JPH0860245A - 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼の製造方法Info
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- JPH0860245A JPH0860245A JP19068494A JP19068494A JPH0860245A JP H0860245 A JPH0860245 A JP H0860245A JP 19068494 A JP19068494 A JP 19068494A JP 19068494 A JP19068494 A JP 19068494A JP H0860245 A JPH0860245 A JP H0860245A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れ、引張強さ
が９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボルトを得るためのボ
ルト用鋼を、経済的に製造することのできる方法を提供
する。 【構成】 Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％
以下、Ｍｎ：０．９０〜１．５０％、Ｐ：０．０１５％
以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０
８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５
〜０．００３０％を夫々含有し、且つＣ，Ｍｎ，Ｃｒの
含有量に規定されるＫ値が０．４０〜０．６０の範囲を
満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼材を、
仕上げ圧延温度が９００℃以上となる様に熱間圧延した
後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
し、引続き室温まで放冷する。
が９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボルトを得るためのボ
ルト用鋼を、経済的に製造することのできる方法を提供
する。 【構成】 Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％
以下、Ｍｎ：０．９０〜１．５０％、Ｐ：０．０１５％
以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０
８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５
〜０．００３０％を夫々含有し、且つＣ，Ｍｎ，Ｃｒの
含有量に規定されるＫ値が０．４０〜０．６０の範囲を
満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼材を、
仕上げ圧延温度が９００℃以上となる様に熱間圧延した
後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
し、引続き室温まで放冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車等の車輛用や産
業機械用として使用されるボルト用鋼の製造方法に関
し、特に引張強さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボル
トを得るためのものであって、しかも冷間加工性および
耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼を製造するための有用
な方法に関するものである。
業機械用として使用されるボルト用鋼の製造方法に関
し、特に引張強さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボル
トを得るためのものであって、しかも冷間加工性および
耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼を製造するための有用
な方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車業界や産業機械業界におい
ては、コスト低減の要求があり、それに伴って使用され
るボルトにも低コストのものが指向され、例えばＪＩＳ
規格Ｂ１０５１の「ボルト小ねじの機械的性質」の７Ｔ
ボルトや８．８ボルトについても、１％程度のＣｒを含
むＣｒ鋼や、１％程度のＣｒの他、０．１５〜０．３０
％程度のＭｏを含むＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼から炭素
鋼の様な廉価な鋼材への変更が実施されている。
ては、コスト低減の要求があり、それに伴って使用され
るボルトにも低コストのものが指向され、例えばＪＩＳ
規格Ｂ１０５１の「ボルト小ねじの機械的性質」の７Ｔ
ボルトや８．８ボルトについても、１％程度のＣｒを含
