JPH08218122A - マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法Info
- Publication number
- JPH08218122A JPH08218122A JP5961495A JP5961495A JPH08218122A JP H08218122 A JPH08218122 A JP H08218122A JP 5961495 A JP5961495 A JP 5961495A JP 5961495 A JP5961495 A JP 5961495A JP H08218122 A JPH08218122 A JP H08218122A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- screw
- high strength
- stainless steel
- bolt
- hardness
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷間鍛造可能で、しかも硬さ、靭性、遅れ破
壊特性に優れたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス
鋼の高強度ボルト、高強度ねじの製造を可能にする。 【構成】 マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を
一旦７５０℃以上に加熱した後、冷却する際に２００℃
以上７００℃以下で塑性加工を加え、その後さらに室温
まで冷却して作られた線材、あるいは棒材を冷間鍛造に
よりボルト、及びねじ成形し、これを３９０℃以上５５
０℃以下で時効硬化処理を行う。 【効果】 冷間鍛造によりボルト、及びねじの成形が可
能となる。また鍛造後に溶体化処理をせずに、直接時効
硬化処理を行うことによって硬さ、靭性、遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルト、高強度ねじが得られる。
壊特性に優れたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス
鋼の高強度ボルト、高強度ねじの製造を可能にする。 【構成】 マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を
一旦７５０℃以上に加熱した後、冷却する際に２００℃
以上７００℃以下で塑性加工を加え、その後さらに室温
まで冷却して作られた線材、あるいは棒材を冷間鍛造に
よりボルト、及びねじ成形し、これを３９０℃以上５５
０℃以下で時効硬化処理を行う。 【効果】 冷間鍛造によりボルト、及びねじの成形が可
能となる。また鍛造後に溶体化処理をせずに、直接時効
硬化処理を行うことによって硬さ、靭性、遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルト、高強度ねじが得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明はＪＩＳ−ＳＵＳ６３０
等のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強度
ボルト、及びねじの加工方法に関するものである。
等のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強度
ボルト、及びねじの加工方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】マルテンサイト系析出硬化型ステンレス
鋼はマルテンサイト組織から微細な金属間化合物を析出
させることにより高強度化を可能にした合金である。例
えばこの種の代表的なＪＩＳ−ＳＵＳ６３０は室温の状
態で加工性の悪いマルテンサイト組織を有しているた
め、熱間加工あるいは切削加工でしか成形することがで
きない。例えばこれを冷間鍛造した場合、ボルトのよう
な単純な形状品で、しかも適切な金型材料を選定すれば
荷重的には可能な範囲であるが、変形能が低いため割れ
が発生してしまう。
鋼はマルテンサイト組織から微細な金属間化合物を析出
させることにより高強度化を可能にした合金である。例
えばこの種の代表的なＪＩＳ−ＳＵＳ６３０は室温の状
態で加工性の悪いマルテンサイト組織を有しているた
め、熱間加工あるいは切削加工でしか成形することがで
きない。例えばこれを冷間鍛造した場合、ボルトのよう
な単純な形状品で、しかも適切な金型材料を選定すれば
荷重的には可能な範囲であるが、変形能が低いため割れ
が発生してしまう。
【０００３】また通常の溶体化処理をした後に時効硬化
処理を行った場合の硬さは、ＪＩＳ−Ｈ９００処理で最
大４５０Ｈｖ程度であり強度的には満足できるレベルで
