JP2000328191A - 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法 - Google Patents
高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度であり、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性
域締結に適した高強度ボルトを得る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．
００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．２０超
〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％を含有
し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５×（Ｃ
ｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満
足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含
む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．
０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物よりなる高強度ボルト用鋼を所望の
形状に成形後、ＡC3以上の温度に加熱した後に焼入れ処
理を行い、５００〜６５０℃の温度範囲で焼きもどす。
域締結に適した高強度ボルトを得る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．
００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．２０超
〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％を含有
し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５×（Ｃ
ｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係を満
足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含
む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．
０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物よりなる高強度ボルト用鋼を所望の
形状に成形後、ＡC3以上の温度に加熱した後に焼入れ処
理を行い、５００〜６５０℃の温度範囲で焼きもどす。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は耐遅れ破壊特性に優
れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼及び高強度ボ
ルトの製造方法に関するものである。
れ、塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼及び高強度ボ
ルトの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車や産業機械の高性能化、軽量化、
また建築構造物の大型化に伴い、引張強さが１２００Ｍ
Ｐａ以上の高強度ボルト用鋼の開発が要求されてきてい
る。
また建築構造物の大型化に伴い、引張強さが１２００Ｍ
Ｐａ以上の高強度ボルト用鋼の開発が要求されてきてい
る。
【０００３】現在一般に高強度ボルト用鋼として使用さ
れている鋼種はＪＩＳに規定されているＳＣＭ４３５、
ＳＣＲ４３５等の低合金構造用鋼であり、焼入れ、焼も
どし処理を施すことによって製造されている。しかし、
これらの鋼種は、引張強さが１２００ＭＰａを超えると
耐遅れ破壊特性が急激に低下し、ボルトの使用中に遅れ
破壊による破断を生じる危険が増大するため、このレベ
ル以上の高強度化は実用上不可能であった。
れている鋼種はＪＩＳに規定されているＳＣＭ４３５、
ＳＣＲ４３５等の低合金構造用鋼であり、焼入れ、焼も
どし処理を施すことによって製造されている。しかし、
これらの鋼種は、引張強さが１２００ＭＰａを超えると
耐遅れ破壊特性が急激に低下し、ボルトの使用中に遅れ
破壊による破断を生じる危険が増大するため、このレベ
ル以上の高強度化は実用上不可能であった。
【０００４】また最近、ボルトを降伏点以上に締めつけ
る塑性域締結法の採用が拡大している。塑性域締結は従
来の弾性域締結と比べて高い軸力を得ることができるこ
とに加え、軸力のバラツキが小さく、精度の高い、安定
した締付けが可能となるという特徴がある。塑性域締結
用のボルトに要求される特性とは、（１）降伏強さのバ
ラツキがボルトの締結軸力のバラツキに直結するため、
降伏強さのバラツキが少ないこと、（２）再締付け性の
観点から、降伏点から最大軸力に至るまでの伸びが大き
いこと、等が挙げられる。
る塑性域締結法の採用が拡大している。塑性域締結は従
来の弾性域締結と比べて高い軸力を得ることができるこ
とに加え、軸力のバラツキが小さく、精度の高い、安定
した締付けが可能となるという特徴がある。塑性域締結
用のボルトに要求される特性とは、（１）降伏強さのバ
ラツキがボルトの締結軸力のバラツキに直結するため、
降伏強さのバラツキが少ないこと、（２）再締付け性の
観点から、降伏点から最大軸力に至るまでの伸びが大き
いこと、等が挙げられる。
【０００５】降伏強さのバラツキは、通常の鋼種の場
合、焼もどし温度のバラツキの影響が大きい。例えば、
通常の工業生産炉では±２０℃程度の温度バラツキを生
じる可能性があるが、通常の鋼種の場合、このバラツキ
によって１００ＭＰａ以上の降伏強さのバラツキを生じ
る可能性がある。このバラツキを低減するには通常の操
業範囲よりも狭幅の温度管理が必要となり、実際の工業
生産炉での生産上課題を残しているが、これに対して材
料面から検討した例は見当たらない。
合、焼もどし温度のバラツキの影響が大きい。例えば、
通常の工業生産炉では±２０℃程度の温度バラツキを生
じる可能性があるが、通常の鋼種の場合、このバラツキ
によって１００ＭＰａ以上の降伏強さのバラツキを生じ
る可能性がある。このバラツキを低減するには通常の操
業範囲よりも狭幅の温度管理が必要となり、実際の工業
生産炉での生産上課題を残しているが、これに対して材
料面から検討した例は見当たらない。
【０００６】さらに伸びは、通常の鋼種の場合、高強度
化するほど伸びが不可避的に低下するため、ボルト形状
の変更等で対応する必要があり、塑性域締結の適用の拡
大、ボルトの汎用性に課題を残している。もちろん、高
強度ボルトを塑性域締結に供した場合、高い軸力が負荷
されるため、従来よりも遅れ破壊特性に優れた材料であ
る必要がある。しかしながら、塑性域締結に適した高強
度ボルト用鋼を提案している例は見当たらず、材料面か
らの検討はほとんどされていない。
化するほど伸びが不可避的に低下するため、ボルト形状
の変更等で対応する必要があり、塑性域締結の適用の拡
大、ボルトの汎用性に課題を残している。もちろん、高
強度ボルトを塑性域締結に供した場合、高い軸力が負荷
されるため、従来よりも遅れ破壊特性に優れた材料であ
る必要がある。しかしながら、塑性域締結に適した高強
度ボルト用鋼を提案している例は見当たらず、材料面か
らの検討はほとんどされていない。
