WO2001079567A1 - Procede de fabrication d'un boulon a grande resistance a la rupture retardee ainsi qu'au relachement - Google Patents

Procede de fabrication d'un boulon a grande resistance a la rupture retardee ainsi qu'au relachement Download PDF

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Seiichi Koike
Mitsuo Takashima
Katsuhiro Tsukiyama
Yuichi Namimura
Nobuhiko Ibaraki
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Honda Motor Co., Ltd.
Saga Tekkohsho Co., Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength port used mainly for automobiles, and particularly to a method for producing a high-strength porto having a tensile strength (strength) of not less than 1200 mm 2 and a delayed fracture resistance and a high resistance.
  • the present invention relates to a useful method for producing a high-strength porto having excellent relaxation properties.
  • SCM435, SCM440, SCr440, etc. are used as general high-strength port steels, and the necessary strength is ensured by quenching and tempering. I have.
  • the tensile strength is in the region of greater than about 1 2 0 0 NZm m 2, there is a risk of delayed fracture occurs, Usage There are restrictions.
  • Delayed fracture can occur in a non-corrosive environment or in a corrosive environment, but it is said that the cause of occurrence is that various factors are involved in a complex manner. It is difficult to do. Control factors affecting the delayed fracture as described above include tempering temperature, microstructure, material hardness, crystal grain size, various alloying elements, etc., but it is effective to prevent delayed fracture. In fact, no simple means has been established, and only various methods have been proposed by trial and error.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and its purpose is to provide a high-strength level of tensile strength of 120 O NZmm 2 or more, while maintaining the resistance to delayed fracture and relaxation.
  • An object of the present invention is to provide a useful method for producing an excellent high-strength port. Disclosure of the invention
  • the method of the present invention that can achieve the above object is as follows: C: 0.5 to 1.0% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.5% or less (excluding 0%) And Mn: 0.2 to 1%, and P: 0.03% or less (0% ) And S: made of steel suppressed to 0.03% or less (including 0%), respectively, and the total area ratio of proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite, bainite and martensite is 2 After drawing a steel material of less than 0% and the rest of the pearlite structure by strong wire drawing, it was made into a porto shape by cold heading and subjected to a bluing treatment in a temperature range of 100 to 400.
  • the gist of the present invention is to have a tensile strength of 200 N / mm 2 or more, and to have excellent delayed fracture resistance and relaxation-sion properties.
  • the steel used in the method of the present invention may contain (a) Cr: 0.5% or less (not including 0%) and / or Co: 0.5% or less (not including 0%), ( b) It is also effective to contain one or more selected from the group consisting of Mo, V and Nb: 0.3% or less (not including 0%) in total.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing the shape of a bolt subjected to a delayed fracture test in the example
  • FIG. 2 is a photograph substituted for a drawing showing a bainite structure
  • Fig. 4 is a substitute photograph for drawing showing the shape of hexagonal headed porto created in Example 2
  • Fig. 5 is the shape of hexagonal flange porto created in Example 2 Is a drawing substitute photograph.
  • the present inventors have studied the causes of the inferior delayed fracture resistance of conventional high-strength ports.
  • the structure is tempered to avoid temper embrittlement zone, reduce grain boundary segregation elements, Delayed fracture resistance was compensated for by making the grains finer, but it was found that this had limitations.
  • the inventors of the present invention have conducted intensive studies to further improve the delayed fracture resistance.
  • the structure was set to a pearlite structure with certain restrictions, and the strength was increased to 1200 N / mm by wire drawing. It has been found that by setting the strength to 2 or more, it is possible to improve delayed fracture resistance.
  • the total area ratio of proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite, payite and martensite is less than 20%, and the balance is perlite structure (that is, the area ratio of perlite structure). It is necessary to strongly wire-draw steel materials. The reason for specifying these requirements is as follows.
  • pro-eutectoid ferrite and pro-eutectoid cementite are generated in the above structure, longitudinal cracks occur during drawing, making it impossible to draw, and a high working strength of more than 1200 NZ mm 2 can be obtained. Disappears.
  • proeutectoid cementite and martensite need to be reduced because they cause wire breakage during wire drawing. Furthermore, since the amount of work hardening of bainite is smaller than that of pearlite, it is not possible to expect an increase in strength due to strong wire drawing.
  • the pearlite structure has the effect of trapping hydrogen at the interface between cementite and ferrite and reducing the amount of hydrogen accumulated at grain boundaries, and it is necessary to increase the amount as much as possible.
  • at least one type of microstructure such as proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite, payinite, and martensite is reduced as much as possible, and the total area ratio is less than 20%.
  • the area ratio of the perlite structure is preferably 90% or more, and more preferably 100% or less. Good to do.
  • the dimensional accuracy required for high-strength bolts cannot be obtained as-rolled or as-forged, and it is difficult to finally achieve a strength of 1200 NZ mm 2 or more Therefore, it is necessary to perform strong drawing.
  • this strong wire drawing finely disperses the cementite in some pearlite, improving the hydrogen trapping capacity and resisting the growth of cracks by lining up the structure along the wire drawing direction. (The crack propagation direction is perpendicular to the drawing direction).
  • the present inventors have repeatedly studied from the viewpoint of improving relaxation properties in Porto.
  • a bluing treatment in a prescribed temperature range will result in an increase in strength.
  • the relaxation characteristics could be significantly improved.
  • age hardening by C and N is exerted to prevent plastic deformation, thereby improving the strength and the power resistance of the port and improving the heat of 100 to 200. It has become harder for them to wake up.
  • the bluing treatment temperature needs to be in a temperature range of 100 to 400.
  • the temperature is less than 100, the age hardening is insufficient, the strength of the port is not improved, and the improvement of the power resistance is small, and the relaxation characteristics cannot be sufficiently improved.