はない。しかもこの状態でボルトやねじとして使用する
場合、延性や遅れ破壊特性が低いため、実際の使用には
信頼性に欠ける。従って現在のところマルテンサイト系
析出硬化型ステンレス鋼で、冷間における変形能が高
く、時効硬化処理後の強度、靭性、遅れ破壊特性に優れ
た高強度ボルト、ねじを製造する方法はない。
処理を行った場合の硬さは、ＪＩＳ−Ｈ９００処理で最
大４５０Ｈｖ程度であり強度的には満足できるレベルで
はない。しかもこの状態でボルトやねじとして使用する
場合、延性や遅れ破壊特性が低いため、実際の使用には
信頼性に欠ける。従って現在のところマルテンサイト系
析出硬化型ステンレス鋼で、冷間における変形能が高
く、時効硬化処理後の強度、靭性、遅れ破壊特性に優れ
た高強度ボルト、ねじを製造する方法はない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、冷間鍛造が
可能で、しかも強度、靭性、遅れ破壊特性に優れたマル
テンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強ボルト、及
び高強度ねじの製造を可能にする加工方法を提案するも
のである。
可能で、しかも強度、靭性、遅れ破壊特性に優れたマル
テンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強ボルト、及
び高強度ねじの製造を可能にする加工方法を提案するも
のである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】マルテンサイト系析出硬
化型ステンレス鋼の溶体化処理後の組織は変形能に乏し
いマルテンサイトである。またこの種の合金を通常の熱
処理である溶体化処理と時効硬化処理によって得られる
性質は、ＪＩＳ−Ｈ９００処理で硬さが４５０ＨＶ、引
張り強さが１４０ｋｇｆ／ｍｍ２程度が限界で、しかも
靭性、遅れ破壊特性において必ずしも十分な満足できる
ものとはいえない。
化型ステンレス鋼の溶体化処理後の組織は変形能に乏し
いマルテンサイトである。またこの種の合金を通常の熱
処理である溶体化処理と時効硬化処理によって得られる
性質は、ＪＩＳ−Ｈ９００処理で硬さが４５０ＨＶ、引
張り強さが１４０ｋｇｆ／ｍｍ２程度が限界で、しかも
靭性、遅れ破壊特性において必ずしも十分な満足できる
ものとはいえない。
【０００６】本発明は、マルテンサイト系析出硬化型ス
テンレス鋼を一旦７５０℃以上に加熱した後、冷却し２
００℃以上、７００℃以下で塑性加工を施した後、さら
に室温まで冷却させマルテンサイト変態させて作られた
線材、あるいは棒材を冷間鍛造によりボルト、あるいは
ねじに成形し、その後３９０℃以上、５５０℃以下の温
度範囲で時効硬化処理を行うことによって、冷間鍛造可
能で、しかも時効硬化処理後の強度、硬さ、靭性、遅れ
破壊特性が優れた高強度ボルト、及び高強度ねじの製造
を可能とするものである。
テンレス鋼を一旦７５０℃以上に加熱した後、冷却し２
００℃以上、７００℃以下で塑性加工を施した後、さら
に室温まで冷却させマルテンサイト変態させて作られた
線材、あるいは棒材を冷間鍛造によりボルト、あるいは
ねじに成形し、その後３９０℃以上、５５０℃以下の温
度範囲で時効硬化処理を行うことによって、冷間鍛造可
能で、しかも時効硬化処理後の強度、硬さ、靭性、遅れ
破壊特性が優れた高強度ボルト、及び高強度ねじの製造
を可能とするものである。
【０００７】表１はＪＩＳ−ＳＵＳ６３０の室温におけ
る限界圧縮率を示したものである。因みに、Ａは１０５
０℃×３０分／油冷した後、機械加工により所定の寸法
にしたもので、Ｂは１０５０℃に加熱した後直ちに５０
０℃に空冷し、前方押しだしにより減面率６０％の塑性
加工を行った後に再び室温まで空冷したものを機械加工
によって所定のにしたものである。
る限界圧縮率を示したものである。因みに、Ａは１０５
０℃×３０分／油冷した後、機械加工により所定の寸法
にしたもので、Ｂは１０５０℃に加熱した後直ちに５０
０℃に空冷し、前方押しだしにより減面率６０％の塑性
加工を行った後に再び室温まで空冷したものを機械加工
によって所定のにしたものである。
【０００８】表１の結果では通常の溶体化処理材では限
界圧縮率は７０％しかないが、本発明により製造された
棒材の限界圧縮率は７５％であり、明らかに室温におけ
る変形能は高くなっていることが確認できる。
界圧縮率は７０％しかないが、本発明により製造された
棒材の限界圧縮率は７５％であり、明らかに室温におけ
る変形能は高くなっていることが確認できる。
【０００９】
【表１】
【００１０】この結果は、炭素量が０．１ｗｔ％未満の
合金を加工熱処理であるオースフォーミングした場合に
得られる、組織の微細化と変形能の増加を利用したもの
