JPS647136B2 - - Google Patents
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- JPS647136B2 JPS647136B2 JP1055184A JP1055184A JPS647136B2 JP S647136 B2 JPS647136 B2 JP S647136B2 JP 1055184 A JP1055184 A JP 1055184A JP 1055184 A JP1055184 A JP 1055184A JP S647136 B2 JPS647136 B2 JP S647136B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は鍜造性の優れた高張力ボルトの製造法
に関し、さらに詳しくは、中炭素マンガン鋼線材
をオーステナイト化後、恒温変態処理を行ない、
2パス以上で伸線、冷間圧造することにより引張
強度が90Kg/mm2以上、高靭性、かつ、冷間圧造時
の変形抵抗が抵い高強度、非調質の鍜造性の優れ
た高張力ボルトの製造法に関する。 一般に引張強さ90Kg/mm2以上の高張力ボルト
は、低合金鋼に球状化焼なまし処理および伸線を
行なつた後、冷間圧造によるボルト成形加工を行
ない、次いで、焼入れ焼戻し処理を行なうことに
よつて所定の強度、靭性を付与させていた。 しかし、最近になつて、ボルトの製造において
省工程による省エネルギーとコストダウンを目的
とした、非調質ボルト、即ち、冷間圧造前の球状
化焼なまし処理および冷間圧造後の焼入れ焼戻し
処理工程の省略を可能にする高張力ボルトの製造
法が注目を集めている。 しかして、これらの方法においては、主とし
て、熱間圧延ラインでバラツキの少ない低炭素ベ
ーナイト組織を有する線材を作製し、それを伸線
により高強度化し、冷間圧造によりボルト成形す
るという方法が採用されている。しかし、この方
法では、冷間圧造前の線材強度が90Kg/mm2以上と
高いので冷間圧造時の変形抵抗が高く、冷間圧造
工具の寿命低下を招来し易いのである。 本発明は上記に説明したように、高張力ボルト
の製造に際して従来のように冷間圧造後の焼入れ
焼戻し処理を行なうことなく、かつ、焼入れ焼戻
し処理を行なつたボルトと同等か或いはそれ以上
の品質を有し、さらに、冷間圧造に際して変形抵
抗の低い工具寿命の優れた、引張強さが90Kg/mm2
以上の非調質の鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法を提供するものである。 即ち、本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボル
トの製造法は、上記説明したような高張力ボルト
を得るために種々実験研究の結果得られたもので
あり、使用する鋼に含有される成分および成分割
合を特定の範囲とすると共に、この鋼を恒温変態
処理によつて靭性に富むソルバイトまたはソルバ
イトとベーナイトとの混合組織に変態させた後、
所定の強度を得るために冷間伸線を行なうのであ
るが、その際伸線パス毎に所定の減面率で冷間伸
線を行なつた線材を使用することにより、冷間圧
造時のボルト成形において従来の非調質ボルト材
より低い変形抵抗を示し、かつ、品質的には従来
の焼入れ焼戻し処理ボルト、非調質ボルトと同等
かそれ以上の品質を有するボルトを製造できるこ
とを確認したのである。 本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法は、(1)C0.20〜0.35wt%、Mn1〜2wt%を含
む鋼をAc3変態点以上に加熱後、450〜580℃の温
度で恒温変態させて冷却後、減面率10〜20%の1
パス目の冷間伸線を行ない、次いで、減面率30%
以上の2パス目の冷間伸線を行ない、かつ、総減
面率を40〜60%とし、後ボルト成形することを特
徴とする鍜造性の優れた高張力ボルトの製造法を
第1の髪明とし、(2)C0.20〜0.35wt%、Mn1〜
2wt%を含む鋼を減面率40%以下の冷間伸線を行
ない、続いてAc3変態点以上に加熱後、450〜580
℃の温度で恒温変態させて冷却後、減面率10〜20
%で1パス目の冷間伸線を行ない、次いで、減面
率30%以上で2パス目の冷間伸線を行ない、か
つ、総減面率を40〜60%とし、後ボルト成形する
ことを特徴とする鍜造性の優れた高張力ボルトの
製造法を第2の発明とする2つの発明よりなるも
のである。 以下本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルト
の製造法(以下単に本発明の製造法ということが
ある。)について詳細に説明する。 先ず、本発明に係る製造法において使用する鋼
の含有成分および成分割合について説明する。 Cは固溶強化元素として含有されるが、含有量
が0.20wt%未満ではボルト強度として90Kg/mm2以
上の引張強さが得られず、また、0.35wt%を越え
て含有されると靭性が低下し、冷間鍜造性を劣化