むＣｒ鋼や、１％程度のＣｒの他、０．１５〜０．３０
％程度のＭｏを含むＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼から炭素
鋼の様な廉価な鋼材への変更が実施されている。
【０００３】しかしながら、ボルトの引張強さが９００
〜１３００Ｎ／ｍｍ2 程度、特に１０００Ｎ／ｍｍ2 を
超える領域になる９．８ボルトや１０．９ボルトになる
と、遅れ破壊が発生する危険があるので、炭素鋼の様な
廉価な鋼材では、耐遅れ破壊性が十分でなく、安心して
変更できない。従って、上記のような強度領域では、従
来通りＣｒ鋼やＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼が多く使用さ
れているのが実情である。
〜１３００Ｎ／ｍｍ2 程度、特に１０００Ｎ／ｍｍ2 を
超える領域になる９．８ボルトや１０．９ボルトになる
と、遅れ破壊が発生する危険があるので、炭素鋼の様な
廉価な鋼材では、耐遅れ破壊性が十分でなく、安心して
変更できない。従って、上記のような強度領域では、従
来通りＣｒ鋼やＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼が多く使用さ
れているのが実情である。
【０００４】ところで、上記の様な低合金鋼を用いてボ
ルトを製造するに当たっては、圧延線材の強度が高いの
で、まず圧延線材の焼まなし処理が施され、その後中間
伸線、球状化焼まなし処理および仕上げ伸線工程を経た
後、冷間鍛造でボルト形状に成形され、最終的に所定の
強度になる様に、焼入れ・焼戻しされるという長い工程
によって行なわれている。
ルトを製造するに当たっては、圧延線材の強度が高いの
で、まず圧延線材の焼まなし処理が施され、その後中間
伸線、球状化焼まなし処理および仕上げ伸線工程を経た
後、冷間鍛造でボルト形状に成形され、最終的に所定の
強度になる様に、焼入れ・焼戻しされるという長い工程
によって行なわれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述した様に、引張強
さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 程度のボルトの多く
は、ボルトに要求される耐遅れ破壊性や靭性を確保する
為に、Ｃｒ鋼やＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼が多く使用さ
れている。そしてこれらの材料は、合金元素の効果によ
って焼入れ性が良好であるので、圧延線材の引張強さが
高くなり、そのままではボルトに加工するのに必要な伸
線加工が困難となり、通常は上述した様に焼まなし処理
が施される。その後、中間伸線、球状化焼まなし処理お
よび仕上げ伸線工程を経た後、冷間鍛造でボルト形状に
成形され、最終的に所定の強度になる様に、焼入れ・焼
戻しされるという長い工程が必要となる。従って、上記
の様な低合金鋼で製造されるボルトは、材料費に加えて
線材加工に要する費用が加算され、トータルでは炭素鋼
で製造されるボルトに比べるとかなり高価なものとなっ
てしまう。尚圧延線材の引張強さを低くするためには、
合金成分を減らすことが効果的であることが予想される
が、そうするとボルトに必要な耐遅れ破壊性や靭性が低
くなってしまうことになる。
さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 程度のボルトの多く
は、ボルトに要求される耐遅れ破壊性や靭性を確保する
為に、Ｃｒ鋼やＣｒ−Ｍｏ鋼等の低合金鋼が多く使用さ
れている。そしてこれらの材料は、合金元素の効果によ
って焼入れ性が良好であるので、圧延線材の引張強さが
高くなり、そのままではボルトに加工するのに必要な伸
線加工が困難となり、通常は上述した様に焼まなし処理
が施される。その後、中間伸線、球状化焼まなし処理お
よび仕上げ伸線工程を経た後、冷間鍛造でボルト形状に
成形され、最終的に所定の強度になる様に、焼入れ・焼
戻しされるという長い工程が必要となる。従って、上記
の様な低合金鋼で製造されるボルトは、材料費に加えて
線材加工に要する費用が加算され、トータルでは炭素鋼
で製造されるボルトに比べるとかなり高価なものとなっ
てしまう。尚圧延線材の引張強さを低くするためには、
合金成分を減らすことが効果的であることが予想される
が、そうするとボルトに必要な耐遅れ破壊性や靭性が低
くなってしまうことになる。
【０００６】本発明はこの様な事情に着目してなされた
ものであって、その目的は、冷間加工性と耐遅れ破壊性
に優れ、引張強さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボル
トを得るためのボルト用鋼を、経済的に製造することの
できる方法を提供することにある。
ものであって、その目的は、冷間加工性と耐遅れ破壊性
に優れ、引張強さが９００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 のボル
