JPS5910415B2 - 耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法Info
- Publication number
- JPS5910415B2 JPS5910415B2 JP53159821A JP15982178A JPS5910415B2 JP S5910415 B2 JPS5910415 B2 JP S5910415B2 JP 53159821 A JP53159821 A JP 53159821A JP 15982178 A JP15982178 A JP 15982178A JP S5910415 B2 JPS5910415 B2 JP S5910415B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- wire rods
- strength
- stress corrosion
- 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.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐応力腐食割れ性のきわめて優れた高力ボルト
類を製造するに適した加工性の良い高張力線材及び棒鋼
の製造法にかかるものである。
類を製造するに適した加工性の良い高張力線材及び棒鋼
の製造法にかかるものである。
自動車、電機、建築、土木、機械部品等に使用される高
力ボルトは年々増加の傾向を示している。これらに用い
られる高カボル｝ｕＪＩＢＢ１０５１（１９７２）に規
定された引張強さが約７０ｋｇＡｆ以上のもので、その
多くはボルト成形後焼入焼戻しで製造されている。しか
しボルト成形後に焼入焼戻の熱処理を行うことにボルト
の製造コストを高く かつ生産性が悪いという欠点が
ある。このため、最近では製鋼、圧延等の素材製造設備
及び技術の進歩に加えて冷開成形技術の長足な向上によ
レ、例えば高張力高延性線材の如き圧延ままの素材を用
い、高力ボルトを冷開成形することで焼入焼戻、熱処理
を施すことなく高力ボルトを製造することができるよう
になった。しかしボルト成形速度の増大、ボルト成形加
工率の増大に伴ない加工性の一段と優れた素材の開発が
要求されかつ、適用されるボルト強度が高くなるにつれ
応力腐食割れに対し、抵抗性の強い材料の要求が高まっ
ている。
力ボルトは年々増加の傾向を示している。これらに用い
られる高カボル｝ｕＪＩＢＢ１０５１（１９７２）に規
定された引張強さが約７０ｋｇＡｆ以上のもので、その
多くはボルト成形後焼入焼戻しで製造されている。しか
しボルト成形後に焼入焼戻の熱処理を行うことにボルト
の製造コストを高く かつ生産性が悪いという欠点が
ある。このため、最近では製鋼、圧延等の素材製造設備
及び技術の進歩に加えて冷開成形技術の長足な向上によ
レ、例えば高張力高延性線材の如き圧延ままの素材を用
い、高力ボルトを冷開成形することで焼入焼戻、熱処理
を施すことなく高力ボルトを製造することができるよう
になった。しかしボルト成形速度の増大、ボルト成形加
工率の増大に伴ない加工性の一段と優れた素材の開発が
要求されかつ、適用されるボルト強度が高くなるにつれ
応力腐食割れに対し、抵抗性の強い材料の要求が高まっ
ている。
本発明の目的はこれらの要求を満たすため従来の製造法
を更に改善し、新たに耐応力腐食割れ性にきわめて強い
高張力線材及び棒鋼の製造法を提供するものである。
を更に改善し、新たに耐応力腐食割れ性にきわめて強い
高張力線材及び棒鋼の製造法を提供するものである。
一般に引張強さ１２０ｋｉｍ２以下のボル１４普通の自
然環境においては、所謂おくれ破壊を起すことはない。
然環境においては、所謂おくれ破壊を起すことはない。
しかし特殊な環境に鋼が曝された場合、例えばＨ２Ｓ″
Ｆｒ．ど水素侵入を促進する物質を含む環境、孔食を生
じ易い高温・多湿環境では、水素脆化のため低強度鋼で
もおくれ破壊を生ずることがある。これを防止するには
環境側を制御する方法と材料側に特殊な対策、例えば有