させる。よつて、C含有量は0.20〜0.35wt%とす
る。 Mnはフエライト中に固溶して鋼を強化させる
元素であり、含有量が1wt%未満では強度の確保
が困難であり、そして、強度を確保するための
Mnの含有はC、Si等の強化効果に比してMnに
よる強化の方が靭性の低下が少なく、かつ、C、
Siに比べて冷間鍜造性を阻害する割合が低く、ま
た、2wt%を越える含有量では靭性改良効果がな
くなり、また、製造時のMn偏析増大に伴なつて
冷間加工性が低下する。よつて、Mn含有量は1
〜2wt%とする。 このC、Mnの外に、Siは鋼精錬上必要な元素
であり、0.5wt%までの含有は許容され、Ni1wt
%以下、Cr1wt%以下、Mo0.5wt%以下、
Al0.1wt%以下、Ti0.1wt%以下、B0.005wt%以
下を合金成分として適宜含有させことができる。 次に本発明に係る製造法における加熱および伸
線工程について説明する。 即ち、上記説明した含有成分および成分割合の
鋼をAc3変態点以上に加熱後、450〜580℃の温度
において鉛浴或いは塩浴中における恒温変態処理
を行なつてから、引続いて減面率の異なる2回の
パスによる冷間伸線を行ない、さらに、線材を冷
間圧造することが高張力、高靭性、かつ、鍜造性
特に変形抵抗の低い引張強さ90Kg/mm2以上の非調
質のボルトを製造するための不可欠の処理法であ
る。 従つて、上記説明した鋼をAc3変態点以上に加
熱後、450〜580℃の温度域において恒温変態処理
を行なうことにより、微細ソルバイトまたは微細
ソルバイトとベーナイトとの混合組織に変態し、
そして、伸び、絞りは向上するが、この恒温変態
のままで強度面において引張強さが90Kg/mm2以上
を満足しないので、所定の強度を得るため冷間伸
線を行なつて強度を上昇させる。 この場合、引張強さ90Kg/mm2以上を確保するに
は総減面率が40〜60%とする必要があり、総減面
率が40%未満では所望の強度が得られず、また、
総減面率が60%を越えると靭性が劣化し好ましく
ない。 上記説明した鋼の恒温変態後の引張強さは約60
Kg/mm2以上であり、この材料を総減面率40%以上
で冷間で伸線を行なおうとすると、1パスでは焼
付き、断線等の事故が発生し、工業的レベルでは
通常2パス以上の冷間伸線が採用されている。 しかして、本発明に係る製造法においても総減
面率40〜60%の冷間伸線を行なうに際して、2パ
スの冷間伸線を採用するのであるが、この場合、
1パス目の冷間伸線は減面率を10〜20%で行な
い、2パス目の冷間伸線は減面率30%以上で行な
い、かつ、総減面率を40%以上とする冷間伸線を
採用することにより、例えば、1パス目の減面率
が2パス目の減面率より大きい減面率の場合、1
パス目と2パス目の減面率が等しい場合に比べ
て、後のボルト成形の冷間圧造工程における変形
抵抗が低くなり、工具寿命の面で非常に有利であ
る。 一般に伸線材の冷間圧造に際して前処理の冷間
伸線と後処理の圧縮加工との歪方向が逆向きであ
ることから同一強度レベルでは伸線減面率が大き
い程圧縮の変形抵抗(ボルト成形時の抵抗に相当
する。)が小さくなり、所謂、バウシンガー効果
が生じる。 本発明に係る製造法の場合、総減面率が一定の
範囲内で伸線パススケジユールの採り方によつて
バウシンガー効果の現れ方が異なることを利用し
たものであり、即ち、伸線パススケジユールの採
り方として、1回目に大減面率(30%以上)の冷
間伸線を行ない、2回目に小減面率(10〜20%)
の冷間伸線を行なう場合、また、2回の冷間伸線
を略等しい減面率で冷間伸線を行なう場合等に比
較して、本発明に係る製造法のように1回目に小
減面率(10〜20%)の冷間伸線を行ない、引続き
2回目に大減面率(30%以上)の冷間仕上伸線を
行なう場合の方が、ボルト成形時の圧縮加工にお
いてバウシンガー効果の現れ方が最も大きく、こ
のことは、変形抵抗の値が最も低い結果を生じる
ことを意味する。従つて、強度の高い伸線まま材
をボルト成形する場合に最もコスト的に影響の大
きい冷間鍜造工具の寿命向上に大きく貢献するも
のである。 さらに、上記説明した鋼を圧延のままAc3変態
点温度以上に加熱する前に、減面率40%以下の冷
間伸線を行なうことにより、組織中に転位を導入
させた状態で使用すると次工程のオーステナイト
化時にその転位がオーステナイト核となり、伸線
しないものに比べてオーステナイト粒が微細化さ
れるので引続いて行なわれるAc3変態温度以上の
加熱と恒温変態処理により、より微細な変態組織
が得られ、結果として加熱前に冷間伸線しない鋼
に比べて靭性が向上する。そして、この場合の減
面率は1パスで可能な40%以下とし、結晶粒の微
細化に対しては10%以上の減面率で冷間伸線する
のがよい。 本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法の実施例を説明し、併せて比較法についても
説明する。 実施例 第1表に示す含有成分および成分割合と鋼につ
いて、以下に説明する方法によりM8ボルトを製