【０００７】耐遅れ破壊特性の改善を目的とした高強度
ボルト用鋼は、例えば、特開昭５８−１１７８５６号公
報、特開昭６２−１９９７５１号公報、特開昭６１−２
２３１６８号公報、特開平３−２４３７４５号公報、特
許第２６７０９３７号公報に開示されている。しかし、
これらの鋼種は塑性域締結を考慮していないため、上述
したような特性を得ることができない。特開昭５８−１
１７８５６号公報には、鋼中の不純物を低減して延性
（伸び、絞り）、耐遅れ破壊特性を向上する方法が述べ
られているが、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの量が最適化されて
いないため降伏強さのバラツキを低減することができな
いし、伸び、耐遅れ破壊特性の改善も今一歩である。特
許第２６７０９３７号公報には、成分系、熱処理条件を
限定することによって耐遅れ破壊特性、疲労特性を向上
する方法が述べられているが、この場合も上記と同じ問
題がある。
ボルト用鋼は、例えば、特開昭５８−１１７８５６号公
報、特開昭６２−１９９７５１号公報、特開昭６１−２
２３１６８号公報、特開平３−２４３７４５号公報、特
許第２６７０９３７号公報に開示されている。しかし、
これらの鋼種は塑性域締結を考慮していないため、上述
したような特性を得ることができない。特開昭５８−１
１７８５６号公報には、鋼中の不純物を低減して延性
（伸び、絞り）、耐遅れ破壊特性を向上する方法が述べ
られているが、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの量が最適化されて
いないため降伏強さのバラツキを低減することができな
いし、伸び、耐遅れ破壊特性の改善も今一歩である。特
許第２６７０９３７号公報には、成分系、熱処理条件を
限定することによって耐遅れ破壊特性、疲労特性を向上
する方法が述べられているが、この場合も上記と同じ問
題がある。
【０００８】以上述べた通り、耐遅れ破壊特性に優れ、
なおかつ塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼は現状で
は見あたらない。
なおかつ塑性域締結に適した高強度ボルト用鋼は現状で
は見あたらない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上のような
課題を解決し、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適
した高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提
供することを目的とする。詳細には、高強度においても
現在１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われている
ＳＣＭ４３５よりも耐遅れ破壊特性に優れ、焼もどし温
度が多少変動しても降伏強さの変化が小さく、良好な伸
びを示す、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度ボルト
用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提供することを目的
とする。
課題を解決し、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適
した高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提
供することを目的とする。詳細には、高強度においても
現在１０００ＭＰａ級のボルトとして多く使われている
ＳＣＭ４３５よりも耐遅れ破壊特性に優れ、焼もどし温
度が多少変動しても降伏強さの変化が小さく、良好な伸
びを示す、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度ボルト
用鋼及び高強度ボルトの製造方法を提供することを目的
とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、以下の
通りである。
通りである。
【００１１】（１） 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０
％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度
ボルト用鋼。
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０
％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度
ボルト用鋼。
【００１２】（２） 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％のうちの１種または２
種を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２
５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の
関係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下
（０％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴
とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高
強度ボルト用鋼。
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％のうちの１種または２
種を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２
５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の
関係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下
（０％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴
とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高
強度ボルト用鋼。
【００１３】（３） 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０
％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度
ボルト用鋼。
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下（０
％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度
ボルト用鋼。
【００１４】（４） 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％のうちの１種または２
種を含有し、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．００５０
％を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２
５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の
関係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下
