JPH09314276A - 高強度ステンレスボルトの製造方法 - Google Patents
高強度ステンレスボルトの製造方法Info
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- JPH09314276A JPH09314276A JP12815596A JP12815596A JPH09314276A JP H09314276 A JPH09314276 A JP H09314276A JP 12815596 A JP12815596 A JP 12815596A JP 12815596 A JP12815596 A JP 12815596A JP H09314276 A JPH09314276 A JP H09314276A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 予め固溶化熱処理を施したマルテンサイト系
析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または温間鍛造に
よってボルト成形するときに発生するボルト頭部の内部
割れを防止して、安価な高強度ステンレスボルトを製造
する方法を提供する。 【解決手段】固溶化熱処理して、マルテンサイト相９０
体積％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレ
ス鋼を、冷間鍛造によりボルト素形材に成形した後、該
ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷
却し、その後４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理
する。または、冷間鍛造後、該ボルト素形材の表面温度
が１００℃より低い温度に達する以前に加熱して析出硬
化熱処理する。冷間鍛造後のボルトの冷却を制御するこ
とによってボルト頭部の内部割れを防止することができ
る。
析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または温間鍛造に
よってボルト成形するときに発生するボルト頭部の内部
割れを防止して、安価な高強度ステンレスボルトを製造
する方法を提供する。 【解決手段】固溶化熱処理して、マルテンサイト相９０
体積％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレ
ス鋼を、冷間鍛造によりボルト素形材に成形した後、該
ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷
却し、その後４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理
する。または、冷間鍛造後、該ボルト素形材の表面温度
が１００℃より低い温度に達する以前に加熱して析出硬
化熱処理する。冷間鍛造後のボルトの冷却を制御するこ
とによってボルト頭部の内部割れを防止することができ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐食性に優れた高
強度ボルトの製造方法に関する。
強度ボルトの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近来、建築用その他の鋼構造接合用ボル
トとして、高強度で、かつ、耐食性を有するボルトに対
する要求が高まっている。このような用途には、比較的
低廉であり、また、太径ボルトも製造可能なＪＩＳ Ｓ
ＵＳ６３０のようなマルテンサイト系析出硬化型ステン
レス鋼からなるボルトが使用されている。
トとして、高強度で、かつ、耐食性を有するボルトに対
する要求が高まっている。このような用途には、比較的
低廉であり、また、太径ボルトも製造可能なＪＩＳ Ｓ
ＵＳ６３０のようなマルテンサイト系析出硬化型ステン
レス鋼からなるボルトが使用されている。
【０００３】ボルトの製造工程には、線材に鍛造加工を
施して所定のボルト頭部形状を有するボルト素形材に成
形加工する工程が含まれている。前記の鍛造加工方法と
しては、熱間鍛造加工と冷間鍛造加工とある。熱間加工
法による場合、成形加工は容易であるが、寸法精度、表
面品質の維持が困難であるという問題がある。他方、冷
間鍛造加工は、寸法精度、表面品質の優れた製品を大量
生産するのに適するが、冷間加工性のよい素材に限られ
る。
施して所定のボルト頭部形状を有するボルト素形材に成
形加工する工程が含まれている。前記の鍛造加工方法と
しては、熱間鍛造加工と冷間鍛造加工とある。熱間加工
法による場合、成形加工は容易であるが、寸法精度、表
面品質の維持が困難であるという問題がある。他方、冷
間鍛造加工は、寸法精度、表面品質の優れた製品を大量
生産するのに適するが、冷間加工性のよい素材に限られ
る。
【０００４】ところで、マルテンサイト系析出硬化型ス
テンレス鋼は固溶化熱処理状態ではマルテンサイト組織
を呈し、一般に硬さが高く、例えば、ＳＵＳ６３０では
固溶化熱処理後の硬さがＨＲＣ３５程度となり、冷間加
工性が劣る。ＳＵＳ６３０では、鋼を６２０〜８００℃
の温度で焼鈍し、オーステナイト相を多量に含んだ金属
組織状態とすれば、冷間鍛造によってボルト頭部等の成
形を行うことができる。この場合には、高強度ボルトと
するために、ボルト成形後に固溶化熱処理を施し、しか
る後析出硬化熱処理して高強度化する必要がある。製品
の表面品質を維持するには、前記固溶化熱処理を保護雰
囲気中で行う必要があり、そのためコストが高くなるき
らいがあった。
テンレス鋼は固溶化熱処理状態ではマルテンサイト組織
を呈し、一般に硬さが高く、例えば、ＳＵＳ６３０では
固溶化熱処理後の硬さがＨＲＣ３５程度となり、冷間加
工性が劣る。ＳＵＳ６３０では、鋼を６２０〜８００℃
の温度で焼鈍し、オーステナイト相を多量に含んだ金属
組織状態とすれば、冷間鍛造によってボルト頭部等の成
形を行うことができる。この場合には、高強度ボルトと
するために、ボルト成形後に固溶化熱処理を施し、しか
る後析出硬化熱処理して高強度化する必要がある。製品
の表面品質を維持するには、前記固溶化熱処理を保護雰
囲気中で行う必要があり、そのためコストが高くなるき
らいがあった。
【０００５】ＳＵＳ６３０において、Ｃ、Ｎの含有率を
低く押える等の鋼成分調整によって冷間加工性を高める
ことが考えられる。このように成分調整した鋼を用いる
ことにより、ボルト形状の成形は可能となった。しか
し、これによっても、なお、ボルト頭部に内部割れが生
じるものがあり、この内部われを完全に防止することが
できなかった。
低く押える等の鋼成分調整によって冷間加工性を高める
ことが考えられる。このように成分調整した鋼を用いる
ことにより、ボルト形状の成形は可能となった。しか
し、これによっても、なお、ボルト頭部に内部割れが生
じるものがあり、この内部われを完全に防止することが
できなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の現状
に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、マ
ルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼をボルト形状に
成形したときにボルト頭部の内部に生じる割れの発生を
防止することによって、表面品質の優れた高強度ステン
レスボルトを安価に供給できる製造方法を提供すること
にある。
に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、マ
ルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼をボルト形状に
成形したときにボルト頭部の内部に生じる割れの発生を
防止することによって、表面品質の優れた高強度ステン
レスボルトを安価に供給できる製造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】上記目的を達成するため
に、本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法は、 （１）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百
分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２０
０℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト
素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１５
０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０〜６５０℃
の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。 （２）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百
分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２０
０℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト
素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１０
０℃より低い温度に達する以前に加熱し、４５０〜６５
０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。 （３）上記（１）および（２）の何れか１項記載の高強
度ステンレスボルトの製造方法において、マルテンサイ
ト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組成を有す
ることを特徴とする。
に、本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法は、 （１）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百
分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２０
０℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト
素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１５
０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０〜６５０℃
の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。 （２）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百
分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２０
０℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト
素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１０
０℃より低い温度に達する以前に加熱し、４５０〜６５
０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。 （３）上記（１）および（２）の何れか１項記載の高強
度ステンレスボルトの製造方法において、マルテンサイ
ト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組成を有す
ることを特徴とする。
【０００８】質量％で、Ｃ ：０．０１５％以下、Ｎ
：０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ ：０．０４０％以下、Ｓ ：
０．０３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：
３．０〜８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍ
ｏ：１．５％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％、残余Ｆｅ
および不可避的不純物元素。
：０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ ：０．０４０％以下、Ｓ ：
０．０３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：
３．０〜８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍ
ｏ：１．５％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％、残余Ｆｅ
および不可避的不純物元素。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明の高強度ステンレスボルト
の製造方法では、予め固溶化熱処理を施したマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造してボルト素
形材に成形する。そのため、従来のようにボルト成形後
に固溶化熱処理を行う必要がないという大きな効果があ
る。
の製造方法では、予め固溶化熱処理を施したマルテンサ
イト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造してボルト素
形材に成形する。そのため、従来のようにボルト成形後
に固溶化熱処理を行う必要がないという大きな効果があ
る。
【００１０】ここに、マルテンサイト系析出硬化型ステ
ンレス鋼としては、固溶化熱処理によって、鋼マトリッ
クスがマルテンサイト化して高強度となるとともに、析
出硬化元素を固溶し、その後に行われる析出硬化熱処理
によって、さらに強度が上昇する鋼であって、好ましい
鋼としては、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０が挙げられる。さら
に好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：
０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：３．０〜
８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍｏ：１．５
％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％を含み残余Ｆｅおよび
不可避的不純物元素からなる鋼とする。
ンレス鋼としては、固溶化熱処理によって、鋼マトリッ
クスがマルテンサイト化して高強度となるとともに、析
出硬化元素を固溶し、その後に行われる析出硬化熱処理