効元素を添加して行う方法とがある。本発明はＣＯ．Ｏ
２〜０．２０％，ＳｉＯ．Ｏ３〜１．２０％，ＭｎＯ．
３〜２。
Ｆｒ．ど水素侵入を促進する物質を含む環境、孔食を生
じ易い高温・多湿環境では、水素脆化のため低強度鋼で
もおくれ破壊を生ずることがある。これを防止するには
環境側を制御する方法と材料側に特殊な対策、例えば有
効元素を添加して行う方法とがある。本発明はＣＯ．Ｏ
２〜０．２０％，ＳｉＯ．Ｏ３〜１．２０％，ＭｎＯ．
３〜２。
５％，ＡＩＯ。
ｌ％以下及びＮｂ，Ｖ，Ｚｆ）１種以上を単独で０．２
５％以下、複合で０。４チ以下に、ＣｕＯ。
５％以下、複合で０。４チ以下に、ＣｕＯ。
ｌ〜０。５％および／またはＴｉＯ。
ＯＯ５〜０。２５０％，ＢＯ。
ＯＯＯ３〜０．００５０％を含むか、あるいは上記範囲
のＣ，ＳｉｓＭｎｔＡｌ及びＮｂ，Ｖ，Ｚｒに、Ｎｔｔ
ＣｒｙＭＯの１種以上を単独で０．８％以下、複合で１
．２％以下を加えＣｕＯ．ｌ〜０。５％および／または
’ｌ’ ＩＯ．ＯＯ５〜０．２５０％， ＢＯ．ＯＯＯ
３〜０．００５０％を含み、残部が鉄及び不可避的不純
物元素からなる鋼を線材及び棒鋼に熱間圧延後、Ａｒ，
変態点＋５０℃の温度から５００℃１での温度域を１〜
６０゜Ｃ／ＳｅＣの速度で冷却することを特徴とする耐
応力腐食割れ性に優れた高張力線材及び棒鋼の製造法に
かかるものである。
のＣ，ＳｉｓＭｎｔＡｌ及びＮｂ，Ｖ，Ｚｒに、Ｎｔｔ
ＣｒｙＭＯの１種以上を単独で０．８％以下、複合で１
．２％以下を加えＣｕＯ．ｌ〜０。５％および／または
’ｌ’ ＩＯ．ＯＯ５〜０．２５０％， ＢＯ．ＯＯＯ
３〜０．００５０％を含み、残部が鉄及び不可避的不純
物元素からなる鋼を線材及び棒鋼に熱間圧延後、Ａｒ，
変態点＋５０℃の温度から５００℃１での温度域を１〜
６０゜Ｃ／ＳｅＣの速度で冷却することを特徴とする耐
応力腐食割れ性に優れた高張力線材及び棒鋼の製造法に
かかるものである。
本発明における鋼の化学成分の限定理由について述べる
。
。
本発明における鋼の化学成分は強度と延性のバランスが
著しく優れた鋼を熱間圧延し、調節冷却して線材及び棒
鋼に製造することを前提として定めたものである。
著しく優れた鋼を熱間圧延し、調節冷却して線材及び棒
鋼に製造することを前提として定めたものである。
Ｃｈ鋼の強度および延性に対し最も影響が大きい元素で
あり、下限の０．０２％は強度面から、上限の００２０
％は延性面から定めた。
あり、下限の０．０２％は強度面から、上限の００２０
％は延性面から定めた。
Ｓｉぱ製鋼に際して脱酸に必要な元素であるほか強度を
高める元素であるが、本発明の如く耐応力腐食割れ性を
向上させるには有効な元素である。
高める元素であるが、本発明の如く耐応力腐食割れ性を
向上させるには有効な元素である。
低ＡＩの場合０．０３％以下では脱酸不充分となるので
これを下限とし、上限は延性と耐応力腐食割れ性との兼
合で１。２０％に定めた。
これを下限とし、上限は延性と耐応力腐食割れ性との兼
合で１。２０％に定めた。
ＭｎＵＳｉと同様脱酸に必要な元素であると共に、熱間
加工性の向上にもきわめて効果的である。
加工性の向上にもきわめて効果的である。
このためには少なくとも下限の０．３％が必要である。
更にＭｎは調節冷却に際し、変態生成物を緻密化し強度
、延性バランスを向上させる。特に変態生成物を均一に
分散させ且つ質量効果を減するにＵｌ．３Ｏ％以上が必
要で、その効果はＭｎ％と共に増大するが、２．５％以
上では経済的でないので、上限を２．５％とした。Ａｌ
に強力な脱酸元素で鋼材の圧延歩留りを向上させるため
には必須な元素である。
更にＭｎは調節冷却に際し、変態生成物を緻密化し強度
、延性バランスを向上させる。特に変態生成物を均一に
分散させ且つ質量効果を減するにＵｌ．３Ｏ％以上が必
要で、その効果はＭｎ％と共に増大するが、２．５％以
上では経済的でないので、上限を２．５％とした。Ａｌ
に強力な脱酸元素で鋼材の圧延歩留りを向上させるため
には必須な元素である。
本発明の場合、Ｎ固定作用の役目も持たせているが、０
。１％以上では介在物が増加し、好１しくないため上限