  • it exceeds 400 it is softened and the amount of decrease in port strength becomes large.
  • the material of the high-strength porto is a medium-high carbon steel containing 0.5 to 1.0% of C, and the basic chemical composition is as follows: Si: 0.5% or less (0% ) And Mn: 0.2 to 1%, respectively, and P: 0.03% or less (including 0%) and S: 0.03%
  • the reasons for limiting the range of these components are as follows.
  • the steel material that has been hot-worked into a bar or wire and the steel material that has been heat-treated afterwards are referred to as “wires”. To distinguish them.
  • C is an effective and economical element for increasing the strength of Porto, and the strength increases as the C content increases.
  • it is necessary to contain C in an amount of 0.50% or more.
  • a preferred lower limit of the C content is 0.65%, and more preferably 0.7%.
  • a preferred upper limit of the C content is 0.9%, and more preferably 0.85%.
  • Most preferably, eutectoid steel is used.
  • Si has the effect of improving the hardenability of steel and suppressing the precipitation of proeutectoid cementite.
  • it is expected to act as a deoxidizer, and also exhibits a remarkable solid solution strengthening effect when it forms a solid solution with ferrite.
  • Mn has an effect as a deoxidizing agent and an effect of improving the hardenability of the wire and improving the uniformity of the cross-sectional structure of the wire. These effects are effectively exhibited by containing 0.2% or more. However, if the Mn content becomes excessive, a supercooled structure such as martensite or bainite is formed in the segregated portion of Mn, thereby deteriorating the wire drawing workability. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 1.0%. The preferred range of the Mn content is about 0.40 to 0.70%, and more preferably about 0.45 to 0.55%.
  • P is an element that causes grain boundary segregation and deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, by suppressing the P content to 0.03% or less, delayed fracture resistance can be improved.
  • the P content is preferably reduced to 0.015% or less. It is more preferably set to 0.01% or less, and further preferably reduced to 0.05% or less.
  • S forms MnS in steel and becomes a stress concentration point when stress is applied. Therefore, in order to improve the delayed fracture resistance, it is necessary to reduce the S content as much as possible, and from such a viewpoint, it is better to suppress the content to 0.03% or less.
  • the S content is preferably reduced to 0.015% or less, more preferably to 0.01% or less, and still more preferably to 0.05% or less.
  • Basic steel materials used as high-strength bolt materials in the method of the present invention The chemical composition is as described above, but if necessary (a) Cr: 0.5% or less (excluding 0%) and Z or Co: 0.5% or less (excluding 0%) (B) It is also effective to contain one or more selected from the group consisting of Mo, V and Nb in a total of 0.3% or less (not including 0%). Reasons for limiting each element contained as necessary are as follows.
  • Cr and Co have an effect of suppressing precipitation of pro-eutectoid cementite similarly to S i, and are particularly effective as a high-strength additive component of the present invention for reducing pro-eutectoid cementite.
  • Each of these effects increases as the content increases, but if the content exceeds 0.5%, the effect saturates and becomes uneconomical, so the upper limit was set to 0.5%. .
  • the preferred range of these elements is 0.05 to 0.3%, and the more preferred range is about 0.1 to 0.2%.
  • Mo, V and Nb all form fine carbonitrides and contribute to the improvement of delayed fracture resistance.
  • these nitrides and carbides are effective in refining crystal grains. However, if their contents become excessive, they hinder delayed fracture resistance and toughness. Therefore, the total content is set to 0.3% or less.
  • the more preferable range of the total amount of Mo, V and Nb is about 0.02 to 0.2%, more preferably about 0.05 to 0.1%.
  • the chemical composition of the steel used in the present invention is as described above, and the balance substantially consists of Fe.
  • substantially F e The high-strength porto may contain, in addition to Fe, trace components (permissible components) to the extent that its properties are not impaired. Examples of the permissible components include Cu, Ni, A1, Ca, B , Zr, Pb, Bi, Te, As, Sn, Sb, N, and inevitable impurities such as O.
  • the structure of the wire used as a material in the present invention can be adjusted by various methods.
  • a representative method will be described.
  • the methods first, using a steel material having the above chemical composition, hot rolling or hot forging is performed after the rolling or forging end temperature of the steel material is 800 or more.
  • the average cooling rate V (tZ seconds) is continuously cooled to 400 so as to satisfy the following equation (1), and then cooled.
  • V (tZ seconds) is continuously cooled to 400 so as to satisfy the following equation (1), and then cooled.
  • the above end temperature must be at least 80 Ot.
  • the preferred range of this temperature is about 850 to 950, and more preferably about 850 to 900.
  • the average cooling rate V is 1 6 6 X (wire diameter: mm) - the 1-4 of that smaller than homogeneous pearlite structure is not only not be obtained, the pro-eutectoid ferrite Toya eutectoid cement Yui DOO Is easily generated. If the average cooling rate V is larger than 2888 X (wire diameter: mm) 4 , bainite or martensite is likely to be generated.
  • the wire used in the present invention is a steel having the chemical composition as described above, and after the steel is heated to 800 or more, the steel is rapidly cooled to a temperature of 500 to 65, By maintaining the temperature (patenting) In this case, a more uniform pearlite structure can be obtained than in a normal rolled material, and the strength before drawing can be increased.
  • the range of the steel material heating temperature must be 800 or more for the same reason as the above-mentioned rolling or forging end temperature.
  • the preferred range of the heating temperature is the same as described above.
  • isothermal transformation at 500-650.
  • the preferred temperature range of the isothermal transformation temperature is about 550 to 600, and the most preferred isothermal holding temperature is around the pearl nose of the TTT diagram.
  • progenitor ferrite, pro-eutectoid cement, bainite, and martensite or perlite were classified by the following method, and the area ratio of each tissue was obtained.