によって、さらに強度が上昇する鋼であって、好ましい
鋼としては、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０が挙げられる。さら
に好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：
０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：３．０〜
８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍｏ：１．５
％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％を含み残余Ｆｅおよび
不可避的不純物元素からなる鋼とする。
【００１１】以下に、本発明を適用する好ましい鋼の化
学組成を限定した理由について述べる。 Ｃ：０．０１５％以下 Ｃは、固溶化熱処理時の硬さ、変形能に大きく影響する
元素で、その含有率が低いほど硬さは低く、変形能は増
加する。本発明の鋼においては、Ｃ含有率は低いほど好
ましいが、製造コストを考慮して上限を０．０１５％と
する。好ましくは、Ｃ含有率は０．００８％以下とす
る。
学組成を限定した理由について述べる。 Ｃ：０．０１５％以下 Ｃは、固溶化熱処理時の硬さ、変形能に大きく影響する
元素で、その含有率が低いほど硬さは低く、変形能は増
加する。本発明の鋼においては、Ｃ含有率は低いほど好
ましいが、製造コストを考慮して上限を０．０１５％と
する。好ましくは、Ｃ含有率は０．００８％以下とす
る。
【００１２】Ｎ：０．０１５〜０．０５０％ Ｎは、鋼の固溶化熱処理時の硬さ、変形能に及ぼす影響
はＣと同様の傾向を示すが、その影響の程度はＣに比べ
て遥かに少ない。ピーク時効時の靭延性および過時効時
の強度保持効果を有するので０．０１５％以上含有させ
る。好ましくは０．０３０％以上とする。しかし、過剰
にＮを含有すると固溶化熱処理状態の鋼の硬さを高め、
また、必要以上にγ相を安定として固溶化熱処理時に多
量の不安定γ相が残留するほか、過時効時に多量の逆変
態γ相を生じて強度の低下をきたすので、Ｎ含有率の上
限を０．０５０％とする。
はＣと同様の傾向を示すが、その影響の程度はＣに比べ
て遥かに少ない。ピーク時効時の靭延性および過時効時
の強度保持効果を有するので０．０１５％以上含有させ
る。好ましくは０．０３０％以上とする。しかし、過剰
にＮを含有すると固溶化熱処理状態の鋼の硬さを高め、
また、必要以上にγ相を安定として固溶化熱処理時に多
量の不安定γ相が残留するほか、過時効時に多量の逆変
態γ相を生じて強度の低下をきたすので、Ｎ含有率の上
限を０．０５０％とする。
【００１３】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは鋼の脱酸剤として添加する。しかし、含有量が過
大となると固溶化熱処理後の硬さが高くなる。また、δ
−フェライトの形成量が過大となり、鋼の熱間加工性を
損うので含有率の上限を１．０％とする。 Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用するほか、高価なＮｉの
代替元素としても有効なので添加する。しかし、Ｍｎ含
有率が過大となると鋼のＭs 点を低下し、また、過時効
時の強度を低下するので含有率の上限を１．０％とす
る。
大となると固溶化熱処理後の硬さが高くなる。また、δ
−フェライトの形成量が過大となり、鋼の熱間加工性を
損うので含有率の上限を１．０％とする。 Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用するほか、高価なＮｉの
代替元素としても有効なので添加する。しかし、Ｍｎ含
有率が過大となると鋼のＭs 点を低下し、また、過時効
時の強度を低下するので含有率の上限を１．０％とす
る。
【００１４】Ｐ：０．０４０％以下 Ｐは鋼の結晶粒界に偏析しやすく、熱間加工性を害す
る。また、冷間加工性をも害するのでＰ含有率は低いほ
ど好ましいが、製造コストを考慮して許容し得るＰ含有
率の上限を０．０４０％とする。 Ｓ：０．０３０％以下 Ｓは、耐食性を著しく損い、また冷間加工性をも害する
ので含有率を低くすることが必要である。許容限を０．
０３０％とするが、好ましくは含有率を０．０１０％以
下とする。
る。また、冷間加工性をも害するのでＰ含有率は低いほ
ど好ましいが、製造コストを考慮して許容し得るＰ含有
率の上限を０．０４０％とする。 Ｓ：０．０３０％以下 Ｓは、耐食性を著しく損い、また冷間加工性をも害する
ので含有率を低くすることが必要である。許容限を０．
０３０％とするが、好ましくは含有率を０．０１０％以
下とする。
【００１５】Ｃｕ：１．５〜５．０％ Ｃｕは、時効加熱時にε相を形成して鋼を硬化するため
に添加する。前記効果を発揮するためには１．５％の含
有を必要とするが、過大に含有すれば、鋼の熱間加工性
を損うので、含有率の上限を５．０％とする。 Ｎｉ：３．０〜８．０％ Ｎｉは、強力なオーステナイト形成元素で、δ−フェラ
イトの生成を抑制し、鋼の耐食性を向上するので３．０
％以上を含有させる。しかし、過大に含有すれば、鋼の
Ｍs 点を低下して残留オーステナイト量を増し、析出硬
化熱処理後の強度を損うので含有率の上限を８．０％と
する。
に添加する。前記効果を発揮するためには１．５％の含
有を必要とするが、過大に含有すれば、鋼の熱間加工性
を損うので、含有率の上限を５．０％とする。 Ｎｉ：３．０〜８．０％ Ｎｉは、強力なオーステナイト形成元素で、δ−フェラ
イトの生成を抑制し、鋼の耐食性を向上するので３．０
％以上を含有させる。しかし、過大に含有すれば、鋼の
Ｍs 点を低下して残留オーステナイト量を増し、析出硬
化熱処理後の強度を損うので含有率の上限を８．０％と
する。
【００１６】Ｃｒ：１３．０〜１６．５％ Ｃｒは耐食性を確保するために１３．０％以上添加す
る。しかし過大に含有すれば、δ−フェライトを多量に
生成し、熱間加工性を害するとともに、鋼の強度を著し
く低下するので含有率の上限を１６．５％とする。 Ｍｏ：１．５％以下 Ｍｏは耐食性を向上するために添加してもよい。しか
し、フェライト安定化元素であって、多量に含有すると
δ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を損うので含
有率の上限を１．５％とする。
る。しかし過大に含有すれば、δ−フェライトを多量に
生成し、熱間加工性を害するとともに、鋼の強度を著し
く低下するので含有率の上限を１６．５％とする。 Ｍｏ：１．５％以下 Ｍｏは耐食性を向上するために添加してもよい。しか
し、フェライト安定化元素であって、多量に含有すると
δ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を損うので含
有率の上限を１．５％とする。
【００１７】Ｎｂ：０．１〜０．５％ Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼の結晶粒を微細化して固溶
化熱処理後の鋼の硬さを低め、冷間加工性を向上する。
また、析出硬化処理後の靭延性、特にピーク時効処理後
の靭延性を高めるために添加する。前記効果を得るため
には、０．１％以上のＮｂ含有率が必要である。しかし
Ｎｂを多量に含有するとδ−フェライト量を増し鋼の熱
間加工性を損うので含有率の上限を０．５％とする。
化熱処理後の鋼の硬さを低め、冷間加工性を向上する。
また、析出硬化処理後の靭延性、特にピーク時効処理後
の靭延性を高めるために添加する。前記効果を得るため