を０．１％とした。
。１％以上では介在物が増加し、好１しくないため上限
を０．１％とした。
Ｎｂ，Ｖ，ＺｒＩｄ．鋼中のＣ及びＮと結合し線材圧延
に先立つ鋼片の加熱によって鋼中に固溶し、圧延および
／またに、冷却中に析出することで、鋼の強度一延性バ
ランスを著しく向上させる。
に先立つ鋼片の加熱によって鋼中に固溶し、圧延および
／またに、冷却中に析出することで、鋼の強度一延性バ
ランスを著しく向上させる。
その効果、作用程度はこれら元素の含有量の他に鋼中の
Ｃ，Ｎ等の含有量、製造履歴によって影響を受けるが、
単独では夫々０．２５％、複合では０．４％で、その効
果が飽和するのでこれを上限とした。下限は特に定めて
ないが好ましくは夫々単独で０．０１％である。Ｎｉ＋
Ｃｒ，ＭＯｂいずれも強度一延性バランスを向上させる
元素で調節冷却に際し、粗大パーライトの析出を制御す
る。
Ｃ，Ｎ等の含有量、製造履歴によって影響を受けるが、
単独では夫々０．２５％、複合では０．４％で、その効
果が飽和するのでこれを上限とした。下限は特に定めて
ないが好ましくは夫々単独で０．０１％である。Ｎｉ＋
Ｃｒ，ＭＯｂいずれも強度一延性バランスを向上させる
元素で調節冷却に際し、粗大パーライトの析出を制御す
る。
ＣｒｐＭＯｎボルト成形後ブルーインク熱処理又は歪取
り焼鈍するに際し再析出物を調整し、強度の低下を防止
する効果がある。特に腐食環境におかれた場合、Ｃｒ，
ＭＯは孔食防止作用を通して耐応力腐食割れ性を高める
作用がある。更にＮｉぱＣ面槍有されることによる表面
疵の発生を著しく軽減させる効果がある。いずれの元素
も含有量が増加すると、調節冷却に際し、マルテンサイ
トを生成し易くするのと、経済性を考慮し、その上限を
単独で４４０．８％、複合でに１．２％に限定した。Ｃ
ｕＩｒｉ、鉄中に固溶し本発明鋼の強度一延性バランス
には殆んど影響しないが、電気化学的に鉄より貴元素で
あるため、鉄の腐食が生ずるとＣｕはその周辺に次第に
濃縮し、腐食を抑制すると共に、水素侵入を防止する効
果がある。
り焼鈍するに際し再析出物を調整し、強度の低下を防止
する効果がある。特に腐食環境におかれた場合、Ｃｒ，
ＭＯは孔食防止作用を通して耐応力腐食割れ性を高める
作用がある。更にＮｉぱＣ面槍有されることによる表面
疵の発生を著しく軽減させる効果がある。いずれの元素
も含有量が増加すると、調節冷却に際し、マルテンサイ
トを生成し易くするのと、経済性を考慮し、その上限を
単独で４４０．８％、複合でに１．２％に限定した。Ｃ
ｕＩｒｉ、鉄中に固溶し本発明鋼の強度一延性バランス
には殆んど影響しないが、電気化学的に鉄より貴元素で
あるため、鉄の腐食が生ずるとＣｕはその周辺に次第に
濃縮し、腐食を抑制すると共に、水素侵入を防止する効
果がある。
この効果が認められる０．１％を下限とし、上限はその
効果が飽和する０．５楚と定めた。Ｔｉ及びＢｕ本発明
に際しては夫々ＴｉＯ．ＯＯ５へ０．２５０％，ＢＯ．
ＯＯＯ３〜０．００５０％を共存させる必要がある。
効果が飽和する０．５楚と定めた。Ｔｉ及びＢｕ本発明
に際しては夫々ＴｉＯ．ＯＯ５へ０．２５０％，ＢＯ．
ＯＯＯ３〜０．００５０％を共存させる必要がある。
Ｔｉは前述のＮｂ，Ｖ，Ｚｒと同等な作用を持ち、鋼の
結晶粒の微細化、析出硬化に寄与すると共にＢのもつ鋼
粒界強固作用の支え及び自由Ｎによる破断坑力の低下の
防止に卓効がある。夫々の含有量の上限及び下限は、こ
れらの効果が現われる点を丁限とし、効果の飽和する点
を上限と定めた。次に圧延および冷却条件について説明
する。
結晶粒の微細化、析出硬化に寄与すると共にＢのもつ鋼
粒界強固作用の支え及び自由Ｎによる破断坑力の低下の
防止に卓効がある。夫々の含有量の上限及び下限は、こ
れらの効果が現われる点を丁限とし、効果の飽和する点
を上限と定めた。次に圧延および冷却条件について説明
する。
本発明の成分を持つ鋼は圧延に先立つ鋼片の加熱に通常
ＵｌＯ５Ｏ℃以上の温度が用いられる。この温度は普通
鋼の加熱にも適用される温度であり、この意味では普通
鋼と同じ条件である。しかし、普通鋼では強度→延性バ
