、鍛造／転
造温度が図８に示すようにＡｃ3 あるいはＡｃcm点以上
では、たとえ減面率５０％の冷間引抜加工を行っても回
復してしまい、転位によるトラップ量が激減してしまう
ことにより、本発明の範囲以外ではボルトの耐遅れ破壊
特性が向上しないと考えられる。つまり、減面率２０％
以上の冷間引抜加工により充分な転位を鋼材へ導入した
まま、Ａｃ3 点以下の温度で鍛造及び転造し、転位の回
復を抑制する。又は同様の原理により、減面率２０％以
上の冷間引抜加工を行ったまま、Ａｃcm点以下の温度で
鍛造及び転造することにより、ボルト内部に充分な水素
トラップサイトを導入することができ、水素拡散を抑制
することが可能となる。以上の方法により、耐遅れ破壊
性に優れた高強度ボルトの製造が可能となる。
減面率２０％未満の冷間引抜量では、転位の量が不十分
であり、図７に示すように非常に小さく、又、鍛造／転
造温度が図８に示すようにＡｃ3 あるいはＡｃcm点以上
では、たとえ減面率５０％の冷間引抜加工を行っても回
復してしまい、転位によるトラップ量が激減してしまう
ことにより、本発明の範囲以外ではボルトの耐遅れ破壊
特性が向上しないと考えられる。つまり、減面率２０％
以上の冷間引抜加工により充分な転位を鋼材へ導入した
まま、Ａｃ3 点以下の温度で鍛造及び転造し、転位の回
復を抑制する。又は同様の原理により、減面率２０％以
上の冷間引抜加工を行ったまま、Ａｃcm点以下の温度で
鍛造及び転造することにより、ボルト内部に充分な水素
トラップサイトを導入することができ、水素拡散を抑制
することが可能となる。以上の方法により、耐遅れ破壊
性に優れた高強度ボルトの製造が可能となる。
【００１６】ここで、耐遅れ破壊特性を向上させるため
には、図９に示すように、遅れ破壊試験における破断時
間を１００時間以上を確保するためには、鋼材の転位密
度は１０10／cm3 以上確保する必要がある。つまり、伸
線後の鋼線には、転位密度は１０13／cm3 程あるが、鍛
造及び転造中の減少量を抑え、転位密度は１０10／cm3
以上確保する必要がある。伸線鋼線の鍛造及び転造後の
転位密度と鋼材のラメラ間隔は図１０に示すように密接
な関係があり、鍛造及び転造後のボルトの転位密度を１
０10／cm3 以上確保するためには、鋼材のラメラ間隔を
０．５μｍ以下に抑える必要がある。
には、図９に示すように、遅れ破壊試験における破断時
間を１００時間以上を確保するためには、鋼材の転位密
度は１０10／cm3 以上確保する必要がある。つまり、伸
線後の鋼線には、転位密度は１０13／cm3 程あるが、鍛
造及び転造中の減少量を抑え、転位密度は１０10／cm3
以上確保する必要がある。伸線鋼線の鍛造及び転造後の
転位密度と鋼材のラメラ間隔は図１０に示すように密接
な関係があり、鍛造及び転造後のボルトの転位密度を１
０10／cm3 以上確保するためには、鋼材のラメラ間隔を
０．５μｍ以下に抑える必要がある。
【００１７】次に成分限定理由を述べる。Ｃは、０．３
０％未満では合金組成、熱処理条件の選定に係わらず、
冷間引抜性に優れたパーライト及び上部ベーナイト組織
を安定的に確保することが困難である。しかも、１２５
０MPa 級の強度を確保することも困難である。又、１．
１％を超えると、合金組成、熱処理条件の選定に係わら
ず、粒界の初析セメンタイトの析出を抑制することがで
きず、耐遅れ破壊特性が劣化するため、０．３％以上
１．１％以下とした。
０％未満では合金組成、熱処理条件の選定に係わらず、
冷間引抜性に優れたパーライト及び上部ベーナイト組織
を安定的に確保することが困難である。しかも、１２５
０MPa 級の強度を確保することも困難である。又、１．
１％を超えると、合金組成、熱処理条件の選定に係わら
ず、粒界の初析セメンタイトの析出を抑制することがで
きず、耐遅れ破壊特性が劣化するため、０．３％以上
１．１％以下とした。
【００１８】Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素であ
り、０．１％未満ではその効果は不十分となるため、
０．１％以上とした。又Ｓｉは熱処理後に得られるパー
ライトあるいはベーナイト中のフェライト相に固溶し熱
処理後の強度を上げるが、反面フェライトの延性を低下
させ冷間引抜性を劣化させ、高い減面率を確保できなく
なる上、粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性を劣化させるた
め３．０％以下とした。
り、０．１％未満ではその効果は不十分となるため、
０．１％以上とした。又Ｓｉは熱処理後に得られるパー
ライトあるいはベーナイト中のフェライト相に固溶し熱
処理後の強度を上げるが、反面フェライトの延性を低下
させ冷間引抜性を劣化させ、高い減面率を確保できなく
なる上、粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性を劣化させるた
め３．０％以下とした。
【００１９】Ｍｎは、脱酸、脱硫及びＭｎＳを形成しＳ
を固定するのに必要な元素であり、又鋼材の焼入れ性を
上げ、熱処理中の過冷効果により均質微細なパーライト
又はベーナイト組織を得るために添加する必要がある。
０．２％未満ではその効果が不十分であるため、０．２
％以上とした。又Ｍｎは１．５％を超えると変態時間が
著しく長くなり実用的ではなく、又粒界に偏析し、耐遅
れ破壊特性を劣化させる。又その効果も飽和するので
１．５％以下とした。
を固定するのに必要な元素であり、又鋼材の焼入れ性を
上げ、熱処理中の過冷効果により均質微細なパーライト
又はベーナイト組織を得るために添加する必要がある。
０．２％未満ではその効果が不十分であるため、０．２
％以上とした。又Ｍｎは１．５％を超えると変態時間が
著しく長くなり実用的ではなく、又粒界に偏析し、耐遅
れ破壊特性を劣化させる。又その効果も飽和するので
１．５％以下とした。
【００２０】Ａｌは鋼の脱酸のために必要な元素であ
り、０．００５％未満ではその効果は不十分となるた
め、０．００５％以上とした。多すぎるとアルミナ等の
非金属介在物の量が多くなるので、鋼線の延性を低下さ
せ冷間引抜性を劣化させ、高い減面率を確保できなくな
るため０．１％以下とした。
り、０．００５％未満ではその効果は不十分となるた
め、０．００５％以上とした。多すぎるとアルミナ等の