には、０．１％以上のＮｂ含有率が必要である。しかし
Ｎｂを多量に含有するとδ−フェライト量を増し鋼の熱
間加工性を損うので含有率の上限を０．５％とする。
【００１８】本発明の高強度ステンレスボルトの製造方
法において、固溶化熱処理は、鋼組織を強度の高いマル
テンサイトとするとともに、析出硬化元素Ｃｕを鋼マト
リックスに固溶するために行う。固溶化熱処理の温度が
９００℃未満では、析出硬化元素の固溶が十分に行われ
ないか、または析出硬化元素は固溶するが炭化物、窒化
物、炭窒化物等の固溶が十分に行われないため、強度の
高いマルテンサイトが得られない。また、固溶化熱処理
の温度が１１００℃を超えると、炭化物、窒化物、炭窒
化物等の固溶が進みすぎて、鋼の結晶粒が粗大化した
り、固溶化熱処理後の鋼組織がフェライト相の多いもの
となって、鋼強度が低下したりする。それゆえ、固溶化
熱処理の温度は、９００〜１１００℃とする。
法において、固溶化熱処理は、鋼組織を強度の高いマル
テンサイトとするとともに、析出硬化元素Ｃｕを鋼マト
リックスに固溶するために行う。固溶化熱処理の温度が
９００℃未満では、析出硬化元素の固溶が十分に行われ
ないか、または析出硬化元素は固溶するが炭化物、窒化
物、炭窒化物等の固溶が十分に行われないため、強度の
高いマルテンサイトが得られない。また、固溶化熱処理
の温度が１１００℃を超えると、炭化物、窒化物、炭窒
化物等の固溶が進みすぎて、鋼の結晶粒が粗大化した
り、固溶化熱処理後の鋼組織がフェライト相の多いもの
となって、鋼強度が低下したりする。それゆえ、固溶化
熱処理の温度は、９００〜１１００℃とする。
【００１９】本発明の高強度ステンレスボルトの製造方
法においては、前述のマルテンサイト系析出硬化型ステ
ンレス鋼に固溶化熱処理を施して、体積率で９０％以上
のマルテンサイト相を含む金属組織とする。前記固溶化
熱処理の後に該鋼に含まれる主な金属組織はオーステナ
イトとフェライトであるが、このオーステナイトとフェ
ライトはマルテンサイトに比べて強度が低い。それゆ
え、鋼の強度を維持するために、マルテンサイトが９０
体積％以上とすることが必要である。
法においては、前述のマルテンサイト系析出硬化型ステ
ンレス鋼に固溶化熱処理を施して、体積率で９０％以上
のマルテンサイト相を含む金属組織とする。前記固溶化
熱処理の後に該鋼に含まれる主な金属組織はオーステナ
イトとフェライトであるが、このオーステナイトとフェ
ライトはマルテンサイトに比べて強度が低い。それゆ
え、鋼の強度を維持するために、マルテンサイトが９０
体積％以上とすることが必要である。
【００２０】本発明の高強度ステンレスボルトの製造方
法においては、前記鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成
形する。鋼の再結晶温度以下の温度に加熱して冷間加工
する温間鍛造によれば、鍛造加工の際の変形抵抗を減ず
ることができるが、この鋼の場合、２００℃を超える温
度に加熱して鍛造するとボルト頭部に割れを生じるの
で、温間鍛造の際の加熱温度は２００℃以下とする必要
がある。
法においては、前記鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成
形する。鋼の再結晶温度以下の温度に加熱して冷間加工
する温間鍛造によれば、鍛造加工の際の変形抵抗を減ず
ることができるが、この鋼の場合、２００℃を超える温
度に加熱して鍛造するとボルト頭部に割れを生じるの
で、温間鍛造の際の加熱温度は２００℃以下とする必要
がある。
【００２１】上記の鍛造加工に際して、被加工材の内部
ではひずみエネルギーによって、また、表層部では被加
工材とダイス、パンチなどの加工工具との摩擦によって
発熱し、昇温する。本発明の高強度ステンレスボルトの
製造方法の第１の実施態様においては、前記の鍛造加工
によって昇温したボルト素形材を、該鍛造加工後少なく
とも該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるま
で徐冷却する。その後、４５０〜６５０℃の温度に加熱
して析出硬化熱処理する。
ではひずみエネルギーによって、また、表層部では被加
工材とダイス、パンチなどの加工工具との摩擦によって
発熱し、昇温する。本発明の高強度ステンレスボルトの
製造方法の第１の実施態様においては、前記の鍛造加工
によって昇温したボルト素形材を、該鍛造加工後少なく
とも該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるま
で徐冷却する。その後、４５０〜６５０℃の温度に加熱
して析出硬化熱処理する。
【００２２】ここに、徐冷却とは、発熱剤を用いるか、
または断熱材、保温媒体によって鍛造加工後の前記ボル
ト素形材を覆う等の方法によって、積極的に該ボルト素
形材の冷却を遅延する手段を講じて、放冷よりは遅い冷
却速度で冷却することである。該ボルト素形材を、適度
に加熱した空気、油等の浴槽に浸漬して冷却するのは好
ましい方法である。
または断熱材、保温媒体によって鍛造加工後の前記ボル
ト素形材を覆う等の方法によって、積極的に該ボルト素
形材の冷却を遅延する手段を講じて、放冷よりは遅い冷
却速度で冷却することである。該ボルト素形材を、適度
に加熱した空気、油等の浴槽に浸漬して冷却するのは好
ましい方法である。
【００２３】上記のように、鍛造加工後、昇温したボル
ト素形材を１５０℃以下の温度まで徐冷却することによ
り、ボルト素形材の頭部に発生する内部割れを防止する
ことができる。上記本発明の第１の実施態様による場合
には、鍛造加工後のボルト素形材を、いったん室温まで
冷却した後、ねじ切り加工等の後加工を行うことができ
る利点がある。
ト素形材を１５０℃以下の温度まで徐冷却することによ
り、ボルト素形材の頭部に発生する内部割れを防止する
ことができる。上記本発明の第１の実施態様による場合
には、鍛造加工後のボルト素形材を、いったん室温まで
冷却した後、ねじ切り加工等の後加工を行うことができ
る利点がある。
【００２４】本発明の高強度ステンレスボルトの製造方
法の第２の実施態様においては、前記の鍛造加工によっ
て昇温したボルト素形材を、１００℃より低い温度に達
する以前に加熱して、４５０〜６５０℃の析出硬化熱処
理温度に持ちきたす。鍛造加工後のボルト素形材の冷却
の下限温度を１００℃としたのは、１００℃よりも低い
温度まで冷却するとボルト素形材の頭部に内部割れが発
生するからである。
法の第２の実施態様においては、前記の鍛造加工によっ
て昇温したボルト素形材を、１００℃より低い温度に達
する以前に加熱して、４５０〜６５０℃の析出硬化熱処
理温度に持ちきたす。鍛造加工後のボルト素形材の冷却
の下限温度を１００℃としたのは、１００℃よりも低い
温度まで冷却するとボルト素形材の頭部に内部割れが発
生するからである。
【００２５】上記本発明の第１の実施態様による場合に
は、１００℃以上の温度における冷却速度には制限がな
いので、鍛造加工後のボルト素形材を短時間で冷却でき
る利点がある。本発明の高強度ステンレスボルトの製造
方法に用いるマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼
では、析出硬化熱処理の温度が、４５０℃以下では析出
硬化に長時間を要し、また６５０℃以上では過時効とな
って軟化してしまう。４５０〜６５０℃の温度で析出硬
化熱処理することによって高い強度を得ることができ
る。
は、１００℃以上の温度における冷却速度には制限がな
いので、鍛造加工後のボルト素形材を短時間で冷却でき