ランスを加減するため加熱温度を操作することは殆んど
ない。しかし、本発明鋼では調節冷却条件が一定の時、
加熱温度を高めることで強度を著しく高くすることがで
きる。線材圧延はコントロールドローリング（ＣＲ）で
も良いし、コントロールドローリングでない従来通りの
圧延（０Ｒ）でも良い。仕上り温度は約１０５０℃から
８５０℃の間の温度である。
ＵｌＯ５Ｏ℃以上の温度が用いられる。この温度は普通
鋼の加熱にも適用される温度であり、この意味では普通
鋼と同じ条件である。しかし、普通鋼では強度→延性バ
ランスを加減するため加熱温度を操作することは殆んど
ない。しかし、本発明鋼では調節冷却条件が一定の時、
加熱温度を高めることで強度を著しく高くすることがで
きる。線材圧延はコントロールドローリング（ＣＲ）で
も良いし、コントロールドローリングでない従来通りの
圧延（０Ｒ）でも良い。仕上り温度は約１０５０℃から
８５０℃の間の温度である。
その後の冷却はＡｒｌ変態点＋５０℃以上の温度から５
００℃までを１〜６０℃／Ｓｅｃの速度で冷却すること
により、フエライトとパーライト１たけペイナイト組織
あるいは針状フエライト組織がきわめて微細化し、この
ため強度一延性バランスに著しく向上する。上記のＡｒ
，変態点＋５０℃以上の温度から５００℃までの冷却速
度を１〜６０℃／Ｓｅｃとしたのは、１℃／Ｓｅｃ未満
ではフエライトの析出量が多くなり、かつパーライトも
粗大となるため、その下限を１℃／Ｓｅｅとし、６０℃
／Ｓｅｃを超えるとマルテンサイト組織が増加し好まし
くないため、その上限を６０℃／Ｓｅｃとした。次に強
度について説明する。
００℃までを１〜６０℃／Ｓｅｃの速度で冷却すること
により、フエライトとパーライト１たけペイナイト組織
あるいは針状フエライト組織がきわめて微細化し、この
ため強度一延性バランスに著しく向上する。上記のＡｒ
，変態点＋５０℃以上の温度から５００℃までの冷却速
度を１〜６０℃／Ｓｅｃとしたのは、１℃／Ｓｅｃ未満
ではフエライトの析出量が多くなり、かつパーライトも
粗大となるため、その下限を１℃／Ｓｅｅとし、６０℃
／Ｓｅｃを超えるとマルテンサイト組織が増加し好まし
くないため、その上限を６０℃／Ｓｅｃとした。次に強
度について説明する。
本発明は最初に述べた如く引張強さが７０ｋｇ／ＩｒＬ
７ＩＬ２以上の高力ボルト類を対象としている。
７ＩＬ２以上の高力ボルト類を対象としている。
本発明にかかるボルト類の加工ぱ冷間又は温間のいずれ
かで行うのであるが、圧延の１寸加工する場合と圧延線
材を酸洗等の脱スケール処理後、伸線して加工する場合
とがあり、いずれの場合にもボルト成形加工には軸絞り
が含まれ、この加工硬化による強度の増加があるので線
材で５０ｋｙ／Ｍｍ２以上あればボルトとしてＵ７Ｏｋ
νＩ２以上の強度が得られる。次に本発明の実施例につ
いて述べる。
かで行うのであるが、圧延の１寸加工する場合と圧延線
材を酸洗等の脱スケール処理後、伸線して加工する場合
とがあり、いずれの場合にもボルト成形加工には軸絞り
が含まれ、この加工硬化による強度の増加があるので線
材で５０ｋｙ／Ｍｍ２以上あればボルトとしてＵ７Ｏｋ
νＩ２以上の強度が得られる。次に本発明の実施例につ
いて述べる。
第１表に供試鋼の化学成分、圧延条件、圧延ままの線材
の引張性質、これを表示の寸法に冷間加工した時のワイ
ヤのサイズと伸線加工率及びこのワイヤを用いて製造し
たボルトの単純引張強さを夫々示す。
の引張性質、これを表示の寸法に冷間加工した時のワイ
ヤのサイズと伸線加工率及びこのワイヤを用いて製造し
たボルトの単純引張強さを夫々示す。
圧延ま１の線材の引張性質は線材１リングから採取した
８ヶの平均値、ボルトの強度は５ヶの平均値である。鋼
ＡＡｌ，Ａ２，Ｂｌ，Ｂ７，Ｂ８の鋼ぱ塩基性純酸素上
吹き転炉法で溶製した鋼で、その他は１００ゆ真空溶解
炉を用いて溶製した鋼である。
８ヶの平均値、ボルトの強度は５ヶの平均値である。鋼
ＡＡｌ，Ａ２，Ｂｌ，Ｂ７，Ｂ８の鋼ぱ塩基性純酸素上
吹き転炉法で溶製した鋼で、その他は１００ゆ真空溶解