  • delayed fracture tests were also performed on some of the specimens that were quenched and tempered to form a 100% tempered martensite structure. (Classification of each organization)
  • the structure of the DZ 4 (D: diameter) was observed with a scanning electron microscope (SEM). Then, 5 to 10 fields of view were photographed at a magnification of 1000 to 30000, and after determining the perlite tissue portion, the area ratio of each tissue was determined by an image analyzer.
  • the payinite and pro-eutectoid cementite structures which are difficult to distinguish from the pearlite structure, are considered to be the bainite structure as shown in Fig. 2 (micrograph micrographs substituted for drawings).
  • the microstructure shown in Fig. 3 (micrograph micrograph instead of drawing) was determined to be the primary semenite microstructure. As a tendency of these structures, proeutectoid ferrite and proeutectoid cementite precipitated along the former austenite grain boundaries, and martensite precipitated in bulk.
  • Hex head bolts and hexagon flange bolts were prepared by cold heading using the above steel wires, and the occurrence of cracks in the porto heads processed at that time was also confirmed.
  • Table 2 shows the structure of each wire and steel wire together with the average cooling rate
  • Table 3 shows the results of the delayed fracture test and the state of crack initiation along with the drawing conditions and mechanical properties.
  • the results of the delayed fracture test were as follows: 10 pieces were tested for each, and none of the 10 pieces were broken, assuming good delayed fracture resistance. ⁇ One piece of 10 pieces that was broken was regarded as poor delayed fracture resistance. Expressed by X.
  • the high-strength port of the present invention has a hexagonal headed port and a hexagonal flange port without cracking due to cold heading and excellent in delayed fracture resistance.
  • Table 2 Test Initial wire diameter Average cooling rate Primary evacuation plane I Primary elongation cementer
  • test steels C and I shown in Table 1 above hot rolling to wire diameter: 8 mm ⁇ or 10.5 mm ⁇ , followed by patenting treatment (heating temperature: 940, isothermal transformation: 51) 0-6 10 minutes for 4 minutes). Thereafter, the wire was drawn to a diameter of 7.0 m ⁇ or 5.25 mm (drawing ratio: 55 to 75%).
  • Example 1 Using the obtained various steel wires, ⁇ 8 X ⁇ 1.25 (from wire diameter: 7.06 ⁇ ) or M6 XP 1.0 (wire diameter: 5.2) shown in FIG. (From a 5 mm (i) steel wire), and a delayed fracture test was performed in the same manner as in Example 1.
  • a hexagonal headed port and a hexagonal flanged port were fabricated by cold heading using the above wire rods, and the occurrence of cracks in the processed port head was confirmed.
  • Table 4 below shows the microstructure of each wire together with the isothermal transformation temperature