非金属介在物の量が多くなるので、鋼線の延性を低下さ
せ冷間引抜性を劣化させ、高い減面率を確保できなくな
るため０．１％以下とした。
【００２１】Ｃｒはパーライト又はベーナイト組織を微
細にし、熱処理後の鋼材強度を向上させるのに有効な元
素であり、素材の耐食性も向上させる元素であるが、
０．１％未満ではその効果が不十分であるため、０．１
％以上とした。又Ｃｒは１．０％を超えると変態時間が
著しく長くなり実用的ではなく、その効果が飽和するの
で１．０％以下とした。
細にし、熱処理後の鋼材強度を向上させるのに有効な元
素であり、素材の耐食性も向上させる元素であるが、
０．１％未満ではその効果が不十分であるため、０．１
％以上とした。又Ｃｒは１．０％を超えると変態時間が
著しく長くなり実用的ではなく、その効果が飽和するの
で１．０％以下とした。
【００２２】Ｍｏ，Ｗ，Ｖはパーライト又はベーナイト
組織のフェライト中に炭窒化物として析出し、熱処理後
の鋼材強度を向上させるのに有効な元素であるが、０．
０１％未満ではその効果が不十分であるため、０．０１
％以上とした。又Ｍｏ，Ｗ，Ｖは０．５％を超えると変
態時間が著しく長くなり実用的ではなく、又、靭性低下
により耐遅れ破壊特性が劣化する。又その効果も飽和す
るので０．５％以下とした。
組織のフェライト中に炭窒化物として析出し、熱処理後
の鋼材強度を向上させるのに有効な元素であるが、０．
０１％未満ではその効果が不十分であるため、０．０１
％以上とした。又Ｍｏ，Ｗ，Ｖは０．５％を超えると変
態時間が著しく長くなり実用的ではなく、又、靭性低下
により耐遅れ破壊特性が劣化する。又その効果も飽和す
るので０．５％以下とした。
【００２３】Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である
が、０．１％未満ではその効果が不十分であるため、
０．１％以上とした。又Ｎｉは１．０％を超えると変態
時間が著しく長くなり実用的ではなく、その効果が飽和
するので１．０％以下とした。Ｃｕは、鋼材の耐食性を
向上させる元素である。しかし、０．１％未満ではその
効果が不十分であるため、０．１％以上とした。又Ｃｕ
は１．０％を超えると粒界に偏析し粒界を脆化し、耐遅
れ破壊特性が劣化する。又その効果も飽和するので、
１．０％以下とした。
が、０．１％未満ではその効果が不十分であるため、
０．１％以上とした。又Ｎｉは１．０％を超えると変態
時間が著しく長くなり実用的ではなく、その効果が飽和
するので１．０％以下とした。Ｃｕは、鋼材の耐食性を
向上させる元素である。しかし、０．１％未満ではその
効果が不十分であるため、０．１％以上とした。又Ｃｕ
は１．０％を超えると粒界に偏析し粒界を脆化し、耐遅
れ破壊特性が劣化する。又その効果も飽和するので、
１．０％以下とした。
【００２４】素材の組織は、冷間引抜に耐え得る延性が
必要なこと及び、炭化物を旧オーステナイト内に析出さ
せることにより、優れた耐遅れ破壊特性を確保すること
が期待できることから、パーライト組織又は上部ベーナ
イト組織であることが望ましい。熱処理としては、これ
らの組織を得るためには、鉛パテンティング処理等の恒
温変態処理が望ましく、共析点以上の炭素量の場合はＡ
ｒ1 点−３５０℃以上、Ａｒ1 点以下の温度で、炭素量
が共析点以下の場合は、Ｍｓ点＋５０℃以上、Ａｒ1 点
以下の温度で熱処理を行う。パーライト組織及び上部ベ
ーナイト組織何れの組織においても図１１に示すように
ラメラ間隔０．５μｍ以下であれば、耐遅れ破壊特性は
良好である。
必要なこと及び、炭化物を旧オーステナイト内に析出さ
せることにより、優れた耐遅れ破壊特性を確保すること
が期待できることから、パーライト組織又は上部ベーナ
イト組織であることが望ましい。熱処理としては、これ
らの組織を得るためには、鉛パテンティング処理等の恒
温変態処理が望ましく、共析点以上の炭素量の場合はＡ
ｒ1 点−３５０℃以上、Ａｒ1 点以下の温度で、炭素量
が共析点以下の場合は、Ｍｓ点＋５０℃以上、Ａｒ1 点
以下の温度で熱処理を行う。パーライト組織及び上部ベ
ーナイト組織何れの組織においても図１１に示すように
ラメラ間隔０．５μｍ以下であれば、耐遅れ破壊特性は
良好である。
【００２５】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１，２，３に示す。こ
れらの２２．５〜１０．３mmφの棒鋼を用いて、鉛炉に
よりパテンティング処理を行った後に、減面率８０〜５
％の冷間引抜加工を行ったまま、９００℃〜４００℃の
範囲で鍛造及び転造を行い、強度１２５０MPa 以上のＭ
１０ボルトを製造する。これらのボルトを前述のＦＩＰ
試験により耐遅れ破壊特性を評価した。その結果を表
１，２，３に示す。
れらの２２．５〜１０．３mmφの棒鋼を用いて、鉛炉に
よりパテンティング処理を行った後に、減面率８０〜５
％の冷間引抜加工を行ったまま、９００℃〜４００℃の
範囲で鍛造及び転造を行い、強度１２５０MPa 以上のＭ
１０ボルトを製造する。これらのボルトを前述のＦＩＰ
試験により耐遅れ破壊特性を評価した。その結果を表
１，２，３に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】この表より、本発明例の成分、減面率範囲
及び鍛造、転造温度範囲にある（１）〜（４０）は、比
較例である（４１）〜（５８）に比べて適正成分により
熱処理後の組織として延性の高い均質なものが得られ、
充分な冷間引抜加工量によりラメラ間隔を微細にするこ
とが可能となり、必要充分な転位が導入される上、Ａｃ
3 点又はＡｃcm以下での鍛造及び転造により転位の回復
が抑制されるので、破断時間が２．５倍以上長く、遅れ
破壊しにくいことが明らかである。
及び鍛造、転造温度範囲にある（１）〜（４０）は、比
較例である（４１）〜（５８）に比べて適正成分により
熱処理後の組織として延性の高い均質なものが得られ、
充分な冷間引抜加工量によりラメラ間隔を微細にするこ
とが可能となり、必要充分な転位が導入される上、Ａｃ
3 点又はＡｃcm以下での鍛造及び転造により転位の回復
が抑制されるので、破断時間が２．５倍以上長く、遅れ
破壊しにくいことが明らかである。
【００３３】
【発明の効果】本発明により１２５０MPa 級以上の引張