である。つまり従来のオースフォーミングの認識では、
炭素量が比較的高い合金を対象とし、しかも強度上昇や
靭性の改善に関する研究しかなされておらず、このよう
な炭素量の低い合金でしかもオースフォーミング後の鍛
造性について言及した報告はない。
合金を加工熱処理であるオースフォーミングした場合に
得られる、組織の微細化と変形能の増加を利用したもの
である。つまり従来のオースフォーミングの認識では、
炭素量が比較的高い合金を対象とし、しかも強度上昇や
靭性の改善に関する研究しかなされておらず、このよう
な炭素量の低い合金でしかもオースフォーミング後の鍛
造性について言及した報告はない。
【００１１】従ってオースフォーミングを利用して製造
された線材、あるいは棒材の冷間における変形能は、通
常工程である溶体化処理によって納入するような製造方
法と比較して高くなる。
された線材、あるいは棒材の冷間における変形能は、通
常工程である溶体化処理によって納入するような製造方
法と比較して高くなる。
【００１２】図１は時効硬化処理を３７０℃から５５０
℃の範囲で行ったときの硬さを示す。因みにＡ１は溶体
化処理（１０５０℃×３０分／油冷）したもの、Ａ２は
Ａ１を冷間鍛造（７０％圧縮）したもの、Ｂ１は１０５
０℃に加熱した後直ちに５００℃に空冷し、前方押しだ
しにより減面率６０％の塑性加工を行ったもの、Ｂ２は
Ｂ１のものを冷間鍛造（７０％圧縮）したものである。
℃の範囲で行ったときの硬さを示す。因みにＡ１は溶体
化処理（１０５０℃×３０分／油冷）したもの、Ａ２は
Ａ１を冷間鍛造（７０％圧縮）したもの、Ｂ１は１０５
０℃に加熱した後直ちに５００℃に空冷し、前方押しだ
しにより減面率６０％の塑性加工を行ったもの、Ｂ２は
Ｂ１のものを冷間鍛造（７０％圧縮）したものである。
【００１３】図１の結果より冷間加工を加えることによ
り時効後に得られる硬さは大幅に上昇する。しかも本発
明により製造された棒材であるＢ２の硬さの方が、従来
の方法によって製造された棒材であるＡ２よりも高くな
ることが確認でいる。
り時効後に得られる硬さは大幅に上昇する。しかも本発
明により製造された棒材であるＢ２の硬さの方が、従来
の方法によって製造された棒材であるＡ２よりも高くな
ることが確認でいる。
【００１４】これは組織が微細であるため十分な加工硬
化が得られるためであり、従って高強度なボルト、及び
ねじが得られることになる。
化が得られるためであり、従って高強度なボルト、及び
ねじが得られることになる。
【００１５】図２に３９０℃から５５０℃で時効硬化処
理を施したシャルピー衝撃値を示す。因みにＡ１、Ａ
２、Ｂ１、Ｂ２の記号は図２と同条件のものである。
理を施したシャルピー衝撃値を示す。因みにＡ１、Ａ
２、Ｂ１、Ｂ２の記号は図２と同条件のものである。
【００１６】図２の結果より、Ｂ１、Ｂ２の衝撃値はＡ
１、Ａ２のものよりも大幅に高く、このような高強度ス
テンレス鋼としては十分な靭性を有している。
１、Ａ２のものよりも大幅に高く、このような高強度ス
テンレス鋼としては十分な靭性を有している。
【００１７】図３に遅れ破壊試験の結果を示す。因みに
試験方法は、試験片にノッチを設け、この部分に０．１
Ｎの塩酸を滴下する片持ち曲げ式の加速試験法である。
またＡ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２の記号は図１、２と同条件
のものである。
試験方法は、試験片にノッチを設け、この部分に０．１
Ｎの塩酸を滴下する片持ち曲げ式の加速試験法である。
またＡ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２の記号は図１、２と同条件
のものである。
【００１８】図３の結果よりＢ１、Ｂ２の遅れ破壊特性
はＡ１、Ａ２のものよりも優れており、しかもボルトと
して使用可能の基準となる、（破断曲げ応力／静曲げ応
力）が０．７の時、破断時間が３０時間以上という条件
を十分にクリアしており、高強度ボルト、ねじとしての
使用が可能となる。
はＡ１、Ａ２のものよりも優れており、しかもボルトと
して使用可能の基準となる、（破断曲げ応力／静曲げ応
力）が０．７の時、破断時間が３０時間以上という条件
を十分にクリアしており、高強度ボルト、ねじとしての
使用が可能となる。
【００１９】以上の結果にみられるように本発明によっ
て室温における変形能、時効硬化処理後の硬さ、靭性、
遅れ破壊特性に優れた性質を得ることが可能である。
て室温における変形能、時効硬化処理後の硬さ、靭性、
遅れ破壊特性に優れた性質を得ることが可能である。
【００２０】次に本発明を明確にすべく、以下にその実
施例を詳述する。ＪＩＳ−ＳＵＳ６３０を図４に示す工
程でドリルねじの製造を行った。
施例を詳述する。ＪＩＳ−ＳＵＳ６３０を図４に示す工