  • Table 5 below shows the results of the delayed fracture test and the occurrence of cracks together with the drawing conditions and mechanical properties.
  • the load for each 0.2% permanent elongation was measured. Then, grab the test piece at appropriate intervals, apply a load equivalent to 80% of the load with respect to 0.2% permanent elongation (load), and then hold the grip interval for 10 hours to reduce the load. It was measured. The holding stress after the 10-hour relaxation test was taken as relaxation stress.
  • the present invention is constructed as described above, while the tensile strength is 1 200 NZmm 2 or more high intensity levels, high strength Porto excellent in any of delayed fracture resistance and Rirakuse child Yon characteristics It could be manufactured.

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Description

明細書
耐遅れ破壊性および耐リラクセーシヨン特性に優れた高強度ポルトの製 造方法 技術分野
この発明は、 主に自動車用として使用される高強度ポルトを製造する ための方法に関するものであり、 特に引張強さ （強度） が 1 2 0 0 mm2以上でありながら耐遅れ破壊性および耐リラクセ一ション特性に 優れた高強度ポルトを製造するための有用な方法に関するものである。 背景技術
一般の高強度ポルト用鋼には中炭素合金鋼 （ S CM 4 3 5 , S CM 4 4 0 , S C r 44 0等） が使用され、 焼入れ · 焼戻しによって必要な強 度を確保する様にしている。 しかしながら、 自動車や各種産業機械用と して使用される一般の高強度ポルトでは、 引張強さが約 1 2 0 0 NZm m2を超える領域になると、 遅れ破壊が発生する危険があり、 使用上の 制約がある。
遅れ破壊は、 非腐食性環境下で起こるものと腐食性環境下で起こるも のがあるが、 その発生原因は種々の要因が複雑にからみあっていると言 われており、 一概にその原因を特定することは困難である。 上記の様な 遅れ破壊性を左右する制御因子としては、焼戻し温度、組織、材料硬さ、 結晶粒度、 各種合金元素等の関与が一応認められているものの、 遅れ破 壊を防止する為の有効な手段が確立されている訳ではなく、 試行錯誤的 に種々の方法が提案されているに過ぎないのが実状である。
耐遅れ破壊性を改善する為に、 例えば特開昭 6 0— 1 1 4 5 5 1号、 特開平 2— 2 6 7 243号、 同 3— 243 745号等の技術が提案され ている。 これらの技術は、 各種の主要な合金元素を調整することによつ て、 引張強さが 1 40 0 NZmm 2以上でも耐遅れ破壊性が優れた高強 度ポルト用鋼が開示されているが、 遅れ破壊発生の危険が完全に解消さ れたという訳ではなく、 それらの適用範囲はごく限られた範囲に止まつ ている。
ところで、 高温で使用される締付用ポルトでは、 使用中に耐カ比が低 くなり、 締付力の低下を招く現象が生じる場合があり、 こうした現象は リラクセーション （応力緩和） と呼ばれている。 そして、 特に焼入れ · 焼戻し鋼ではなくベイナイ ト鋼やパーライ ト鋼などをポルトなどに利用 したときには、 こうした現象に対する特性 （リラクセーション特性） の 低下が懸念される。 こうした現象が生じるとポル卜が伸びてしまい、 初 期の締付力を確保できない恐れがあるので、 例えば自動車エンジン廻り などに適用するポルトでは、 リラクセーション特性にも優れている必要 がある。 しかしながら、 これまでの高強度ボルトでは、 こうしたリラク セ一ション特性についてはあまり考慮されていない。
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、 引張強さが 1 2 0 O NZmm2以上の高強度レベルでありながら、 耐遅 れ破壊性および耐リラクセーション特性のいずれにも優れた高強度ポル トを製造するための有用な方法を提供することにある。 発明の開示
上記目的を達成し得た本発明方法とは、 C : 0. 5 0〜 1. 0 % (質 量％の意味、 以下同じ）、 S i ： 0. 5 %以下 （0 %を含まない） および M n ： 0. 2〜： 1 %を夫々含有すると共に、 P : 0. 0 3 %以下 （0 % を含む） および S ： 0. 0 3 %以下 （ 0 %を含む） に夫々抑制した鋼か らなり、 初析フェライ ト、 初析セメンタイ ト、 ベイナイ トおよびマルテ ンサイ トの合計の面積率が 2 0 %未満、 残部がパーライ ト組織である鋼 材を強伸線加工した後、 冷間圧造によりポルト形状にしたものを 1 0 0 〜 4 0 0 の温度域でブルーイング処理を行って、 1 2 0 0 N/mm 2 以上の引張強さを有すると共に、 優れた耐遅れ破壊性および耐リラクセ —シヨ ン特性を有する様にする点に要旨を有するものである。
また、 本発明方法において用いる鋼には、 必要によって （ a ) C r ： 0. 5 %以下（ 0 %を含まない）および または C o : 0. 5 %以下（ 0 % を含まない）、 ( b ) M o , Vおよび N bよりなる群から選ばれる 1種ま たは 2種以上：合計で 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない）、 等を含有させる ことも有効である。 図面の簡単な説明