トを得るためのボルト用鋼を、経済的に製造することの
できる方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明方法とは、Ｃ：０．１５〜０．３５％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５
％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：
０．０１〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を夫々含有し、且つ
下記（１）式によって規定されるＫ値が０．４０〜０．
６０の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物で
ある鋼材を、仕上げ圧延温度が９００℃以上となる様に
熱間圧延した後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下の冷
却速度で冷却し、引続き室温まで放冷する点に要旨を有
するものである。 Ｋ値＝［Ｃ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］ …（１） 但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍ
ｎおよびＣｒの含有量（％）を示す。また本発明で用い
る鋼材は、必要に応じてＭｏ，Ｎｂ，Ｖ等を含有するこ
とも有効である。
のできた本発明方法とは、Ｃ：０．１５〜０．３５％、
Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５
％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｔｉ：
０．０１〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を夫々含有し、且つ
下記（１）式によって規定されるＫ値が０．４０〜０．
６０の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物で
ある鋼材を、仕上げ圧延温度が９００℃以上となる様に
熱間圧延した後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下の冷
却速度で冷却し、引続き室温まで放冷する点に要旨を有
するものである。 Ｋ値＝［Ｃ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］ …（１） 但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍ
ｎおよびＣｒの含有量（％）を示す。また本発明で用い
る鋼材は、必要に応じてＭｏ，Ｎｂ，Ｖ等を含有するこ
とも有効である。
【０００８】
【作用】本発明者らは希望するボルト用鋼を実現するべ
く、冷間加工性については、影響の大きい合金元素量と
圧延線材の冷却速度に、遅れ破壊性については、耐遅れ
破壊性を阻害する元素に夫々着目し、各種の鋼成分につ
いて検討を重ねた。その結果、鋼材の化学成分組成と圧
延条件を厳密に規定することによって、上記目的が見事
に達成されることを見い出し、本発明を完成した。まず
本発明で用いる鋼材の化学成分の限定理由は下記の通り
である。
く、冷間加工性については、影響の大きい合金元素量と
圧延線材の冷却速度に、遅れ破壊性については、耐遅れ
破壊性を阻害する元素に夫々着目し、各種の鋼成分につ
いて検討を重ねた。その結果、鋼材の化学成分組成と圧
延条件を厳密に規定することによって、上記目的が見事
に達成されることを見い出し、本発明を完成した。まず
本発明で用いる鋼材の化学成分の限定理由は下記の通り
である。
【０００９】Ｃ：０．１５〜０．３５％ Ｃは鋼の焼入性と強度確保の為に必要な元素であり、そ
の含有量が０．１５％未満では、引張強さが９００Ｎ／
ｍｍ2 以上の鋼材を約４００℃以上の適切な焼戻し温度
で得ることが困難になる。しかしながら、多すぎると冷
間加工性が悪くなるので、０．３５％以下に抑えるべき
である。尚Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．１８〜０．
２８％程度である。
の含有量が０．１５％未満では、引張強さが９００Ｎ／
ｍｍ2 以上の鋼材を約４００℃以上の適切な焼戻し温度
で得ることが困難になる。しかしながら、多すぎると冷
間加工性が悪くなるので、０．３５％以下に抑えるべき
である。尚Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．１８〜０．
２８％程度である。
【００１０】Ｓｉ：０．１％以下 Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるが、多量の添加は酸
化物系の介在物を生成すると共に、焼入れ等の熱処理時
における粒界酸化を助長し、冷間加工性と耐遅れ破壊性
を低下させるため、０．１％以下とした。尚Ｓｉの含有