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期待でき
る。これによってボルトの継ぎ手効率の向上が図られ自
動車等の軽量化に寄与する。
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたボルトが期待でき
る。これによってボルトの継ぎ手効率の向上が図られ自
動車等の軽量化に寄与する。
【図１】Ｍ１０ボルトの説明図である。
【図２】耐遅れ破壊特性評価用サンプルの説明図であ
る。
る。
【図３】冷間引抜加工量とボルトの耐遅れ破壊特性の関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図４】鍛造及び転造温度とボルトの耐遅れ破壊特性の
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図５】鍛造及び転造温度とボルトの耐遅れ破壊特性の
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図６】本発明範囲内で製造したボルトに水素チャージ
し、その後熱分析により水素量を解析した結果を示す図
表である。
し、その後熱分析により水素量を解析した結果を示す図
表である。
【図７】冷間引抜加工量が２０％以下で製造したボルト
に水素チャージし、その後熱分析により水素量を解析し
た結果を示す図表である。
に水素チャージし、その後熱分析により水素量を解析し
た結果を示す図表である。
【図８】鍛造及び転造温度がＡｌ点を超える条件で製造
したボルトに水素チャージし、その後熱分析により水素
量を解析した結果を示す図表である。
したボルトに水素チャージし、その後熱分析により水素
量を解析した結果を示す図表である。
【図９】鋼材の転位密度と耐遅れ破壊特性の関係を示す
図表である。
図表である。
【図１０】鋼材の転位密度とラメラ間隔の関係を示す図
表である。
表である。
【図１１】鋼材のラメラ間隔と耐遅れ破壊特性の関係を
示す図表である。
示す図表である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１０〜３．０％、 Ｍｎ：０．２〜１．５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％ を含有し、その他強化元素として Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｗ ：０．１〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％ の１種類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び不可避的
不純物から成り、組織が平均ラメラ間隔で０．５μｍ以
下のパーライト組織又は平均ラメラ間隔で０．５μｍ以
下の上部ベーナイト組織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。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．３〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１０〜３．０％、 Ｍｎ：０．２〜１．５％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％ を含有し、その他強化元素として Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｗ ：０．１〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％ の１種類又は２種類以上を含有し、残部鉄及び不可避的
不純物から成る棒鋼を、２０％以上の減面率にて冷間引
抜加工まま、オーステナイト領域の温度以下で鍛造及び
転造し、ボルトへ成形す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の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34071592A JPH06185513A (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34071592A JPH06185513A (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06185513A true JPH06185513A (ja) | 1994-07-05 |
Family
ID=18339626
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34071592A Withdrawn JPH06185513A (ja) | 1992-12-21 | 1992-12-21 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06185513A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006233326A (ja) * | 2005-01-28 | 2006-09-07 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト |
| JP2008261028A (ja) * | 2007-04-13 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 伸線加工性の優れた高炭素鋼線材 |
| WO2013051513A1 (ja) * | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| KR101455453B1 (ko) * | 2012-05-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 이를 이용한 강 제품 제조 방법 |
| JP2017106097A (ja) * | 2015-12-11 | 2017-06-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び耐食性に優れた高炭素鋼線材、高炭素鋼鋼線及びこれらの製造方法 |