第 1図は、 実施例において遅れ破壊試験に供したボルトの形状を示す 概略説明図であり、 第 2図は、 ベイナイ ト組織を示す図面代用顕微鏡写 真であり、第 3図は、初析セメン夕ィ ト組織を示す図面代用顕微鏡写真、 第 4図は実施例 2で作成した六角頭付きポルトの形状を示す図面代用写 真、 第 5図は実施例 2で作成した六角フランジポルトの形状を示す図面 代用写真である。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 従来の高強度ポルトにおいて耐遅れ破壊性が劣る原因 等について検討した。 その結果、 従来の改善方法では、 組織を焼もどし トとして、 焼戻脆性域の回避、 粒界偏析元素の低減、 結晶 粒微細化を図ることにより耐遅れ破壊性を補っていたが、 それには限界 があることが判明した。 そこで、 本発明者らは耐遅れ破壊性を更に向上 させるために鋭意研究を重ねた結果、 組織をある制約を持ったパーライ ト組織とし、 強加工 （伸線） により 1 2 0 0 N / m m 2以上の強度にす ることにより、 耐遅れ破壊性の向上が可能であることを見出した。
本発明においては、 上記の如く初析フェライ ト、 初析セメンタイ ト、 ペイナイ トおよびマルテンサイ 卜の合計面積率を 2 0 %未満とし、 残部 がパーライ ト組織である （即ち、 パーライ ト組織の面積率が 8 0 %超） 鋼材を強伸線加工する必要があるが、 こられの要件を規定した理由は次 の通りである。
上記組織のうち、 初析フェライ 卜と初析セメンタイ 卜が多く生成する と、 伸線時に縦割れを起こし伸線できなくなり、 強加工により 1 2 0 0 N Z m m 2以上の強度を得ることができなくなる。 また初析セメンタイ 卜とマルテンサイ トは、 伸線時に断線を引き起こすので少なくする必要 がある。 更に、 ベイナイ トはパ一ライ トに比べて加工硬化量が少なくな るので、 強伸線加工による強度上昇が望めないので少なくする必要があ る。
これに対してパーライ ト組織は、 セメンタイ 卜とフェライ トの界面で 水素をトラップし、 粒界に集積する水素を低減させる効果があり、 でき るだけ多くする必要がある。即ち、初析フェライ ト、初析セメンタイ ト、 ペイナイ トおよびマルテンサイ ト等の組織を少なくとも 1種をできるだ け少なく して、 その合計の面積率が 2 0 %未満となる様にしてパーライ ト組織の面積率を 8 0 %超にすることにより、 優れた強度と耐遅れ破壊 性が発揮されるのである。 尚、 パーライ ト組織の面積率は、 好ましくは 9 0 %以上とするのが良く、 より好ましくは 1 0 0 %パ一ライ ト組織と するのが良い。
本発明方法においては、 圧延のまま或は鍛造ままでは高強度ボルトに 必要な寸法精度が得られず、 また最終的に 1 2 0 0 N Z m m 2以上の強 度を達成することが困難になるので、 強伸線加工を施す必要がなる。 ま た、 この強伸線加工によって一部のパーライ ト中のセメンタイ 卜が微細 に分散され、 水素トラップ能力を向上させると共に、 伸線方向に沿って 組織が並ぶことによって亀裂の進展の抵抗になる （亀裂伝播方向は伸線 方向に垂直である）。
一方、 本発明者らは、 ポルトにおけるリラクセーション特性を改善す るという観点からも検討を重ねてきた。 その結果、 上記の様に組織を調 整した鋼材を強伸線加工した後、 冷間圧造により所定のポルト形状にし たものに対して、 所定の温度域でブルーイング処理を行なえば、 強度上 昇が図れてリラクセ一ション特性が著しく改善できることが判明した。 即ち、 こうしたブルーイング処理を施すことによって、 C， Nによる時 効硬化が発揮されて塑性変形が防止され、 ポルトの強度や耐カ比を向上 させると共に、 1 0 0〜 2 0 0 における熱へたりを起こしにく くなつ たのである。 こうした効果を発揮させる為には、 ブルーイング処理温度 は 1 0 0〜 4 0 0 の温度範囲とする必要がある。 この温度が 1 0 0で 未満では、 時効硬化が不十分であり、 ポルトの強度向上ゃ耐カ比の向上 が少なく、 リラクセーション特性を十分に改善することができない。 ま た 4 0 0でを超えると軟化され、 ポルト強度の低下量が大きくなる。
尚、 ブル一イング処理時間は、 その効果を発揮させる為には、 上記の 温度範囲で 3 0分〜 4時間程度保持することが望ましい。 また、 本発明 では、 所定のポルト形状にする際に冷間圧造を施すものであるが、 これ は温間鍛造や熱間鍛造に比べて製造コス 卜が低いと共に、 温間鍛造や熱 間鍛造では加熱によって軟化され、 強伸線加工されたパーライ ト組織が くずれ、 所定の強度が得られないという理由からである。
本発明では高強度ポルトの素材として、 Cを 0. 5 0〜 1. 0 %含む 中 ·高炭素鋼であり、 また基本的な化学成分組成として、 S i ： 0. 5 % 以下 （ 0 %を含まない） および M n ： 0. 2〜 1 %を夫々含有すると共 に、 P ： 0. 0 3 %以下 （ 0 %を含む） および S : 0. 0 3 %に夫々抑 制した鋼材の使用を想定したものであるが、 これらの成分の範囲限定理 由は下記の通りである。 尚、 以下では、 棒状または線状に熱間加工され た鋼材およびその後熱処理された鋼材を 「線材」 と呼び、 上記線材を主 として伸線等の冷間加工を施したものを 「鋼線」 と呼んで区別する。
C ： 0. 5〜 1. 0 %
Cは、 ポルトの強度を上げるために有効かつ経済的な元素であり、 C 含有量を増加させるにつれて、 強度が増加する。 ポルトにおける目標強 度を確保する為には、 Cを 0. 5 0 %以上含有させる必要がある。 しか しながら、 C量が 1. 0 %を超えると初析セメンタイ トの析出量が増加 し、靱延性の低下が顕著にあらわれ、伸線加工性を劣化させるので、 1. 0 %を上限とした。 C含有量の好ましい下限は 0. 6 5 %であり、 より 好ましくは 0. 7 %である。 また C含有量の好ましい上限は、 0. 9 % であり、 より好ましくは 0. 8 5 %である。 最も望ましいのは共析成分 鋼を用いるのが良い。
S i ： 0. 5 %以下 （ 0 %を含まない）
S i は、 鋼材の焼入れ性を向上させて初析セメンタイ 卜の析出を抑え る効果を発揮する。 また脱酸剤としての作用が期待され、 しかもフェラ イ トに固溶して顕著な固溶強化作用も発揮する。 これらの効果は、 その 含有量が増加するにつれて増大するが、 S i含有量が過剰になると伸線 後の鋼材の延性を低下させると共に、 冷間圧造性を著しく低下させるの で、 0. 5 %を上限とする。 尚、 S i含有量の好ましい上限は、 0. 1 % であり、 更に好ましくは 0. 0 5 %である。
M n ： 0. 2〜 1. 0 %