（０％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴
とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高
強度ボルト用鋼。
５％、Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、Ｃｒ：０．３０
〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．
２０超〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％のうちの１種または２
種を含有し、さらに、Ｂ：０．０００５〜０．００５０
％を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２
５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の
関係を満足するバランスとし、Ｓｉ：０．１０％以下
（０％を含む）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴
とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高
強度ボルト用鋼。
【００１５】（５） 前記（１）〜（４）のいずれかの
高強度ボルト用鋼を所望の形状に成形後、ＡC3以上の温
度に加熱した後に焼入れ処理を行い、５００〜６５０℃
の温度範囲で焼きもどすことを特徴とする、耐遅れ破壊
特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルトの製造方
法。
高強度ボルト用鋼を所望の形状に成形後、ＡC3以上の温
度に加熱した後に焼入れ処理を行い、５００〜６５０℃
の温度範囲で焼きもどすことを特徴とする、耐遅れ破壊
特性に優れ、塑性域締結に適した高強度ボルトの製造方
法。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明者らは、遅れ破壊特性に及
ぼす各種因子について以下の知見を得た。すなわち、
（１）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖをある成分範囲で複合添加して５
００℃以上の温度域で焼きもどすことによって低温焼も
どし脆性域を回避することができる。また、焼もどし時
に粒界に析出するセメンタイトの形態を球状化して粒界
の結合力を増加し、粒界割れを防止することができる。
（２）特定量のＶを添加することによって、焼もどし時
にマトリックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の
粒内トラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を
低減し、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。（３）粒界
に偏析する不純物であるＰ、Ｓ量をある量以下に規制す
ることによって旧オーステナイト粒界の強化が図られ、
耐遅れ破壊特性が向上する。
ぼす各種因子について以下の知見を得た。すなわち、
（１）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖをある成分範囲で複合添加して５
００℃以上の温度域で焼きもどすことによって低温焼も
どし脆性域を回避することができる。また、焼もどし時
に粒界に析出するセメンタイトの形態を球状化して粒界
の結合力を増加し、粒界割れを防止することができる。
（２）特定量のＶを添加することによって、焼もどし時
にマトリックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の
粒内トラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を
低減し、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。（３）粒界
に偏析する不純物であるＰ、Ｓ量をある量以下に規制す
ることによって旧オーステナイト粒界の強化が図られ、
耐遅れ破壊特性が向上する。
【００１７】また、本発明者らは塑性域締結に必要な諸
特性についても材料面で以下の知見を得た。すなわち、
（１）Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量をある成分範囲に限
定し、なおかつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとすることによって、５００℃〜
６２０℃の焼もどし温度範囲で焼もどし軟化と焼もどし
軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺され、引張強さ、
０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦
な焼もどし性能を得ることができる。このことにより、
焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラ
ツキを小さく抑えることができる。（２）Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖを上記の範囲で複合添加し、５００℃以上の高温で焼
きもどしを行なうことによって高い強度と良好な伸びを
両立できる。
特性についても材料面で以下の知見を得た。すなわち、
（１）Ｃ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量をある成分範囲に限
定し、なおかつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとすることによって、５００℃〜
６２０℃の焼もどし温度範囲で焼もどし軟化と焼もどし
軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺され、引張強さ、
０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦
な焼もどし性能を得ることができる。このことにより、
焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラ
ツキを小さく抑えることができる。（２）Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖを上記の範囲で複合添加し、５００℃以上の高温で焼
きもどしを行なうことによって高い強度と良好な伸びを
両立できる。
【００１８】さらに、フェライトの固溶強化元素である
Ｓｉを極力低減することによってＣｒ、Ｍｏ、Ｖ添加に
よる冷間鍛造性の低下を補い、ボルトの冷間鍛造性を損
なうことなく高強度化を図ることができる。
Ｓｉを極力低減することによってＣｒ、Ｍｏ、Ｖ添加に
よる冷間鍛造性の低下を補い、ボルトの冷間鍛造性を損
なうことなく高強度化を図ることができる。
【００１９】以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】Ｃ：Ｃは強度を得るために有効な元素であ
るため０．１５％以上添加するが、０．４５％を超えて
添加すると冷間鍛造性、靭性が低下するので、０．１５
〜０．４５％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．
２０〜０．４０％である。