程でドリルねじの製造を行った。
【００２１】鍛造用のスラグは、１０５０℃に加熱した
後直ちに５００℃に空冷し、前方押しだしにより減面率
６０％の塑性加工を行った後に再び室温まで空冷したも
のを機械加工によって作成した。
後直ちに５００℃に空冷し、前方押しだしにより減面率
６０％の塑性加工を行った後に再び室温まで空冷したも
のを機械加工によって作成した。
【００２２】ドリルねじ製造した結果、頭部、ねじ部、
ねじ先部のいずれにおいても割れは認められなかった。
またこのドリルねじを時効硬化処理した後の硬さ分布を
図５に示す。
ねじ先部のいずれにおいても割れは認められなかった。
またこのドリルねじを時効硬化処理した後の硬さ分布を
図５に示す。
【００２３】図５の結果より硬さの要求されるねじ先
部、ねじ部の硬さか５４０ＨＶで靭性の要求される中心
部は４９０ＨＶ程度で硬さは抑えられている。
部、ねじ部の硬さか５４０ＨＶで靭性の要求される中心
部は４９０ＨＶ程度で硬さは抑えられている。
【００２４】これらの結果から、本発明により冷間鍛造
が可能で、しかも硬さ、靭性、遅れ破壊特性の優れたマ
ルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強度ボル
ト、及び高強度ねじの製造が可能となる。
が可能で、しかも硬さ、靭性、遅れ破壊特性の優れたマ
ルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の高強度ボル
ト、及び高強度ねじの製造が可能となる。
【００２５】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲
において、当業者の知識に基づき様々な変更を加えた態
様で実施可能である。
くまで一例であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲
において、当業者の知識に基づき様々な変更を加えた態
様で実施可能である。
【発明の効果】以上に記述したように冷間鍛造によりボ
ルト、及びねじの成形が可能となる。また鍛造後に溶体
化処理をせずに、直接時効硬化処理を行うことによって
硬さ、靭性、遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト、高強
度ねじが得られる。
ルト、及びねじの成形が可能となる。また鍛造後に溶体
化処理をせずに、直接時効硬化処理を行うことによって
硬さ、靭性、遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト、高強
度ねじが得られる。
【図１】ＪＩＳ−ＳＵＳ６３０の時効硬化処理温度と硬
さの関係を示したものである。
さの関係を示したものである。
【図２】ＪＩＳ−ＳＵＳ６３０の時効硬化処理温度とシ
ャルピー衝撃値の関係を示したものである。
ャルピー衝撃値の関係を示したものである。
【図３】ＪＩＳ−ＳＵＳ６３０の遅れ破壊特性を示した
ものである。
ものである。
【図４】実施例としてＪＩＳ−ＳＵＳ６３０のドリルね
じを製造した際の工程図を示すものである。
じを製造した際の工程図を示すものである。
【図５】ドリルねじの時効硬化処理後の硬さ分布を示し
たものである。
たものである。
Claims (1)
- 【請求項１】 マルテンサイト系析出硬化型ステンレス
鋼を、一旦７５０℃以上に加熱した後、冷却する際に２
００℃以上７００℃以下で塑性加工を加えた後さらに室
温まで冷却しマルテンサイト変態させて作られた線材、
あるいは棒材を冷間加工によりボルト、及びねじ成形
し、さらに３９０℃以上５５０℃以下で時効硬化処理を
行う高強度ボルト、及び高強度ねじの加工方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05961495A JP3588786B2 (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05961495A JP3588786B2 (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08218122A true JPH08218122A (ja) | 1996-08-27 |
| JP3588786B2 JP3588786B2 (ja) | 2004-11-17 |
Family
ID=13118309