Mnは脱酸剤としての効果と、 線材の焼入性を向上させて線材の断面 組織の均一性を高める効果を有する。 これらの効果は、 0. 2 %以上含 有させることによって有効に発揮される。 しかし、 Mn含有量が過剰に なると、 M nの偏析部にマルテンサイ トやべイナィ トなどの過冷組織が 生成して伸線加工性を劣化させるので、 Mn量の上限は 1.0 %とした。 尚、 M n含有量の好ましい範囲は、 0. 4 0〜 0. 7 0 %程度であり、 より好ましくは 0. 4 5〜 0. 5 5 %程度とするのが良い。
P ： 0. 0 3 %以下 （ 0 %を含む）
Pは粒界偏析を起こして、 耐遅れ破壊性を劣化させる元素である。 そ こで、 P含有量を 0. 0 3 %以下に抑制することにより、 耐遅れ破壊性 の向上が図れる。 尚、 P含有量は、 好ましくは 0. 0 1 5 %以下に低減 するのが良い。 より好ましくは 0. 0 1 %以下とするのが良く、 更に好 ましくは 0. 0 0 5 %以下に低減するのが良い。
S ： 0. 0 3 %以下 （ 0 %を含む）
Sは鋼中で M n Sを形成し、 応力が負荷されたときに応力集中箇所と なる。 従って、 耐遅れ破壊性の改善には S含有量をできるだけ減少させ ることが必要となり、 こうした観点から 0. 0 3 %以下に抑制するのが 良い。 尚、 S含有量は、 0. 0 1 5 %以下に低減するのが好ましく、 よ り好ましくは 0. 0 1 %以下であり、 更に好ましくは 0. 0 0 5 %以下 とするのが良い。
本発明方法で高強度ボル卜の素材として用いる鋼材における基本的な 化学成分組成は上記の通りであるが、 必要によって （ a) C r : 0. 5 % 以下 （ 0 %を含まない） および Zまたは C o ： 0. 5 %以下 （ 0 %を含 まない）、 （b) M o， Vおよび N bよりなる群から選ばれる 1種または 2種以上を、 合計で 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない）、 等を含有させるこ とも有効である。 必要によって含有される各元素における限定理由は、 下記の通りである。
C r ： 0. 5 0 %以下 （ 0 %を含まない） および Zまたは C o : 0. 5 %以下 （ 0 %を含まない）
C r と C oは、 S i と同様に初析セメンタイ トの析出を抑制する効果 があり、 初析セメンタイ トの低減を図る本発明の高強度における添加成 分としては特に有効である。 こうした効果は、 いずれもその含有量が増 加するほど増大するが、 0. 5 %を超えて含有させてもその効果は飽和 して不経済となるので、 その上限を 0. 5 %とした。 尚、 これらの元素 の好ましい範囲は 0. 0 5〜 0. 3 %であり、 より好ましい範囲は 0. 1〜 0. 2 %程度である。
M o , Vおよび N bよりなる群から選ばれる 1種または 2種以上 ： 合 計で 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない）
M o、 Vおよび N bは、 いずれも微細な炭 · 窒化物を形成し、 耐遅れ 破壊性の向上に寄与する。 また、 これらの窒化物および炭化物は、 結晶 粒の微細化に有効である。 しかしながら、 これらの含有量が過剰になる と、 耐遅れ破壊性および靭性を阻害するので、 合計で 0. 3 %以下とし た。 尚、 M o、 Vおよび N bの合計量のより好ましい範囲は、 0. 0 2 〜 0. 2 %程度であり、 より好ましくは 0. 0 5〜 0. 1 %程度である。 本発明で用いる鋼材の化学成分組成は上記の通りであり、 残部は実質 的に F eからなるものである。 ここで 「実質的に F e」 とは、 本発明の 高強度ポルトには F e以外にもその特性を阻害しない程度の微量成分 (許容成分） をも含み得るものであり、 前記許容成分としては例えば C u , N i， A 1 , C a , B , Z r , P b , B i， T e， A s , S n， S b， N等の元素や O等の不可避的不純物が挙げられる。
本発明で素材として用いる線材は、 様々な方法によってその組織を調 整することができるが、 その代表的な方法について説明する。 その方法 の一つとして、 まず上記の様な化学成分を有する鋼材を用い、 鋼材の圧 延または鍛造終了温度が 8 0 0で以上となる様に熱間圧延または熱間鍛 造を行なった後、 平均冷却速度 V (t Z秒） を下記 （ 1 ) 式を満足する 様にして 4 0 0 まで連続冷却し、引き続き放冷する方法が挙げられる。 1 6 6 X (線径： mm) 4≤ V≤ 2 8 8 X (線径： mm) - 1 - 4 - ( 1 ) この工程によって、 通常の圧延材ょりも均質なパ一ライ ト組織が得ら れ、伸線前の強度上昇が図れる。圧延または鍛造終了温度が低過ぎると、 オーステナイ ト化が不十分となり、 均質なパーライ ト組織が得られなく なるので、 上記終了温度は 8 0 O t 以上とする必要がある。 この温度の 好ましい範囲は 8 5 0〜 9 5 0 程度であり、 更に好ましくは 8 5 0〜 9 0 0 程度である。
上記平均冷却速度 Vが 1 6 6 X (線径 ： mm) - 1· 4よりも小さくな ると、 均質なパーライ ト組織が得られなくなるばかりか、 初析フェライ トゃ初析セメン夕イ トが生成し易くなる。 また平均冷却速度 Vが 2 8 8 X (線径 ： mm) 4よりも大きくなると、 ベイナイ トやマルテンサ ィ トが生成し易くなる。
また本発明で用いる線材は、 上記の様な化学成分組成を有する鋼材を 用い、 この鋼材を 8 0 0 以上に加熱した後、 5 0 0〜 6 5 0での温度 まで急冷し、 その温度で恒温保持 （パテンティ ング処理） することによ つても、 通常の圧延材より均質なパーライ ト組織が得られ、 伸線前の強 度上昇が図れる。
この方法において、 鋼材加熱温度の範囲については、 上記圧延または 鍛造終了温度と同じ理由で 8 0 0 以上とする必要がある。 またこの加 熱温度の好ましい範囲は、 上記と同じである。 パテンティング処理は、 ソルトバス、 鉛、 流動層等を利用し、 加熱した線材をできるだけ速い冷 却速度で急冷することがする望ましい。 均質なパーライ ト組織を得るに は、 5 0 0〜 6 5 0 で恒温変態させることが必要である。 この恒温変 態温度の好ましい温度範囲は、 5 5 0〜 6 0 0 程度であり、 最も好ま しい恒温保持温度は TTT線図のパーライ トノーズ付近である。 実施例
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 · 後記の趣旨に徵して設計変更 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。