炉を用いて溶製した鋼である。
これらの鋼はいずれも１１７罷中鋼片に圧延又は鍜造し
た後、約１２００℃に加熱して線材圧延した。夫々の仕
上温度は表示の如くであり、これを８３０℃まで誘導水
冷管を用いて冷却し、次いでリング状に巻取ってから調
節冷却し、集束した。調節冷却時の冷却速度は表示の通
りである。これら線材ぱ酸洗後、燐酸塩被覆を施し表示
の寸法に冷間伸線し、ボルト素材とした。
た後、約１２００℃に加熱して線材圧延した。夫々の仕
上温度は表示の如くであり、これを８３０℃まで誘導水
冷管を用いて冷却し、次いでリング状に巻取ってから調
節冷却し、集束した。調節冷却時の冷却速度は表示の通
りである。これら線材ぱ酸洗後、燐酸塩被覆を施し表示
の寸法に冷間伸線し、ボルト素材とした。
ボルトは二段打ヘツダ一を用い連続的に約１万本（真空
溶解鋼は５００本）製造した。鋼ＡＢＩからＢ８ｌでの
線材はボルト製作過程で１０．７１ｎｍまで、軸絞り工
程を入れＭｌ２アプセントボルトとし、鋼扁Ａ１からＡ
７ｌでの線材はＭ８アブセットボルトとした。通常のボ
ルトは防食のためこの後例えば電気亜鉛メッキ工程に流
されるが、本供試材に材質の差を明確にするためメッキ
せず冷間圧造のまま試験に用いた。
溶解鋼は５００本）製造した。鋼ＡＢＩからＢ８ｌでの
線材はボルト製作過程で１０．７１ｎｍまで、軸絞り工
程を入れＭｌ２アプセントボルトとし、鋼扁Ａ１からＡ
７ｌでの線材はＭ８アブセットボルトとした。通常のボ
ルトは防食のためこの後例えば電気亜鉛メッキ工程に流
されるが、本供試材に材質の差を明確にするためメッキ
せず冷間圧造のまま試験に用いた。
本発明の冒頭で述べた如＜ １２０ｋｇＡｍ２以丁のボ
ルトは自然環境でに所謂おくれ破壊は生じないとされて
いる強度レベルのものであるが、ある特殊な環境例えば
孔食を生じ易いとか侵入〔Ｈ〕が多い条件でＵｌ２Ｏｋ
ｇＡｒＩＬ２以下のボルトと言えども応力腐食割れが発
生することがある。
ルトは自然環境でに所謂おくれ破壊は生じないとされて
いる強度レベルのものであるが、ある特殊な環境例えば
孔食を生じ易いとか侵入〔Ｈ〕が多い条件でＵｌ２Ｏｋ
ｇＡｒＩＬ２以下のボルトと言えども応力腐食割れが発
生することがある。
この応力腐食感受性を適確に推定し得る試験法は未だな
いが、本発明者等は長年の経験により硝酸カルシウムと
硝酸アンモンの水溶液が孔食を起す環境の再現に好都合
なことを見出し、この水溶液を加速試験に採用した。試
験に締付けにより軸力を種々変え、この水溶液中に浸漬
し、３００時間耐久の応力を求め、この応力とボルト強
度の比率をとり、評価の基準とした。第２表はこの結果
を示す。
いが、本発明者等は長年の経験により硝酸カルシウムと
硝酸アンモンの水溶液が孔食を起す環境の再現に好都合
なことを見出し、この水溶液を加速試験に採用した。試
験に締付けにより軸力を種々変え、この水溶液中に浸漬
し、３００時間耐久の応力を求め、この応力とボルト強
度の比率をとり、評価の基準とした。第２表はこの結果
を示す。
ボルト強度（Ｋｇ／ＲＩＬｒＩＬ２）をとし、３００時
間耐える応力（Ｋｙ／Ｍｍ”）をで表わすと、／が高い
程耐応力腐食割れ性が大きいことになる。第２表から本
発明による鋼扁Ａ３〜Ａ６，Ｂ２〜Ｂ３，Ｂ６〜Ｂ８の
ボルトの／ぱ鋼／！６．Ａ１〜Ａ２，Ａ７，Ｂｌ，Ｂ５
の比較鋼からなるボルトの／に比べ、著しく優れている
ことが判る。更に詳しく説明するに鋼扁Ａ１〜Ａ６のボ
／Ｉ／ ｝は０。１３％Ｃ−１．３％Ｍｎ−ＡＩ系にＮ
ｂ，Ｖ又はＺｒを加え、更にＣｕ若しくはＴｉ−Ｂを含
む鋼（鋼ＡＡ３〜Ａ６）と含まぬ比較鋼（鋼Ａ．Ａｌ〜
Ａ２，Ａ７）とからなるボルトであるが、本発明による
鋼／４６Ａ３〜Ａ６のボルトは、鋼／１６．Ａ１〜Ａ２
，Ａ７のボルトエり／［有］が約１０％高い。
間耐える応力（Ｋｙ／Ｍｍ”）をで表わすと、／が高い
程耐応力腐食割れ性が大きいことになる。第２表から本
発明による鋼扁Ａ３〜Ａ６，Ｂ２〜Ｂ３，Ｂ６〜Ｂ８の
ボルトの／ぱ鋼／！６．Ａ１〜Ａ２，Ａ７，Ｂｌ，Ｂ５
の比較鋼からなるボルトの／に比べ、著しく優れている