量の好ましい範囲は、０．０４〜０．０８％程度であ
る。
化物系の介在物を生成すると共に、焼入れ等の熱処理時
における粒界酸化を助長し、冷間加工性と耐遅れ破壊性
を低下させるため、０．１％以下とした。尚Ｓｉの含有
量の好ましい範囲は、０．０４〜０．０８％程度であ
る。
【００１１】Ｍｎ：０．９０〜１．５０％ Ｍｎは脱酸元素として有効に作用すると共に、鋼の焼入
れ性を高める効果があり、またＳによる熱間脆化を防止
するためにも０．９０％以上含有させなければならな
い。しかしながら、含有量が多過ぎると圧延後の冷却時
の変態を早めて硬化を促進させると共に、粒界への偏析
が多くなり、粒界強度を低下させて耐遅れ破壊性を悪化
させるので、１．５０％を上限とする。尚Ｍｎ含有量の
好ましい範囲は、１．００〜１．３０％程度である。
れ性を高める効果があり、またＳによる熱間脆化を防止
するためにも０．９０％以上含有させなければならな
い。しかしながら、含有量が多過ぎると圧延後の冷却時
の変態を早めて硬化を促進させると共に、粒界への偏析
が多くなり、粒界強度を低下させて耐遅れ破壊性を悪化
させるので、１．５０％を上限とする。尚Ｍｎ含有量の
好ましい範囲は、１．００〜１．３０％程度である。
【００１２】Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む） ＰはＭｎと同様に、粒界偏析を起こして耐遅れ破壊性を
阻害するので少ない方がよいが、不可避不純物として混
入するので、０．０１５％以下とした。より好ましく
は、０．００７％以下に低減するのが良い。
阻害するので少ない方がよいが、不可避不純物として混
入するので、０．０１５％以下とした。より好ましく
は、０．００７％以下に低減するのが良い。
【００１３】Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む） Ｓは熱間脆性を引起こすばかりでなく、Ｍｎと結合して
ＭｎＳを生成し、ボルト成形時の冷間加工性を阻害した
り鋼の耐遅れ破壊性を悪化させるため、０．０１５％を
上限として定めた。より好ましくは、０．００７％以下
に低減するのが良い。
ＭｎＳを生成し、ボルト成形時の冷間加工性を阻害した
り鋼の耐遅れ破壊性を悪化させるため、０．０１５％を
上限として定めた。より好ましくは、０．００７％以下
に低減するのが良い。
【００１４】Ｃｒ：０．５０％以下 Ｃｒは焼入れ性の向上に極めて有効な元素であるが、多
量の添加は冷間材の強度を高め、冷間加工性を阻害する
ので、０．５０％以下と定めた。尚Ｃｒ含有量の好まし
い範囲は、０．１５〜０．３５％程度である。
量の添加は冷間材の強度を高め、冷間加工性を阻害する
ので、０．５０％以下と定めた。尚Ｃｒ含有量の好まし
い範囲は、０．１５〜０．３５％程度である。
【００１５】Ｔｉ：０．０１〜０．０８％ Ｔｉは鋼中のＮを固定し、Ｂの添加効果を十分に発揮さ
せる為に添加される。また結晶粒度を微細化して粒界面
積を増すことによって、Ｐ等の粒界偏析成分の分散、水
素のトラップサイトの増加による拡散性水素の減少、フ
リー窒素の固定等の効果によって、耐遅れ破壊性を改善
すのに有効である。これらの効果を発揮させるために
は、０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、多過ぎると粗大なＴｉＮが多量に生成して冷間加工
性や耐遅れ破壊性を却って阻害するので、上限を０．０
８％とした。尚Ｔｉ含有量の好ましい範囲は、０．０３
〜０．０６％程度である。
せる為に添加される。また結晶粒度を微細化して粒界面
積を増すことによって、Ｐ等の粒界偏析成分の分散、水
素のトラップサイトの増加による拡散性水素の減少、フ
リー窒素の固定等の効果によって、耐遅れ破壊性を改善
すのに有効である。これらの効果を発揮させるために
は、０．０１％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、多過ぎると粗大なＴｉＮが多量に生成して冷間加工
性や耐遅れ破壊性を却って阻害するので、上限を０．０
８％とした。尚Ｔｉ含有量の好ましい範囲は、０．０３
〜０．０６％程度である。
【００１６】Ａｌ：０．０１〜０．０５％ Ａｌは脱酸作用を有するほか、フリー窒素の固定による
焼戻し脆化の防止と結晶粒の微細化の為に、０．０１％
以上含有する必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が
０．０５％を超えると靭性に悪影響が現われてくるの
で、それ以上の添加は避けるべきである。尚Ａｌ含有量
の好ましい範囲は、０．０２５〜０．０３５％程度であ
る。
焼戻し脆化の防止と結晶粒の微細化の為に、０．０１％
以上含有する必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が
０．０５％を超えると靭性に悪影響が現われてくるの
で、それ以上の添加は避けるべきである。尚Ａｌ含有量
の好ましい範囲は、０．０２５〜０．０３５％程度であ
る。
【００１７】Ｂ：０．０００５〜０．００３０％ Ｂは鋼の焼入れ性向上の為に添加されるが、その含有量
が０．０００５％未満ではその効果が発揮されず、０．
００３０％を超えて過剰に添加しても却って靭性を阻害
する。尚Ｂ含有量の好ましい範囲は、０．０００８〜
０．００２０％程度である。
が０．０００５％未満ではその効果が発揮されず、０．
００３０％を超えて過剰に添加しても却って靭性を阻害
する。尚Ｂ含有量の好ましい範囲は、０．０００８〜
０．００２０％程度である。
【００１８】本発明においては、上記元素が夫々の含有
量を満足する他、前記（１）式で規定されるＫ値が、
０．４０〜０．６０の範囲を満足する必要がある。即
ち、Ｋ値の上限値０．６０は、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ等の個々
の成分範囲が上記で規定する範囲を満足する場合であっ
ても、これらのトータル量が多くなると圧延材の強度が
高くなり、本発明の特徴である優れた冷間加工性が得ら
れなくなるため設定するものである。
量を満足する他、前記（１）式で規定されるＫ値が、
０．４０〜０．６０の範囲を満足する必要がある。即
ち、Ｋ値の上限値０．６０は、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ等の個々
の成分範囲が上記で規定する範囲を満足する場合であっ
ても、これらのトータル量が多くなると圧延材の強度が
高くなり、本発明の特徴である優れた冷間加工性が得ら
れなくなるため設定するものである。
【００１９】一方、Ｋ値の下限値０．４０は、ボルト成
形後の焼入れ・焼もどし処理において、焼もどし脆性域
を避けた４００℃以上の焼もどし温度で、目標とする９
００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 の強度が得られなくなるため
に設定するものである。
形後の焼入れ・焼もどし処理において、焼もどし脆性域
を避けた４００℃以上の焼もどし温度で、目標とする９
００〜１３００Ｎ／ｍｍ2 の強度が得られなくなるため
に設定するものである。
【００２０】本発明で規定する必須構成元素は以上の通
りであり、残部がＦｅおよび不可避不純物であるが、必
要によりＭｏ，Ｎｂ，Ｖ等を適量添加しても良い。これ
らの元素を添加するときの限定理由は下記の通りであ
る。
りであり、残部がＦｅおよび不可避不純物であるが、必
要によりＭｏ，Ｎｂ，Ｖ等を適量添加しても良い。これ
らの元素を添加するときの限定理由は下記の通りであ
る。
【００２１】Ｍｏ：０．１５％以下 Ｍｏは焼入れ性の向上と耐遅れ破壊性の改善に有効な元
素であるが、多量の添加は圧延材の強度を高め、冷間加
工性を阻害するので、０．１５％以下とすべきである。
尚Ｍｏ含有量のより好ましい範囲は、０．０４〜０．１
０％程度である。
素であるが、多量の添加は圧延材の強度を高め、冷間加
工性を阻害するので、０．１５％以下とすべきである。
尚Ｍｏ含有量のより好ましい範囲は、０．０４〜０．１
０％程度である。
【００２２】Ｎｂ：０．０１〜０．１％および／または
Ｖ：０．０１〜０．１％ ＮｂおよびＶは、結晶粒の微細化に有効な元素であり、
こうした効果はいずれも０．０１％以上含有させること
によって有効に発揮される。しかしながら、過剰に添加
すると、耐遅れ破壊性および靭性を阻害するので、いず
れも０．１％以下とすべきである。尚ＮｂおよびＶの含
有量のより好ましい範囲は、いずれも０．０１５〜０．
０２５％程度である。
Ｖ：０．０１〜０．１％ ＮｂおよびＶは、結晶粒の微細化に有効な元素であり、
こうした効果はいずれも０．０１％以上含有させること
によって有効に発揮される。しかしながら、過剰に添加
すると、耐遅れ破壊性および靭性を阻害するので、いず
れも０．１％以下とすべきである。尚ＮｂおよびＶの含
有量のより好ましい範囲は、いずれも０．０１５〜０．
０２５％程度である。
【００２３】本発明においては、上記の化学成分組成を
満足する鋼材を用い、仕上げ圧延温度が９００℃以上に
なる様に圧延した後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で冷却する必要があるが、これは圧延材の強
度を低くし冷間加工性を向上せしめるためである。即
ち、仕上げ圧延温度が９００℃より低くなると、微細組
織となり強度が高くなって冷間加工性が悪くなる。ま
た、圧延後の冷却速度を早くすると部分的にベーナイト
組織となり、冷間加工性を低下させるため、５００℃ま
での冷却速度を２℃／ｓｅｃとする必要がある。尚ボル
ト成形後の焼入れ・焼もどし処理における焼もどし温度
については、焼もどし脆性域を避けた４００℃以上で処
理するのが好ましい。
満足する鋼材を用い、仕上げ圧延温度が９００℃以上に
なる様に圧延した後、５００℃までを２℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で冷却する必要があるが、これは圧延材の強
度を低くし冷間加工性を向上せしめるためである。即
ち、仕上げ圧延温度が９００℃より低くなると、微細組
織となり強度が高くなって冷間加工性が悪くなる。ま
た、圧延後の冷却速度を早くすると部分的にベーナイト
組織となり、冷間加工性を低下させるため、５００℃ま
での冷却速度を２℃／ｓｅｃとする必要がある。尚ボル
ト成形後の焼入れ・焼もどし処理における焼もどし温度
については、焼もどし脆性域を避けた４００℃以上で処
理するのが好ましい。
【００２４】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２５】
【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼を用い、表２に
示す圧延条件と加工工程に従って伸線までを行なった。
尚表２には、伸線加工後の加工ひずみε＝１．０での変
形抵抗をも同時に示した。また表３には、これらの線材
より作成したＭ１０ボルトの耐遅れ破壊性を示した。こ
のとき耐遅れ破壊性の調査は、ボルトを酸中に浸漬後、
水洗・乾燥して大気中で負荷する方法で１００時間遅れ
破壊強さを求めて、比較評価した。
示す圧延条件と加工工程に従って伸線までを行なった。
尚表２には、伸線加工後の加工ひずみε＝１．０での変
形抵抗をも同時に示した。また表３には、これらの線材
より作成したＭ１０ボルトの耐遅れ破壊性を示した。こ
のとき耐遅れ破壊性の調査は、ボルトを酸中に浸漬後、
水洗・乾燥して大気中で負荷する方法で１００時間遅れ
破壊強さを求めて、比較評価した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】表２の試験材Ｎo.１〜３は、供試種Ａにお
いて圧延条件の影響を調べたものである。試験材Ｎo.１
に比べ、冷却速度の早い試験材Ｎo.２や仕上げ圧延温度
の低い試験材Ｎo.３は、伸線後の変形抵抗が高いことが
分かる。また、冷却速度の影響は、鋼種Ｄを使用した試
験材Ｎo.６，７の比較においても明らかであり、仕上げ
圧延温度の影響は、鋼種Ｇによる試験材Ｎo.１０，１１
の比較においても分かる。また試験材Ｎo.１２，１４は
鋼成分範囲も本発明の範囲を外れるものであるが、変形
抵抗が７５０Ｎ／ｍｍ2 と高いことが分かる。
いて圧延条件の影響を調べたものである。試験材Ｎo.１
に比べ、冷却速度の早い試験材Ｎo.２や仕上げ圧延温度
の低い試験材Ｎo.３は、伸線後の変形抵抗が高いことが
分かる。また、冷却速度の影響は、鋼種Ｄを使用した試
験材Ｎo.６，７の比較においても明らかであり、仕上げ
圧延温度の影響は、鋼種Ｇによる試験材Ｎo.１０，１１
の比較においても分かる。また試験材Ｎo.１２，１４は
鋼成分範囲も本発明の範囲を外れるものであるが、変形
抵抗が７５０Ｎ／ｍｍ2 と高いことが分かる。
【００３０】表３には焼入れ・焼もどし後のボルト引張
強さと、遅れ破壊強さおよび遅れ破壊強さ比を示した。
ここで遅れ破壊強さ比とは、引張強さの異なるボルトの
耐遅れ破壊性を比較するための尺度であり、遅れ破壊強
さを引張強さで除したものである。表３から明らかな様
に、本発明例の遅れ破壊強さ比は、従来から使用されて
いる１０．９ボルト用材の試験材Ｎo.１６の低合金鋼と
同等であることが分かる。また、Ｃ量が少ないため焼も
どし温度が４００℃より低くなった試験材Ｎo.１３、Ｓ
ｉ，Ｍｎ量が多い試験材Ｎo.１４、Ｐ，Ｓ量の多い試験
材Ｎo.１５の遅れ破壊強さ比に比べ、試験材Ｎo.１，
４，５，６，８，９，１０の本発明例のものは高い値を
示していることが分かる。
強さと、遅れ破壊強さおよび遅れ破壊強さ比を示した。
ここで遅れ破壊強さ比とは、引張強さの異なるボルトの
耐遅れ破壊性を比較するための尺度であり、遅れ破壊強
さを引張強さで除したものである。表３から明らかな様
に、本発明例の遅れ破壊強さ比は、従来から使用されて
いる１０．９ボルト用材の試験材Ｎo.１６の低合金鋼と
同等であることが分かる。また、Ｃ量が少ないため焼も
どし温度が４００℃より低くなった試験材Ｎo.１３、Ｓ
ｉ，Ｍｎ量が多い試験材Ｎo.１４、Ｐ，Ｓ量の多い試験
材Ｎo.１５の遅れ破壊強さ比に比べ、試験材Ｎo.１，
４，５，６，８，９，１０の本発明例のものは高い値を
示していることが分かる。
【００３１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、冷
間加工性と耐遅れ破壊性に優れ、引張強さが９００〜１
３００Ｎ／ｍｍ2 のボルトを得るためのボルト用鋼を製
造することができた。また本発明方法では、従来の様な
長い工程を必要としないので、非常に経済的である。
間加工性と耐遅れ破壊性に優れ、引張強さが９００〜１
３００Ｎ／ｍｍ2 のボルトを得るためのボルト用鋼を製
造することができた。また本発明方法では、従来の様な
長い工程を必要としないので、非常に経済的である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１５〜０．３５％（重量％：以
下同じ）、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．
５０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：