作した。 第2表にボルトの機械的性質、ボルトの成形時
の圧造荷重、変形抵抗を示す。 なお、ボルトの変形抵抗は次式を用いて算出し
た。 α=P/A0・f α:変形抵抗 P:ボルト成形時の圧造荷重(トン) A0:初期断面積 f:拘束係数(数字的にはf=4を採用) 比較法 (A) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,50%→7.05φ,総減面率50%)→冷間圧造
(M8×P,1.25、アプセツトボルト)→亜鉛クロ
メートメツキ→350℃×30分の応力除去焼鈍。 比較法 (B) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,44%→7.5φ,12%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25、アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 比較法 (C) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,32%×8.2φ,26%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25 アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 本発明に係る製造法 (D) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,15%→9.2φ,42%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25、アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 本発明に係る製造法 (E) 鋼No.2を熱間圧延(12φ)→冷間伸線(12φ,
30%→10φ)→再加熱(960℃×6分)→鉛浴
(540℃×5分)空冷→冷間伸線(10φ,17%→
9.1φ,40%→7.05φ,総減面率50%)→冷間圧造
(M8×P,1.25、アプセツトボルト)→亜鉛クロ
メートメツキ→350℃×30の応力徐去焼鈍。 比較法 (F) 鋼No.3を熱間圧延(低温圧延+制御冷却,
8.0φ)→冷間伸線(8.0φ,22%→7.05φ,総減面
率22%)→冷間圧延(M8×P,1.25、アプセツ
トボルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30
分の応力除去焼鈍。
に関し、さらに詳しくは、中炭素マンガン鋼線材
をオーステナイト化後、恒温変態処理を行ない、
2パス以上で伸線、冷間圧造することにより引張
強度が90Kg/mm2以上、高靭性、かつ、冷間圧造時
の変形抵抗が抵い高強度、非調質の鍜造性の優れ
た高張力ボルトの製造法に関する。 一般に引張強さ90Kg/mm2以上の高張力ボルト
は、低合金鋼に球状化焼なまし処理および伸線を
行なつた後、冷間圧造によるボルト成形加工を行
ない、次いで、焼入れ焼戻し処理を行なうことに
よつて所定の強度、靭性を付与させていた。 しかし、最近になつて、ボルトの製造において
省工程による省エネルギーとコストダウンを目的
とした、非調質ボルト、即ち、冷間圧造前の球状
化焼なまし処理および冷間圧造後の焼入れ焼戻し
処理工程の省略を可能にする高張力ボルトの製造
法が注目を集めている。 しかして、これらの方法においては、主とし
て、熱間圧延ラインでバラツキの少ない低炭素ベ
ーナイト組織を有する線材を作製し、それを伸線
により高強度化し、冷間圧造によりボルト成形す
るという方法が採用されている。しかし、この方
法では、冷間圧造前の線材強度が90Kg/mm2以上と
高いので冷間圧造時の変形抵抗が高く、冷間圧造
工具の寿命低下を招来し易いのである。 本発明は上記に説明したように、高張力ボルト
の製造に際して従来のように冷間圧造後の焼入れ
焼戻し処理を行なうことなく、かつ、焼入れ焼戻
し処理を行なつたボルトと同等か或いはそれ以上
の品質を有し、さらに、冷間圧造に際して変形抵
抗の低い工具寿命の優れた、引張強さが90Kg/mm2
以上の非調質の鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法を提供するものである。 即ち、本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボル
トの製造法は、上記説明したような高張力ボルト
を得るために種々実験研究の結果得られたもので
あり、使用する鋼に含有される成分および成分割
合を特定の範囲とすると共に、この鋼を恒温変態
処理によつて靭性に富むソルバイトまたはソルバ
イトとベーナイトとの混合組織に変態させた後、
所定の強度を得るために冷間伸線を行なうのであ
るが、その際伸線パス毎に所定の減面率で冷間伸
線を行なつた線材を使用することにより、冷間圧
造時のボルト成形において従来の非調質ボルト材
より低い変形抵抗を示し、かつ、品質的には従来