-
1992
- 1992-12-21 JP JP34071592A patent/JPH06185513A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006233326A (ja) * | 2005-01-28 | 2006-09-07 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト |
| JP2008261028A (ja) * | 2007-04-13 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corp | 伸線加工性の優れた高炭素鋼線材 |
| WO2013051513A1 (ja) * | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| JP2013082963A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Kobe Steel Ltd | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| CN103842546A (zh) * | 2011-10-07 | 2014-06-04 | 株式会社神户制钢所 | 螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法 |
| US9835194B2 (en) | 2011-10-07 | 2017-12-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor |
| KR101455453B1 (ko) * | 2012-05-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 이를 이용한 강 제품 제조 방법 |
| JP2017106097A (ja) * | 2015-12-11 | 2017-06-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び耐食性に優れた高炭素鋼線材、高炭素鋼鋼線及びこれらの製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP5135557B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| EP2194153A2 (en) | Ultrahigh-strength steel sheet excellent in hydrogen embrittlement resistance and workablility, and manufacturing method therefor | |
| JP5000367B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルト | |
| JP4267376B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP2003105485A (ja) | 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| JP4464524B2 (ja) | 耐水素疲労特性の優れたばね用鋼、およびその製造方法 | |
| JP5251632B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 | |
| JP2002146479A (ja) | 捻回特性に優れた伸線加工用線材およびその製造方法 | |
| JP4116762B2 (ja) | 耐水素疲労特性の優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
| JP3494799B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JP5251633B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 | |
| JP3494798B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JP4411253B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた熱間鍛造部品およびその製造方法 | |
| JP4267126B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2001288538A (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト用鋼、ボルトおよびそのボルトの製造方法 | |
| JP3233828B2 (ja) | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JP4653389B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 | |
| JPH06185513A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 | |
| JP3348188B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼棒及びその製造方法 | |
| JP3548519B2 (ja) | 耐水素脆化特性の優れた高強度鋼 | |
| JP4146271B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP3358679B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト | |
| JP3211627B2 (ja) | 窒化用鋼およびその製造法 | |
| JP2003293075A (ja) | 造管後の表面硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000307 |