０．０１５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．５０％以
下、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ａｌ：０．０１〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を夫々
含有し、且つ下記（１）式によって規定されるＫ値が
０．４０〜０．６０の範囲を満足し、残部がＦｅおよび
不可避不純物である鋼材を、仕上げ圧延温度が９００℃
以上となる様に熱間圧延した後、５００℃までを２℃／
ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、引続き室温まで放冷す
ることを特徴とする冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れた
ボルト用鋼の製造方法。 Ｋ値＝［Ｃ］＋０．２［Ｍｎ］＋０．１５［Ｃｒ］ …（１） 但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍ
ｎおよびＣｒの含有量（％）を示す。 - 【請求項２】 更に他の成分として、Ｍｏ：０．１５％
以下を含有する鋼材を使用する請求項１に記載のボルト
用鋼の製造方法。 - 【請求項３】 更に他の成分として、Ｎｂ：０．０１〜
０．１％および／またはＶ：０．０１〜０．１％を含有
する鋼材を使用する請求項１または２に記載のボルト用
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19068494A JP2842238B2 (ja) | 1994-08-12 | 1994-08-12 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19068494A JP2842238B2 (ja) | 1994-08-12 | 1994-08-12 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0860245A true JPH0860245A (ja) | 1996-03-05 |
| JP2842238B2 JP2842238B2 (ja) | 1998-12-24 |
Family
ID=16262161
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19068494A Expired - Lifetime JP2842238B2 (ja) | 1994-08-12 | 1994-08-12 | 冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2842238B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6261388B1 (en) | 1998-05-20 | 2001-07-17 | Nippon Steel Corporation | Cold forging steel having improved resistance to grain coarsening and delayed fracture and process for producing same |
| EP2765213A4 (en) * | 2011-10-07 | 2016-03-30 | Kobe Steel Ltd | STEEL WIRE FOR BOLTS, BOLTS AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
-
1994
- 1994-08-12 JP JP19068494A patent/JP2842238B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6261388B1 (en) | 1998-05-20 | 2001-07-17 | Nippon Steel Corporation | Cold forging steel having improved resistance to grain coarsening and delayed fracture and process for producing same |
| EP2765213A4 (en) * | 2011-10-07 | 2016-03-30 | Kobe Steel Ltd | STEEL WIRE FOR BOLTS, BOLTS AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2842238B2 (ja) | 1998-12-24 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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