の焼入れ焼戻し処理ボルト、非調質ボルトと同等
かそれ以上の品質を有するボルトを製造できるこ
とを確認したのである。 本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法は、(1)C0.20〜0.35wt%、Mn1〜2wt%を含
む鋼をAc3変態点以上に加熱後、450〜580℃の温
度で恒温変態させて冷却後、減面率10〜20%の1
パス目の冷間伸線を行ない、次いで、減面率30%
以上の2パス目の冷間伸線を行ない、かつ、総減
面率を40〜60%とし、後ボルト成形することを特
徴とする鍜造性の優れた高張力ボルトの製造法を
第1の髪明とし、(2)C0.20〜0.35wt%、Mn1〜
2wt%を含む鋼を減面率40%以下の冷間伸線を行
ない、続いてAc3変態点以上に加熱後、450〜580
℃の温度で恒温変態させて冷却後、減面率10〜20
%で1パス目の冷間伸線を行ない、次いで、減面
率30%以上で2パス目の冷間伸線を行ない、か
つ、総減面率を40〜60%とし、後ボルト成形する
ことを特徴とする鍜造性の優れた高張力ボルトの
製造法を第2の発明とする2つの発明よりなるも
のである。 以下本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルト
の製造法(以下単に本発明の製造法ということが
ある。)について詳細に説明する。 先ず、本発明に係る製造法において使用する鋼
の含有成分および成分割合について説明する。 Cは固溶強化元素として含有されるが、含有量
が0.20wt%未満ではボルト強度として90Kg/mm2以
上の引張強さが得られず、また、0.35wt%を越え
て含有されると靭性が低下し、冷間鍜造性を劣化
させる。よつて、C含有量は0.20〜0.35wt%とす
る。 Mnはフエライト中に固溶して鋼を強化させる
元素であり、含有量が1wt%未満では強度の確保
が困難であり、そして、強度を確保するための
Mnの含有はC、Si等の強化効果に比してMnに
よる強化の方が靭性の低下が少なく、かつ、C、
Siに比べて冷間鍜造性を阻害する割合が低く、ま
た、2wt%を越える含有量では靭性改良効果がな
くなり、また、製造時のMn偏析増大に伴なつて
冷間加工性が低下する。よつて、Mn含有量は1
〜2wt%とする。 このC、Mnの外に、Siは鋼精錬上必要な元素
であり、0.5wt%までの含有は許容され、Ni1wt
%以下、Cr1wt%以下、Mo0.5wt%以下、
Al0.1wt%以下、Ti0.1wt%以下、B0.005wt%以
下を合金成分として適宜含有させことができる。 次に本発明に係る製造法における加熱および伸
線工程について説明する。 即ち、上記説明した含有成分および成分割合の
鋼をAc3変態点以上に加熱後、450〜580℃の温度
において鉛浴或いは塩浴中における恒温変態処理
を行なつてから、引続いて減面率の異なる2回の
パスによる冷間伸線を行ない、さらに、線材を冷
間圧造することが高張力、高靭性、かつ、鍜造性
特に変形抵抗の低い引張強さ90Kg/mm2以上の非調
質のボルトを製造するための不可欠の処理法であ
る。 従つて、上記説明した鋼をAc3変態点以上に加
熱後、450〜580℃の温度域において恒温変態処理
を行なうことにより、微細ソルバイトまたは微細
ソルバイトとベーナイトとの混合組織に変態し、
そして、伸び、絞りは向上するが、この恒温変態
のままで強度面において引張強さが90Kg/mm2以上
を満足しないので、所定の強度を得るため冷間伸
線を行なつて強度を上昇させる。 この場合、引張強さ90Kg/mm2以上を確保するに
は総減面率が40〜60%とする必要があり、総減面
率が40%未満では所望の強度が得られず、また、
総減面率が60%を越えると靭性が劣化し好ましく
ない。 上記説明した鋼の恒温変態後の引張強さは約60
Kg/mm2以上であり、この材料を総減面率40%以上
で冷間で伸線を行なおうとすると、1パスでは焼
付き、断線等の事故が発生し、工業的レベルでは
通常2パス以上の冷間伸線が採用されている。 しかして、本発明に係る製造法においても総減
面率40〜60%の冷間伸線を行なうに際して、2パ
スの冷間伸線を採用するのであるが、この場合、
1パス目の冷間伸線は減面率を10〜20%で行な
い、2パス目の冷間伸線は減面率30%以上で行な
い、かつ、総減面率を40%以上とする冷間伸線を
採用することにより、例えば、1パス目の減面率
が2パス目の減面率より大きい減面率の場合、1
パス目と2パス目の減面率が等しい場合に比べ
て、後のボルト成形の冷間圧造工程における変形
抵抗が低くなり、工具寿命の面で非常に有利であ
る。 一般に伸線材の冷間圧造に際して前処理の冷間
伸線と後処理の圧縮加工との歪方向が逆向きであ
ることから同一強度レベルでは伸線減面率が大き
い程圧縮の変形抵抗(ボルト成形時の抵抗に相当
する。)が小さくなり、所謂、バウシンガー効果
が生じる。 本発明に係る製造法の場合、総減面率が一定の
範囲内で伸線パススケジユールの採り方によつて
バウシンガー効果の現れ方が異なることを利用し