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05961495A Expired - Fee Related JP3588786B2 (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3588786B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2157196A1 (en) * | 2008-08-14 | 2010-02-24 | United Technologies Corporation | Method of processing maraging steel |
-
1995
- 1995-02-13 JP JP05961495A patent/JP3588786B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2157196A1 (en) * | 2008-08-14 | 2010-02-24 | United Technologies Corporation | Method of processing maraging steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3588786B2 (ja) | 2004-11-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5050226B2 (ja) | 銅合金材料の製造法 | |
| JP4339248B2 (ja) | 焼入れ焼戻し熱処理鋼線およびその製造方法 | |
| JPS63277745A (ja) | チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材 | |
| JP6079294B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材の自由鍛造加工方法 | |
| TW201715055A (zh) | 冷間加工用機械構造用鋼及其製造方法 | |
| CN102159742A (zh) | 钛部件的固溶热处理和过老化热处理 | |
| JP3873313B2 (ja) | 高強度チタン合金の製造方法 | |
| CN1314956A (zh) | 铁变性的锡黄铜 | |
| WO2017110910A1 (ja) | 鋼部品 | |
| JP2014161861A5 (ja) | ||
| JPH05269539A (ja) | 内燃機関用の排気弁の製造方法 | |
| JPS63500950A (ja) | アルミニウムを含有する超高炭素鋼およびその処理方法 | |
| JP4915763B2 (ja) | 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法 | |
| JP2003113422A (ja) | 冷間圧造特性に優れた調質鋼線 | |
| JP3588786B2 (ja) | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の高強度ボルト及びねじの製造方法 | |
| CN1405343A (zh) | 高强度镍－铜合金及其生产方法 | |
| JP4915762B2 (ja) | 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法 | |
| JP6652020B2 (ja) | 高強度熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP2004060046A (ja) | 成形品とその製造方法 | |
| JP3496289B2 (ja) | マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼高強度部材の製造方法 | |
| WO2001061057A1 (en) | Bar product, cylinder rods, hydraulic cylinders, and method for manufacturing | |
| JP2002348637A (ja) | 高強度ねじ用鋼、高強度ねじおよび高強度ねじの製造方法 | |
| JP3473500B2 (ja) | 低延性非調質鋼 | |
| JP2008179864A (ja) | Ｎｉ基合金の製造方法 | |
| JPH03257131A (ja) | 金属間化合物析出硬化Ｎｉ基合金製刃物材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040621 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040726 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040808 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |