JPH07112235A - 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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- JPH07112235A JPH07112235A JP26025293A JP26025293A JPH07112235A JP H07112235 A JPH07112235 A JP H07112235A JP 26025293 A JP26025293 A JP 26025293A JP 26025293 A JP26025293 A JP 26025293A JP H07112235 A JPH07112235 A JP H07112235A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 成分を特定した鋼材を用いて引張強度１２５
kgf/mm2 以上を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボ
ルトの製造方法を提供する。 【構成】 １）Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ａｌ，Ｎを特定した圧延鋼材、および本鋼材に特定量の
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎの一種または二種を含有した圧延鋼
材を焼入れした後に焼戻しする際に、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４５０℃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。 ２）１）記載の製造方法においてパンチ温度を制御しな
い場合、潤滑液等を噴出して素材表面温度を２００℃以
下に抜熱する。
kgf/mm2 以上を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボ
ルトの製造方法を提供する。 【構成】 １）Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ａｌ，Ｎを特定した圧延鋼材、および本鋼材に特定量の
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎの一種または二種を含有した圧延鋼
材を焼入れした後に焼戻しする際に、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４５０℃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。 ２）１）記載の製造方法においてパンチ温度を制御しな
い場合、潤滑液等を噴出して素材表面温度を２００℃以
下に抜熱する。
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、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を
見いだした。またＶ，Ｔｉ，Ｎｂの添加により一層の耐
遅れ破壊特性向上が可能なことを見いだし、特願平３−
３２３１４６号において、鋼の化学成分の調整、および
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、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を
見いだした。またＶ，Ｔｉ，Ｎｂの添加により一層の耐
遅れ破壊特性向上が可能なことを見いだし、特願平３−
３２３１４６号において、鋼の化学成分の調整、および
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３−３
２３１４６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３−３２３１４６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。
２３１４６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３−３２３１４６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、エネルギーコストの
高い球状化焼鈍を省略しても特願平３−３２３１４６号
記載による方法と同等の鍛造金型寿命をもって成形で
き、かつ耐遅れ破壊特性の向上が可能な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
ボルトの製造を可能にする方法である。
び課題に鑑みなされたものであり、エネルギーコストの
高い球状化焼鈍を省略しても特願平３−３２３１４６号
記載による方法と同等の鍛造金型寿命をもって成形で
き、かつ耐遅れ破壊特性の向上が可能な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
ボルトの製造を可能にする方法である。
【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．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１〜２．
０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、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４５０℃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．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１〜２．
０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜
０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、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４５０℃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）重量％でＣ：０．１５〜０．５０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含
有し、更に、Ｖ：０．００１〜０．２０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０
％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用いて、上
記（１）の焼入れと、焼戻し加熱温度保持直後のボルト
成形を行うことを特徴とする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。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含
有し、更に、Ｖ：０．００１〜０．２０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０
％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用いて、上
記（１）の焼入れと、焼戻し加熱温度保持直後のボルト
成形を行うことを特徴とする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。
【００１０】（３）上記（１）また（２）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４５
０℃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ある。
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４５
０℃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ある。
【００１１】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０．０５％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、
０．５％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０．０５％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、
０．５％以下とした。
【００１２】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。
【００１３】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２．０％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
４５０℃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り、０．２％以
上必要であるが、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２．０％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
４５０℃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り、０．２％以
上必要であるが、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。
【００１４】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０．０１％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０．
００１％以上必要である。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：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：
０．０５％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０．０１％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０．
００１％以上必要である。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：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下とした。
【００１５】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４５０℃以上としている。こ
れは、特願平３−３２３１４６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低
下するからである。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４５０℃以上としている。こ
れは、特願平３−３２３１４６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低
下するからである。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。
【００１６】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。
【００１７】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に示す。Ａ〜Ｈは本