たものであり、即ち、伸線パススケジユールの採
り方として、1回目に大減面率(30%以上)の冷
間伸線を行ない、2回目に小減面率(10〜20%)
の冷間伸線を行なう場合、また、2回の冷間伸線
を略等しい減面率で冷間伸線を行なう場合等に比
較して、本発明に係る製造法のように1回目に小
減面率(10〜20%)の冷間伸線を行ない、引続き
2回目に大減面率(30%以上)の冷間仕上伸線を
行なう場合の方が、ボルト成形時の圧縮加工にお
いてバウシンガー効果の現れ方が最も大きく、こ
のことは、変形抵抗の値が最も低い結果を生じる
ことを意味する。従つて、強度の高い伸線まま材
をボルト成形する場合に最もコスト的に影響の大
きい冷間鍜造工具の寿命向上に大きく貢献するも
のである。 さらに、上記説明した鋼を圧延のままAc3変態
点温度以上に加熱する前に、減面率40%以下の冷
間伸線を行なうことにより、組織中に転位を導入
させた状態で使用すると次工程のオーステナイト
化時にその転位がオーステナイト核となり、伸線
しないものに比べてオーステナイト粒が微細化さ
れるので引続いて行なわれるAc3変態温度以上の
加熱と恒温変態処理により、より微細な変態組織
が得られ、結果として加熱前に冷間伸線しない鋼
に比べて靭性が向上する。そして、この場合の減
面率は1パスで可能な40%以下とし、結晶粒の微
細化に対しては10%以上の減面率で冷間伸線する
のがよい。 本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボルトの製
造法の実施例を説明し、併せて比較法についても
説明する。 実施例 第1表に示す含有成分および成分割合と鋼につ
いて、以下に説明する方法によりM8ボルトを製
作した。 第2表にボルトの機械的性質、ボルトの成形時
の圧造荷重、変形抵抗を示す。 なお、ボルトの変形抵抗は次式を用いて算出し
た。 α=P/A0・f α:変形抵抗 P:ボルト成形時の圧造荷重(トン) A0:初期断面積 f:拘束係数(数字的にはf=4を採用) 比較法 (A) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,50%→7.05φ,総減面率50%)→冷間圧造
(M8×P,1.25、アプセツトボルト)→亜鉛クロ
メートメツキ→350℃×30分の応力除去焼鈍。 比較法 (B) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,44%→7.5φ,12%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25、アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 比較法 (C) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,32%×8.2φ,26%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25 アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 本発明に係る製造法 (D) 鋼No.1を熱間圧延(10φ)→再加熱(950℃×
6分)→鉛浴(540℃×5分)空冷→冷間伸線
(10φ,15%→9.2φ,42%→7.05φ,総減面率50
%)→冷間圧造(M8×P,1.25、アプセツトボ
ルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30分の
応力除去焼鈍。 本発明に係る製造法 (E) 鋼No.2を熱間圧延(12φ)→冷間伸線(12φ,
30%→10φ)→再加熱(960℃×6分)→鉛浴
(540℃×5分)空冷→冷間伸線(10φ,17%→
9.1φ,40%→7.05φ,総減面率50%)→冷間圧造
(M8×P,1.25、アプセツトボルト)→亜鉛クロ
メートメツキ→350℃×30の応力徐去焼鈍。 比較法 (F) 鋼No.3を熱間圧延(低温圧延+制御冷却,
8.0φ)→冷間伸線(8.0φ,22%→7.05φ,総減面
率22%)→冷間圧延(M8×P,1.25、アプセツ
トボルト)→亜鉛クロメートメツキ→350℃×30
分の応力除去焼鈍。
【表】
【表】
第2表は応力除去焼鈍後の特性を示す。
第2表から明らかなように、本発明に係る製造
法によれば、比較法に比べて圧造荷重、変形抵抗
の大幅な低減が可能であり、かつ、ボルト特性面
からもJIS10.9ボルト規格を充分に満足するボル
トが得られることがわかる。 第1図にボルト成形時の第2パンチの平均寿命
を示すが、本発明に係る製造法では比較法に比べ
て良好な工具寿命を示しており、さらに、恒温変
態の前に冷間伸線を行なつた場合においても本発
明に係る製造法による有利性は優れている。 以上説明したように、本発明に係る鍜造性の優
れた高張力ボルトの製造法は上記の構成を有して
いるから、高強度、高靭性、かつ、冷間圧造時の
変形抵抗が低く、工具寿命の優れた引張強さ90