ことが判る。更に詳しく説明するに鋼扁Ａ１〜Ａ６のボ
／Ｉ／ ｝は０。１３％Ｃ−１．３％Ｍｎ−ＡＩ系にＮ
ｂ，Ｖ又はＺｒを加え、更にＣｕ若しくはＴｉ−Ｂを含
む鋼（鋼ＡＡ３〜Ａ６）と含まぬ比較鋼（鋼Ａ．Ａｌ〜
Ａ２，Ａ７）とからなるボルトであるが、本発明による
鋼／４６Ａ３〜Ａ６のボルトは、鋼／１６．Ａ１〜Ａ２
，Ａ７のボルトエり／［有］が約１０％高い。
比較鋼Ａ７ぱ、０。１３％Ｃ−１。
３％Ｍｎ−Ａｌ系にＮｂおよびＴｉのみを加えＣｕもし
くはＢを含まない鋼であるが、この場合は／の向上効果
に見られない。
くはＢを含まない鋼であるが、この場合は／の向上効果
に見られない。
また、鋼應Ｂ１〜Ｂ８のボルトは０．０８％Ｃ−１．５
〜２．０楚Ｍｎ− ０．２５％ＭＯＴＡｌ系にＮｔｔＣ
ｒｔＮｂ又はＶを加え、更にＣｕ若しくはＴｉ−Ｂを含
む鋼（鋼Ａ．Ｂ２，Ｂ３，Ｂ４，Ｂ６，Ｂ７及びＢ８）
と含まぬ比較鋼（鋼ＡＢｌ，Ｂ５）とからなるボルトで
いずれのボルトの鋼組織も針状フエライト組織のもので
あるが、Ｃｕ添加により／に飛躍的に向上している。
〜２．０楚Ｍｎ− ０．２５％ＭＯＴＡｌ系にＮｔｔＣ
ｒｔＮｂ又はＶを加え、更にＣｕ若しくはＴｉ−Ｂを含
む鋼（鋼Ａ．Ｂ２，Ｂ３，Ｂ４，Ｂ６，Ｂ７及びＢ８）
と含まぬ比較鋼（鋼ＡＢｌ，Ｂ５）とからなるボルトで
いずれのボルトの鋼組織も針状フエライト組織のもので
あるが、Ｃｕ添加により／に飛躍的に向上している。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０２〜０．２０％、Ｓｉ０．０３〜１．２０
０％、Ｍｎ０．３〜２．５％、Ａｌ０．１％以下及びＮ
ｂ、Ｖ、Ｚｒの１種以上を単独で０．２５％以下、複合
で０．４％以下にＣｕ０．１〜０．５％および／または
Ｔｉ０．００５〜０．２５０％、Ｂ０．０００３〜０．
００５０％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物元素か
らなる鋼を線材及び棒鋼に熱間圧延後、Ａｒ＿１変態点
＋５０℃の温度から５００℃までの温度域を１〜６０℃
／ｓｅｃの速度で冷却することを特徴とする耐応力腐食
割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法。 ２ Ｃ０．０２〜０．２０％、Ｓｉ０．０３〜１．２０
％、Ｍｎ０．３〜２．５％、Ａｌ０．１％以下及びＮｂ
、Ｖ、Ｚｒの１種以上を単独で０．２５％以下、複合で
０．４％以下に加えてＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を単
独で０．８％以下、複合で１．２％以下にＣｕ０．１〜
０．５％および／またはＴｉ０．００５〜０．２５０％
、Ｂ０．０００３〜０．００５０％を含み、残部が鉄及
び不可避的不純物元素からなる鋼を線材及び棒鋼に熱間
圧延後、Ａｒ＿１変態点＋５０℃の温度から５００℃ま
での温度域を１〜６０℃／ｓｅｃの速度で冷却すること
を特徴とする耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び
棒鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53159821A JPS5910415B2 (ja) | 1978-12-27 | 1978-12-27 | 耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53159821A JPS5910415B2 (ja) | 1978-12-27 | 1978-12-27 | 耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5589432A JPS5589432A (en) | 1980-07-07 |
| JPS5910415B2 true JPS5910415B2 (ja) | 1984-03-08 |
Family
ID=15701978