る利点がある。本発明の高強度ステンレスボルトの製造
方法に用いるマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼
では、析出硬化熱処理の温度が、４５０℃以下では析出
硬化に長時間を要し、また６５０℃以上では過時効とな
って軟化してしまう。４５０〜６５０℃の温度で析出硬
化熱処理することによって高い強度を得ることができ
る。
【００２６】
（実験１）表１に示す化学組成の鋼１および鋼２を溶製
し、熱間圧延により直径１０ｍｍの線材コイルに加工
後、１０４０℃、または９５０℃で固溶化熱処理し、直
径９．８ｍｍに引抜き加工して素材とした。該素材を鍛
造加工によって図１に示す４工程でＭ１０六角ボルト素
形材に成形した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または
素材を１５０℃に加熱し温間鍛造によって行った。
し、熱間圧延により直径１０ｍｍの線材コイルに加工
後、１０４０℃、または９５０℃で固溶化熱処理し、直
径９．８ｍｍに引抜き加工して素材とした。該素材を鍛
造加工によって図１に示す４工程でＭ１０六角ボルト素
形材に成形した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または
素材を１５０℃に加熱し温間鍛造によって行った。
【００２７】
【表１】
【００２８】鍛造加工したボルト素形材は、直ちに徐冷
バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。徐冷バ
ッックは鉄箱に断熱材を内張りされたものであり、ボル
ト素材を装入する前に熱風にてあらかじめ加熱した。ま
た、オイルバスは１２０℃に保持した焼入油の油槽であ
る。徐冷却開始後適当な時間保持してから徐冷装置から
取り出し、ボルト素形材の頭部表面の温度を接触温度計
によって測定し、そのまま空冷して室温まで冷却した。
比較のために、鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形
材を作製した。これらのボルト素形材に所定の析出硬化
熱処理を施して供試材とした。
バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。徐冷バ
ッックは鉄箱に断熱材を内張りされたものであり、ボル
ト素材を装入する前に熱風にてあらかじめ加熱した。ま
た、オイルバスは１２０℃に保持した焼入油の油槽であ
る。徐冷却開始後適当な時間保持してから徐冷装置から
取り出し、ボルト素形材の頭部表面の温度を接触温度計
によって測定し、そのまま空冷して室温まで冷却した。
比較のために、鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形
材を作製した。これらのボルト素形材に所定の析出硬化
熱処理を施して供試材とした。
【００２９】前記供試材について、超音波探傷試験によ
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形
材状態での引張強さを調べた。その結果を表２に示す。
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形
材状態での引張強さを調べた。その結果を表２に示す。
【００３０】
【表２】
【００３１】（実験２）表１に示す鋼２の化学組成を有
する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して
長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に
示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して
長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に
示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００３２】冷間鍛造したボルト素形材は、直ちに実験
１の場合と同様の徐冷バックに投入して徐冷却した。冷
間鍛造による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材
頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過した
ときのボルト素形材頭部の表面温度を表３に示す。徐冷
却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、
室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空
冷したボルト素形材を作製した。転造によってＭ１６、
ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化
熱処理を行ってＭ１６高力ボルトを製作し、供試材とし
た。
１の場合と同様の徐冷バックに投入して徐冷却した。冷
間鍛造による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材
頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過した
ときのボルト素形材頭部の表面温度を表３に示す。徐冷
却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、
室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空
冷したボルト素形材を作製した。転造によってＭ１６、
ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化
熱処理を行ってＭ１６高力ボルトを製作し、供試材とし
た。
【００３３】前記供試材について、超音波探傷試験によ
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形
材状態での引張強さを調べた。その結果を表３に示す。
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形
材状態での引張強さを調べた。その結果を表３に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】（実験３）表１に示す鋼３の化学組成を有
する鋼を、熱間圧延して直径１６．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処
理後、引抜き加工して直径１６．２ｍｍの素材とした。
該素材を、鍛造加工によって、図３に示す４工程でＭ１
６ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛
造、または素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって
行った。
する鋼を、熱間圧延して直径１６．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処
理後、引抜き加工して直径１６．２ｍｍの素材とした。
該素材を、鍛造加工によって、図３に示す４工程でＭ１
６ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛
造、または素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって
行った。
【００３６】鍛造加工したボルト素形材は、直ちに実験
１の場合と同様の徐冷バックまたはオイルバスに投入し
て徐冷却した。鍛造加工による成形終了後の時間経過に
伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了
後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を
表４に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温
度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造
加工後そのまま空冷したボルト素形材を作成した。転造
によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５
９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６ボルトを製作
し、供試材とした。
１の場合と同様の徐冷バックまたはオイルバスに投入し
て徐冷却した。鍛造加工による成形終了後の時間経過に
伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了
後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を
表４に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温
度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造
加工後そのまま空冷したボルト素形材を作成した。転造
によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５
９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６ボルトを製作
し、供試材とした。
【００３７】前記供試材について、超音波探傷試験によ
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材から
の削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果
を表４に示す。
るボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材
の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材から
の削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果
を表４に示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】冷間鍛造または２００℃以下の温度に加熱
して行う温間鍛造の鍛造加工によってボルト素形材に成
形し、その終了後１５分経過したときのボルト素形材頭
部の表面温度を測定した結果を表３および表４に示す。
この結果によれば、本実施例における徐冷バックまたは
オイルバスを使用した場合は、前記鍛造加工終了後空冷
した場合に比べて、冷却速度が遅くなっていることが明
らかである。
して行う温間鍛造の鍛造加工によってボルト素形材に成
形し、その終了後１５分経過したときのボルト素形材頭
部の表面温度を測定した結果を表３および表４に示す。
この結果によれば、本実施例における徐冷バックまたは
オイルバスを使用した場合は、前記鍛造加工終了後空冷
した場合に比べて、冷却速度が遅くなっていることが明
らかである。
【００４０】表１〜４から判るように、冷間鍛造または
温間鍛造後に空冷するか、あるいは冷間鍛造後に徐冷却
しても、徐冷却の終了温度が１５０℃よりも高い温度か
ら放冷した比較例１のような場合には、ボルト素形材頭
部に内部割れが検出されるものがあった。これに対し
て、本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボ
ルト素形材の頭部の内部割れは全く検出されない。ま
た、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボル
トとして十分な硬さと引張強さとを示している。 （実験４）表１に示す鋼１および鋼２の化学組成を有す
る鋼を、熱間圧延して直径１０ｍｍの線材コイルとし
た。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理
後、引抜き加工して直径９．８ｍｍの素材とした。該素
材を、鍛造加工によって、図１に示す４工程でＭ１０ボ
ルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、
または前記素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって
行った。
温間鍛造後に空冷するか、あるいは冷間鍛造後に徐冷却
しても、徐冷却の終了温度が１５０℃よりも高い温度か
ら放冷した比較例１のような場合には、ボルト素形材頭
部に内部割れが検出されるものがあった。これに対し
て、本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボ
ルト素形材の頭部の内部割れは全く検出されない。ま
た、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボル
トとして十分な硬さと引張強さとを示している。 （実験４）表１に示す鋼１および鋼２の化学組成を有す
る鋼を、熱間圧延して直径１０ｍｍの線材コイルとし
た。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理
後、引抜き加工して直径９．８ｍｍの素材とした。該素
材を、鍛造加工によって、図１に示す４工程でＭ１０ボ
ルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、
または前記素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって
行った。
【００４１】ボルト素形材は、鍛造加工終了後放冷し、
所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度
に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施し、
供試材とした。前記供試材について、超音波探傷試験に
よるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形
材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材か
らの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結
果を表５に示す。
所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度
に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施し、
供試材とした。前記供試材について、超音波探傷試験に
よるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形
材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材か