Kg/mm2以上の非調質である鍜造性の優れた高張力
ボルトを製造することができるものである。
第2表から明らかなように、本発明に係る製造
法によれば、比較法に比べて圧造荷重、変形抵抗
の大幅な低減が可能であり、かつ、ボルト特性面
からもJIS10.9ボルト規格を充分に満足するボル
トが得られることがわかる。 第1図にボルト成形時の第2パンチの平均寿命
を示すが、本発明に係る製造法では比較法に比べ
て良好な工具寿命を示しており、さらに、恒温変
態の前に冷間伸線を行なつた場合においても本発
明に係る製造法による有利性は優れている。 以上説明したように、本発明に係る鍜造性の優
れた高張力ボルトの製造法は上記の構成を有して
いるから、高強度、高靭性、かつ、冷間圧造時の
変形抵抗が低く、工具寿命の優れた引張強さ90
Kg/mm2以上の非調質である鍜造性の優れた高張力
ボルトを製造することができるものである。
第1図は本発明に係る鍜造性の優れた高張力ボ
ルトの製造法と比較法との平均パンチ寿命を示す
図である。
ルトの製造法と比較法との平均パンチ寿命を示す
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.20〜0.35wt%、Mn1〜2wt%を含む鋼を
Ac3変態点以上に加熱後、450〜580℃の温度で恒
温変態させて冷却後、減面率10〜20%で1パス目
の冷間伸線を行ない、次いで、減面率30%以上で
2パス目の冷却伸線を行ない、かつ、総減面率を
40〜60%とし、後ボルト成形することを特徴とす
る鍜造性の優れた高張力ボルトの製造法。 2 C0.20〜0.35wt%、Mn1〜2wt%を含む鋼を
減面率40%以下の冷間伸線を行ない、続いてAc3
変態点以上に加熱後、450〜580℃の温度で恒温変
態させて冷却後、減面率10〜20%で1パス目の冷
間伸線を行ない、次いで、減面率30%以上で2パ
ス目の冷間伸線を行ない、かつ、総減面率を40〜
60%とし、後ボルト成形することを特徴とする鍜
造性の優れた高張力ボルトの製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1055184A JPS60155622A (ja) | 1984-01-24 | 1984-01-24 | 鍛造性の優れた高張力ボルトの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1055184A JPS60155622A (ja) | 1984-01-24 | 1984-01-24 | 鍛造性の優れた高張力ボルトの製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60155622A JPS60155622A (ja) | 1985-08-15 |
JPS647136B2 true JPS647136B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=11753390
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1055184A Granted JPS60155622A (ja) | 1984-01-24 | 1984-01-24 | 鍛造性の優れた高張力ボルトの製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60155622A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013051513A1 (ja) | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2788997B3 (fr) * | 1999-02-02 | 2001-04-20 | Unimetall Sa | Procede de fabrication d'un organe de fixation filete de petit diametre par frappe a froid d'un fil trefile en acier a fort durcissement par ecrouissage |
-
1984
- 1984-01-24 JP JP1055184A patent/JPS60155622A/ja active Granted
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013051513A1 (ja) | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
US9835194B2 (en) | 2011-10-07 | 2017-12-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS60155622A (ja) | 1985-08-15 |
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