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53159821A Expired JPS5910415B2 (ja) | 1978-12-27 | 1978-12-27 | 耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5910415B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110863159A (zh) * | 2019-12-13 | 2020-03-06 | 山东腾达紧固科技股份有限公司 | 一种suh660高温合金紧固件及生产工艺 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59110721A (ja) * | 1982-12-14 | 1984-06-26 | Nippon Steel Corp | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた低合金高張力鋼の製造方法 |
| GB2163454B (en) * | 1984-07-04 | 1988-08-24 | Nippon Steel Corp | Process for manufacturing parts from non-heat refined steel having improved toughness |
| JP2731797B2 (ja) * | 1988-12-20 | 1998-03-25 | トーア・スチール株式会社 | 非調質ボルト用鋼線材の製造方法 |
| US5723089A (en) * | 1994-03-11 | 1998-03-03 | Nippon Steel Corporation | Line pipe metal arc welded with wire alloy |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4894618A (ja) * | 1972-03-15 | 1973-12-05 | ||
| JPS5051920A (ja) * | 1973-09-10 | 1975-05-09 | ||
| JPS5067714A (ja) * | 1973-10-22 | 1975-06-06 | ||
| JPS5216421A (en) * | 1975-07-30 | 1977-02-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Process for production of steel with hardly causing hydrogen embrittle ment |
-
1978
- 1978-12-27 JP JP53159821A patent/JPS5910415B2/ja not_active Expired
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4894618A (ja) * | 1972-03-15 | 1973-12-05 | ||
| JPS5051920A (ja) * | 1973-09-10 | 1975-05-09 | ||
| JPS5067714A (ja) * | 1973-10-22 | 1975-06-06 | ||
| JPS5216421A (en) * | 1975-07-30 | 1977-02-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Process for production of steel with hardly causing hydrogen embrittle ment |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110863159A (zh) * | 2019-12-13 | 2020-03-06 | 山东腾达紧固科技股份有限公司 | 一种suh660高温合金紧固件及生产工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5589432A (en) | 1980-07-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN111575588B (zh) | 一种马氏体沉淀硬化不锈钢及其制备方法与应用 | |