らの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結
果を表５に示す。
【００４２】
【表５】
【００４３】（実験５）表１に示す鋼２の化学組成を有
する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して
長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に
示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイル
とした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して
長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に
示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００４４】前記ボルト素形材は、冷間鍛造終了後放冷
し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理
温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施
して供試材とした。前記供試材について、超音波探傷試
験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト
素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試
材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。そ
の結果を表６に示す。
し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理
温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施
して供試材とした。前記供試材について、超音波探傷試
験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト
素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試
材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。そ
の結果を表６に示す。
【００４５】
【表６】
【００４６】表５および表６から判るように、冷間鍛造
または温間鍛造後に１００℃よりも低い温度まで冷却し
た比較例においては、ボルト素形材頭部に内部割れが検
出されるものがあった。これに対して、鍛造加工後１０
０℃以上の温度から析出硬化熱処理温度に移した本発明
の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材
には頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明
の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十
分な硬さと引張強さとを示している。
または温間鍛造後に１００℃よりも低い温度まで冷却し
た比較例においては、ボルト素形材頭部に内部割れが検
出されるものがあった。これに対して、鍛造加工後１０
０℃以上の温度から析出硬化熱処理温度に移した本発明
の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材
には頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明
の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十
分な硬さと引張強さとを示している。
【００４７】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、予め固
溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステン
レス鋼を冷間鍛造または温間鍛造によってボルト成形す
るとき、ボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止す
ることができ、表面品質の優れた高強度ステンレスボル
トを安価製造する方法を提供することができる。
溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステン
レス鋼を冷間鍛造または温間鍛造によってボルト成形す
るとき、ボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止す
ることができ、表面品質の優れた高強度ステンレスボル
トを安価製造する方法を提供することができる。
【図１】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過
程を示す工程図である。
程を示す工程図である。
【図２】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過
程を示す第２の工程図である。
程を示す第２の工程図である。
【図３】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過
程を示す第３の工程図である。
程を示す第３の工程図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｆ１６Ｂ 35/00 Ｆ１６Ｂ 35/00 Ｊ (72)発明者 清水 哲也 愛知県名古屋市天白区天白町島田黒石3785 −4491 (72)発明者 岡部 道生 愛知県知多市旭桃台137番地 (72)発明者 高木 安通 千葉県千葉市花見川区作新台５−13−11 (72)発明者 長崎 英二 千葉県八千代市八千代台南１−26−２ (72)発明者 志水 誠之 愛知県大府市共和町茶屋47番地の310 (72)発明者 森 禎史 愛知県知多郡阿久比町卯坂字焼山47−38
Claims (3)
- 【請求項１】 ９００〜１１００℃で固溶化熱処理し
て、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上とした
マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造
または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によ
ってボルト素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面
温度が１５０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０
〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とす
る高強度ステンレスボルトの製造方法。 - 【請求項２】 ９００〜１１００℃で固溶化熱処理し
て、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上とした
マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造
または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によ