発明のボルト用鋼に従ったものであり、Ｉ〜Ｍ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、成形後の引張強度が１
５０kgf/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、Ｉ〜Ｍ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、成形後の引張強度が１
５０kgf/mm2 以上となるように設定した。
【００１８】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Ｙ１，
Ｙ５，Ｙ９，Ｙ１０での実験値を結んだ直線である。な
お表２の記号Ｙ９，Ｙ１０は特願平３−３２３１４６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Ｙ１，
Ｙ５，Ｙ９，Ｙ１０での実験値を結んだ直線である。な
お表２の記号Ｙ９，Ｙ１０は特願平３−３２３１４６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。
【００１９】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。
【００２０】表２には成形実験の結果を示す。記号Ｘ１
〜Ｘ１０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３−３２３１４６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，Ｙ８では金型
寿命が４万個以下であり、従来法のＹ９，Ｙ１０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８万個以上であり、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。
〜Ｘ１０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３−３２３１４６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，Ｙ８では金型
寿命が４万個以下であり、従来法のＹ９，Ｙ１０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８万個以上であり、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。
【００２１】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表２に示す温度にて焼
入れ・焼戻しを行い、図４に示すＭ２２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Ｉ〜Ｍ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Ｙ９，Ｙ１０
に関しては、鍛造後に焼入れ・焼戻しを行った後に、図
４と同様の形状で、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。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表２に示す温度にて焼
入れ・焼戻しを行い、図４に示すＭ２２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Ｉ〜Ｍ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Ｙ９，Ｙ１０
に関しては、鍛造後に焼入れ・焼戻しを行った後に、図
４と同様の形状で、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。以下に限界水素量を求
める方法について述べる。
【００２２】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。
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。
【００２３】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〜Ｈを用い本発明法により成形されたＸ１〜Ｘ１０
の試験片は、比較鋼Ｉ〜Ｍ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Ｄ，Ｂを用いて特願平３−３２３１４６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。
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〜Ｈを用い本発明法により成形されたＸ１〜Ｘ１０
の試験片は、比較鋼Ｉ〜Ｍ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Ｄ，Ｂを用いて特願平３−３２３１４６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。
【００２４】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、焼戻し加熱した後に金型に挿入する時の温度を放
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、焼戻し加熱した後に金型に挿入する時の温度を放
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。
【００２５】表５より、本発明法では形状不良を生じる
こともなく、比較法Ｙ１１，Ｙ１２に比べ４倍以上の金
型寿命で成形でき、また従来法であるＹ９，Ｙ１０より
やや低いもののほぼ同等である。なお本発明法Ｘ１１，
Ｘ１２については限界拡散性水素を測定したが、その結
果は、Ｘ１１では０．７５ppm 、Ｘ１２では０．７７pp
m と表４の本発明法と同様のレベルであり、従来法Ｙ
９，Ｙ１０に比べ高い耐遅れ破壊特性であった。
こともなく、比較法Ｙ１１，Ｙ１２に比べ４倍以上の金
型寿命で成形でき、また従来法であるＹ９，Ｙ１０より
やや低いもののほぼ同等である。なお本発明法Ｘ１１，
Ｘ１２については限界拡散性水素を測定したが、その結
果は、Ｘ１１では０．７５ppm 、Ｘ１２では０．７７pp
m と表４の本発明法と同様のレベルであり、従来法Ｙ
９，Ｙ１０に比べ高い耐遅れ破壊特性であった。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【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 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｚ 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
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．１〜０．６％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎ ：０．０１％以下 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４５０℃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】 重量％で Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の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３】 請求項１または請求項２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４５
０℃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 |
|---|---|---|---|
| JP26025293A JP2795799B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP26025293A JP2795799B2 (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 |
|---|---|
| JPH07112235A true JPH07112235A (ja) | 1995-05-02 |
| JP2795799B2 JP2795799B2 (ja) | 1998-09-10 |
Family
ID=17345470
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26025293A Expired - Lifetime JP2795799B2 (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) | JP2795799B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63215165A (ja) * | 1987-03-03 | 1988-09-07 | Canon Inc | 画像処理装置 |
| WO2000050185A1 (fr) * | 1999-02-23 | 2000-08-31 | Kanemitsu Corporation | Procede de fabrication de pieces profilees par laminage de forme |
| CN108531815A (zh) * | 2018-05-24 | 2018-09-14 | 本钢板材股份有限公司 | 高温螺栓用钢BG25Cr2MoVA及其制备方法 |
| JP2018165401A (ja) * | 2017-03-28 | 2018-10-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強靭鋼 |
| CN113667906A (zh) * | 2021-07-22 | 2021-11-19 | 河钢股份有限公司 | 一种直条耐候高强度螺栓用精品钢及其生产方法 |
-
1993
- 1993-10-18 JP JP26025293A patent/JP2795799B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63215165A (ja) * | 1987-03-03 | 1988-09-07 | Canon Inc | 画像処理装置 |
| WO2000050185A1 (fr) * | 1999-02-23 | 2000-08-31 | Kanemitsu Corporation | Procede de fabrication de pieces profilees par laminage de forme |
| JP2018165401A (ja) * | 2017-03-28 | 2018-10-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強靭鋼 |
| JP2020020046A (ja) * | 2017-03-28 | 2020-02-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間圧延鋼材 |
| CN108531815A (zh) * | 2018-05-24 | 2018-09-14 | 本钢板材股份有限公司 | 高温螺栓用钢BG25Cr2MoVA及其制备方法 |
| CN113667906A (zh) * | 2021-07-22 | 2021-11-19 | 河钢股份有限公司 | 一种直条耐候高强度螺栓用精品钢及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2795799B2 (ja) | 1998-09-10 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19980519 |