| WO2023212972A1 (zh) | 一种低屈强比易焊接耐候桥梁钢及其制造方法 | |
| JP4150342B2 (ja) | 加工性および耐つまとび性に優れたほうろう用鋼板およびその製造方法 | |
| JP5907320B1 (ja) | ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法 | |
| EP0572666B1 (en) | Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof | |
| CN108179360B (zh) | 一种锡铜协同作用的超纯铁素体不锈钢及其制备方法 | |
| JP2023527197A (ja) | 耐遅れ破壊性を有する亜鉛電気めっき超高張力二相鋼およびその製造方法 | |
| CN109913758B (zh) | 高温强度和成形性能良好的铁素体不锈钢板及其制备方法 | |
| CA1136904A (en) | Razor blades | |
| JPS5910415B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高張力線材及び棒鋼の製造法 | |
| JP2583694B2 (ja) | 延性， 耐摩耗性および耐銹性に優れた電気材料用フェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPS5948929B2 (ja) | 高強度で耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造法 | |
| JPS5811492B2 (ja) | 高力ボルト用高張力高延性線材及び棒鋼の製造法 | |
| US5156690A (en) | Building low yield ratio hot-dip galvanized cold rolled steel sheet having improved refractory property | |
| JP3267324B2 (ja) | 耐火用高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| CN115466902A (zh) | 耐晶间腐蚀优良的含铌经济型高塑性双相不锈钢及其制造方法 | |
| JP2715033B2 (ja) | 非磁性ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| CN108441782B (zh) | 一种高碳当量耐腐蚀钢筋及其热处理方法 | |
| JPS5884928A (ja) | 非時効性で２次加工性と塗装焼付硬化性の優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造法 | |
| JPH07216451A (ja) | 溶接軟化抵抗の高い高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP2662485B2 (ja) | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 | |
| CN115386807B (zh) | 铁素体不锈钢热轧中板及其制备方法 | |
| CN108441781B (zh) | 一种高强耐腐蚀钢筋及其热处理方法 | |
| JPS61170545A (ja) | 耐錆性の優れた極低温用高マンガン鋼 | |
| JP3267325B2 (ja) | 耐火用高張力溶融アルミニウムめっき鋼板の製造方法 |