ってボルト素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面
温度が１００℃より低い温度に達する以前に加熱し、４
５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴
とする高強度ステンレスボルトの製造方法。 - 【請求項３】 請求項１および請求項２の何れか１項記
載の高強度ステンレスボルトの製造方法において、マル
テンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組
成を有することを特徴とする。質量％で、 Ｃ ：０．０１５％以下、 Ｎ ：０．０１５〜０．０５０％、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：１．０％以下、 Ｐ ：０．０４０％以下、 Ｓ ：０．０３０％以下、 Ｃｕ：１．５〜５．０％、 Ｎｉ：３．０〜８．０％、 Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、 Ｍｏ：１．５％以下、 Ｎｂ：０．１〜０．５％、 残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12815596A JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12815596A JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09314276A true JPH09314276A (ja) | 1997-12-09 |
| JP3776507B2 JP3776507B2 (ja) | 2006-05-17 |
Family
ID=14977752
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12815596A Expired - Fee Related JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3776507B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20000052615A (ko) * | 1999-01-13 | 2000-08-25 | 토마스 더블유. 버크맨 | 선택적인 열처리 및 경화 부분을 갖는 나사 |
| WO2009048137A1 (ja) | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | ２相ステンレス鋼線材、鋼線およびボルト並びにその製造方法 |
| WO2011115298A1 (ja) * | 2010-03-18 | 2011-09-22 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 温間鍛造用ステンレス鋼線材並びにその製造方法及び塑性加工方法 |
| WO2012063900A1 (ja) | 2010-11-10 | 2012-05-18 | 株式会社トープラ | アルミニウム基合金製締結部品の製造方法及びアルミニウム基合金製締結部品 |
| CN103866198A (zh) * | 2012-12-17 | 2014-06-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种外科手术用沉淀硬化马氏体不锈钢及其热处理工艺 |
| CN103398067B (zh) * | 2013-07-17 | 2015-08-05 | 春雨(东莞)五金制品有限公司 | 一种螺栓制造工艺 |
| JP2020084210A (ja) * | 2018-11-16 | 2020-06-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | 棒状鋼材 |
-
1996
- 1996-05-23 JP JP12815596A patent/JP3776507B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20000052615A (ko) * | 1999-01-13 | 2000-08-25 | 토마스 더블유. 버크맨 | 선택적인 열처리 및 경화 부분을 갖는 나사 |
| WO2009048137A1 (ja) | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | ２相ステンレス鋼線材、鋼線およびボルト並びにその製造方法 |
| WO2011115298A1 (ja) * | 2010-03-18 | 2011-09-22 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 温間鍛造用ステンレス鋼線材並びにその製造方法及び塑性加工方法 |
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| CN102802832A (zh) * | 2010-03-18 | 2012-11-28 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | 中温锻造用不锈钢线材及其制造方法和塑性加工方法 |
| CN102802832B (zh) * | 2010-03-18 | 2014-11-19 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | 中温锻造用不锈钢线材及其制造方法和塑性加工方法 |
| WO2012063900A1 (ja) | 2010-11-10 | 2012-05-18 | 株式会社トープラ | アルミニウム基合金製締結部品の製造方法及びアルミニウム基合金製締結部品 |
| US9534282B2 (en) | 2010-11-10 | 2017-01-03 | Topura Co., Ltd. | Method for manufacturing aluminum based alloy-made fastening part and aluminum based alloy-made fastening part |
| CN103866198A (zh) * | 2012-12-17 | 2014-06-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种外科手术用沉淀硬化马氏体不锈钢及其热处理工艺 |
| CN103866198B (zh) * | 2012-12-17 | 2015-10-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种外科手术用沉淀硬化马氏体不锈钢及其热处理工艺 |
| CN103398067B (zh) * | 2013-07-17 | 2015-08-05 | 春雨(东莞)五金制品有限公司 | 一种螺栓制造工艺 |
| JP2020084210A (ja) * | 2018-11-16 | 2020-06-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | 棒状鋼材 |
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|---|---|
| JP3776507B2 (ja) | 2006-05-17 |
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