実施例 1
下記第 1表に示す化学成分組成を有する供試鋼を用い、 線径 ： 8〜 1 4 mm(i)まで圧延終了温度が約 9 3 0 になる様に熱間圧延した後、 平 均冷却速度が 4. 2〜 1 2. 4 Z秒 （下記表 2 ) の範囲となる様に衝 風冷却した。 その後、 線径 ： 7. 0 6 mm<|)または 5. 2 5 mm(|)まで 伸線した （伸線率 ： 5 7〜 7 5 %)。 第 1表
Figure imgf000013_0001
得られた各種鋼線を用い、第 1図に示す M 8 1. 2 5 [第 1図（ 3)、 線径： 7. 0 6 mm<i)の鋼線から] または M 6 X P 1. 0 [第 1図 （b)、 線径 ： 5. 2 5 πιπιφの鋼線から] のスタッ ドボルトを作製し、 遅れ破 壊試験を行った。 遅れ破壊試験は、 ポルトを酸中に浸漬後 （ 1 5 %H C 1 X 3 0分）、 水洗 ·乾燥して大気中で応力負荷 （負荷応力は引張強さの 9 0 %) し、 1 0 0時間後の破断の有無で価した。 また、 初析フェライ ト、 初析セメン夕イ ト、 ベイナイ トおよびマルテンサイ トまたはパーラ イ ト組織の分類を下記の方法で行い、 各組識の面積率を求めた。 このと き比較の為に、 一部のものについては焼入れ · 焼戻しを行って 1 0 0 % 焼戻しマルテンサイ ト組織にしたものについても遅れ破壊試験を行った, (各組識の分類）
線材および鋼線の横断面を埋め込み、 研磨後、 5 %ピクリン酸アルコ ール液に 1 5〜 3 0秒間浸漬して腐食させた後、 走査型電子顕微鏡 （S E M ) によって D Z 4 ( Dは直径） 部を組織観察した。 そして、 1 0 0 0〜 3 0 0 0倍で 5〜 1 0視野撮影し、 パーライ ト組織部分を確定した 後、 画像解析装置によって各組識の面積率を求めた。 尚、 パーライ ト組 織と区別がつきにくい、 ペイナイ ト組織や初析セメン夕ィ ト組織につい ては第 2図 （図面代用顕微鏡組織写真） に示す様な組織をべイナイ ト組 織とし、 第 3図 （図面代用顕微鏡組織写真） に示す様な組織を初析セメ ン夕イ ト組織と判断した。 これらの組織の傾向として、 初析フェライ ト と初析セメン夕イ トは、 旧オーステナイ ト結晶粒界に沿って析出し、 マ ルテンサイ トは塊状に析出していた。
また、 上記鋼線を用いて、 六角頭付きボルトおよび六角フランジボル トを冷間圧造により作製し、 そのとき加工されたポルト頭部の割れ発生 状況についても確認した。
各線材および鋼線の組織を平均冷却速度と共に下記第 2表に、 遅れ破 壊試験結果および割れ発生状況を、 伸線条件および機械的特性と共に下 記第 3表に示す。 ここで、 遅れ破壊試験結果は、 各 1 0本行ない、 1本 も破断しなかったものを耐遅れ破壊性良として〇、 1 0本中 1本でも破 断したものを耐遅れ破壊性不良として Xで表した。
これらの結果から明らかな様に、 本発明の高強度ポルトでは冷間圧造 によって割れが発生することなく、 且つ耐遅れ破壊性に優れた六角頭付 きポルトおよび六角フランジポルトが得られていることが分かる。 第 2表 試験 初期線径 平均冷却速度 初析フ Iラ仆 初析セメンタ仆 へ'イナ仆面 マルテンサイト ハ一ライ卜面 供試鐧
No. (mm) (。cz秒） 面積率（％) 面積率（％) 積率（％) 面積率（％) 備考 積率（％)
A 1 14.0 5.5 35 0 0 0 65 比較例
B 2 14.0 6. 1 15 0 0 0 85 実施例
C 3 14.0 6.2 15 0 0 0 85 実施例
C 4 11.0 8.8 10 0 0 0 90 実施例
G 5 8.0 12.5 10 0 0 0 90 実施例
D 6 11.0 8.5 0 10 0 0 90 実施例
E 7 11.0 8.6 0 35 0 0 65 比較例
F 8 8.0 10.5 10 0 0 0 90 比較例
CO G 9 11.0 8.5 10 0 0 0 90 比較例
H 10 11.0 8.6 0 0 10 25 65 比較例
I 11 10.5 8.5 10 0 0 0 90 実施例
I 12 8.0 10.5 10 0 0 0 90 実施例
J 13 11.0 8.6 0 5 0 0 95 実施例
K 14 11.0 8.5 0 5 0 0 95 実施例 し 15 11.0 8.6 5 0 0 0 95 実施例
M 16 11.0 8.5 5 0 0 0 95 実施例
N 17 11.0 8.5 10 0 0 0 90 実施例
O 18 11.0 880°C x 30分→0Q, 460°CX90分— WC 100%焼戻しマルテンサ仆組織 比較例
第 3表 試験 初期線径 初期強度 最終線径 最終強度 伸線率 ボルト頭 ！の冷間圧造
伸線性 遅れ破壊性 備考
No. (mm; (N/mm2) vmm) (N/mm2) (%) 六角頭 六角フランン
1 14.0 688 1124 75 強度不足 ― 一 ― 比較例
2 14.0 821 1245 75 良好 ο 割れなし 割れなし 発明例
3 14.0 1072 1654 75 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
4 11.0 1153 1533 59 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
5 8.0 1261 5.25 1375 57 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
6 11.0 1227 1663 59 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
7 11.0 1685 断線で伸線できず 断線 一 ― ― 比較例
8 8.0 1343 1687 57
01 良好 〇 割れ発生 割れ発生 比較例
9 11.0 1052 ο ο ο ο ο 断線で伸線できず
O ο ο ο Ο ο ο ο Κ ο) 断線
0 ( 一 一 一 比較例
10 11.0 1387 00 σ11> 断線で伸線できず 断蹄 一 ― ― 比較例
11 10.5 1153 1694 75 良好 o 割れなし 割れなし 発明例
12 8.0 1201 1550 57 良好 o 割れなし 割れなし 発明例
13 11.0 1255 1674 59 良好 o 割れなし 割れなし 発明例
14 11.0 1230 1653 59 良好 o 割れなし 割れなし 発明例
15 11.0 1152 1527 59 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
16 11.0 1148 1519 59 良好 o 割れなし 割れなし 発明例
17 11.0 1145 1512 59 良好 〇 割れなし 割れなし 発明例
18 11.0 1318 X 比較例
実施例 2
前記第 1表に示した供試鋼 Cと Iを用い、線径： 8 mm φまたは 1 0. 5 mm φまで熱間圧延した後、パテンティ ング処理（加熱温度： 940 、 恒温変態 ： 5 1 0〜 6 1 0 ズ4分） した。 その後、 線径 ： 7. 0 6m πιφまたは 5. 2 5 mm まで伸線した （伸線率 ： 5 5〜 7 5 %)。
得られた各種鋼線を用い、 前記第 1図に示した Μ 8 X Ρ 1. 2 5 (線 径 ： 7. 0 6πιιιιφの鋼線から） または M6 XP 1. 0 (線径 ： 5. 2 5mm(i)の鋼線から） のスタッ ドポルトを作製し、 遅れ破壊試験を実施 例 1と同様にして行った。
また上記線材を用いて、 六角頭付きポルトおよび六角フランジポルト を冷間圧造により作製し、 そのとき加工されたポルト頭部の割れ発生状 況を確認した。
各線材の組織を恒温変態温度と共に下記第 4表に、 遅れ破壊試験結果 および割れ発生状況を、 伸線条件および機械的特性と共に下記第 5表に 示す。 これらの結果から明らかな様に、 本発明方法では冷間圧造によつ て割れが発生することなく、 且つ耐遅れ破壊性に優れた六角頭付きポル トおよび六角フランジポルトが得られていることが分かる。
第 4表 試験 初期線径 i 'sn保持观 初析フ Iラ仆初析セメンタイト へ'付仆 マルテンサイト 八-一ライ卜 供試鋼 備考
No. (mm) (。c) 面積率（％) 面積率（％)面積率（％)面積率（％)面積率 (％)
C 19 8. 0 510 5 0 0 0 95 実施例
I 20 10. 5 610 5 0 0 0 95 実施例
I 21 10. 5 610 5 0 0 0 95 実施例
I 22 8. 0 525 5 0 0 0 95 実施例
第 5表
Figure imgf000019_0001
実施例 3
前記第 3表および第 5表に未した試験 N o . 1 1， 1 2 , 1 9， 2 2 の鋼線 （線径 ： 5. 2 5 Φまで伸線した鋼線） を用いて、 リラクセ一シ ヨン試験を行った。 このときリラクセーション試験は、 P C硬鋼線の J I S G 3 5 3 8に準じて行った。 但し、 試験温度は常温ではなく、 高 温でのリラクセ一ション特性を比較するため 1 3 0でで行った。
上記の鋼線を使用し、 鋼線ままあるいはその後ブル一ィングを行った 鋼線を用い、 それぞれの 0. 2 %永久伸びに対する荷重を測定した。 そ して試験片を適当な間隔でつかみ、 0. 2 %永久伸びに対する荷重の 8 0 %に相当する荷重 （載荷荷重） をかけ、 その後、 1 0時間つかみ間隔 をそのまま保持して、 荷重を測定した。 そして 1 0時間リラクセ一ショ ン試験を行った後の保持応力をリラクセーシヨン応力とした。
その結果を、 製造工程、 機械的性質および試験条件 （載荷荷重） と共 に下記第 6表に示す。 これらの結果から明らかな様に、 ブル一イング処 理を施したものでは、 引張強さおよび 0. 2 %永久伸びが上昇するとと もに、 リラクセーション応力が高い状態で維持できることが分かる。
第 6表 試験 引張強さ 0.2%永久伸び リラクセーション応力
工程 備考
No. (N/mm2) (N/mm2) (N/mm2) (N/mm2)
11 伸線まま 1694 1264 1011 911 比較例
11A 伸線後 200°Cブル- -イング後 1798 1761 1409 1195 実施例
11B 伸線後 300°Cブル- -イング後 1782 1631 1305 1165 実施例
12 伸 ま 1550 1201 961 866 比較例
12A 伸線後 200°Cブル- -イング後 1673 1642 1314 1156 実施例
12B 伸線後 300°Cブル- -イング後 1664 1618 1294 1164 実施例
19 伸線まま 1645 1250 1000 901 比較例
19A 伸線後 200°Cブル- -イング後 1770 1681 1345 1177 実施例
CD 19B 伸線後 300°Cブル- -イング後 1760 1671 1337 1196 実施例
22 1622 1246 997 898 比較例
22A 伸線後 200°Cブル-一イング後 1738 1656 1325 1159 実施例
22B 伸線後 300°Cブル- -イング後 1726 1547 1238 1105 実施例
産業上の利用可能性
本発明は以上の様に構成されており、 引張強さが 1 200 NZmm2 以上の高強度レベルでありながら、 耐遅れ破壊性および耐リラクセ一シ ヨン特性のいずれにも優れた高強度ポルトが製造できた。

Claims

請求の範囲
1. C ： 0. 5 0〜： 1. 0 % (質量％の意味、 以下同じ）、 S i : 0. 5 %以下 （ 0 %を含まない） および Mn ： 0. 2〜 1 %を夫々含有する と共に、 P : 0. 0 3 %以下 （ 0 %を含む） および S ： 0. 0 3 %以下
( 0 %を含む） に夫々抑制した鋼からなり、 初析フェライ ト、 初析セメ ンタイ ト、 ペイナイ トおよびマルテンサイ トの合計の面積率が 2 0 %未 満、 残部がパーライ ド組織である鋼材を強伸線加工した後、 冷間圧造に よりポルト形状にしたものを 1 0 0〜 4 0 0 の温度域でブル一ィング 処理を行って、 1 2 0 0 NZmm2以上の引張強さを有すると共に、 優 れた耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性を有する様にすること を特徴とする耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性に優れた高強 度ポルトの製造方法。
2. 前記鋼が、 更に C r ： 0. 5 %以下 （ 0 %を含まない） およびノ または C o ： 0. 5 %以下 （ 0 %を含まない） を含有するものである請 求項 1 に記載の高強度ボルトの製造方法。
3. 前記鋼が、 更に M o， Vおよび N bよりなる群から選ばれる 1種 または 2種以上 ： 合計で 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） 含有するもの である請求項 1または 2に記載の高強度ポル卜の製造方法。
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