るため０．１５％以上添加するが、０．４５％を超えて
添加すると冷間鍛造性、靭性が低下するので、０．１５
〜０．４５％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．
２０〜０．４０％である。
【００２１】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を向上するのに有効
な元素であるため０．４０％を超えて添加するが、１．
５０％を超えて添加すると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性
が低下するので、０．４０超〜１．５０％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．５０〜０．８０％である。
な元素であるため０．４０％を超えて添加するが、１．
５０％を超えて添加すると耐遅れ破壊特性、冷間鍛造性
が低下するので、０．４０超〜１．５０％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．５０〜０．８０％である。
【００２２】Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を向上するのに有効
な元素であり、かつ鋼に焼もどし軟化抵抗を付与する効
果があるため０．３０％以上添加するが、２．００％を
超えて添加すると冷間鍛造性が低下するので、０．３０
〜２．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は１．
００〜１．４０％である。
な元素であり、かつ鋼に焼もどし軟化抵抗を付与する効
果があるため０．３０％以上添加するが、２．００％を
超えて添加すると冷間鍛造性が低下するので、０．３０
〜２．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は１．
００〜１．４０％である。
【００２３】Ｍｏ：Ｍｏは焼もどし時に顕著な二次硬化
を起こし、高温焼もどしを可能とすることによって耐遅
れ破壊特性を向上させる元素である。また、高温焼もど
しによって強度−延性バランスが向上し、高い伸びを得
ることができるため０．１０％以上添加するが、０．３
５％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するととも
に、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし特性を得
ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合金炭化物
がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶解炭化物
の量が多くなることによって伸びが低下し、塑性域締結
に不適となるので、０．１０〜０．３５％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．２０〜０．３５％である。
を起こし、高温焼もどしを可能とすることによって耐遅
れ破壊特性を向上させる元素である。また、高温焼もど
しによって強度−延性バランスが向上し、高い伸びを得
ることができるため０．１０％以上添加するが、０．３
５％を超えて添加すると冷間鍛造性が低下するととも
に、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし特性を得
ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合金炭化物
がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶解炭化物
の量が多くなることによって伸びが低下し、塑性域締結
に不適となるので、０．１０〜０．３５％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．２０〜０．３５％である。
【００２４】Ｖ：Ｖは旧オーステナイト結晶粒を特に顕
著に微細化する効果があるとともに、焼もどし時に顕著
な二次硬化を起こし、高温焼もどしを可能とすることに
よって耐遅れ破壊特性を向上させる元素である。また、
高温焼もどしによって強度−延性バランスが向上し、高
い伸びを得ることができる。さらに、焼もどし時にマト
リックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の粒内ト
ラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を低減
し、耐遅れ破壊特性を大幅に向上させる元素であるので
０．２０％を超えて添加するが、０．４０％を超えて添
加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下す
るとともに、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし
特性を得ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合
金炭化物がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶
解炭化物の量が多くなることによって伸びが低下し、塑
性域締結に不適となるので、０．２０超〜０．４０％の
範囲にする必要がある。好適範囲は０．２５〜０．３５
％である。
著に微細化する効果があるとともに、焼もどし時に顕著
な二次硬化を起こし、高温焼もどしを可能とすることに
よって耐遅れ破壊特性を向上させる元素である。また、
高温焼もどしによって強度−延性バランスが向上し、高
い伸びを得ることができる。さらに、焼もどし時にマト
リックス中に微細に析出するＶ炭窒化物が水素の粒内ト
ラップサイトとなり、粒界に集積する水素の量を低減
し、耐遅れ破壊特性を大幅に向上させる元素であるので
０．２０％を超えて添加するが、０．４０％を超えて添
加すると効果が飽和するのみならず冷間鍛造性が低下す
るとともに、二次硬化量が過大となり、平坦な焼もどし
特性を得ることができない。さらに、焼入れ加熱時に合
金炭化物がマトリックスに固溶し難くなり、粗大な未溶
解炭化物の量が多くなることによって伸びが低下し、塑
性域締結に不適となるので、０．２０超〜０．４０％の
範囲にする必要がある。好適範囲は０．２５〜０．３５
％である。
【００２５】Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素である
とともに、窒化物を形成して旧オーステナイト粒を微細
化する効果があるので０．０１０％以上添加するが、
０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみな
らずアルミナ系介在物が増加し、靭性が低下するので、
０．０１０〜０．１００％の範囲にする必要がある。好
適範囲は０．０２０〜０．０５０％である。
とともに、窒化物を形成して旧オーステナイト粒を微細
化する効果があるので０．０１０％以上添加するが、
０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみな
らずアルミナ系介在物が増加し、靭性が低下するので、
０．０１０〜０．１００％の範囲にする必要がある。好
適範囲は０．０２０〜０．０５０％である。
【００２６】Ｎｂ：ＮｂはＡｌ、Ｔｉ、Ｖと同様に、結
晶粒を微細化する効果があるとともに、耐遅れ破壊特性
を向上する効果があるので０．００５％以上添加するの
が好ましいが、０．１００％を超えて添加すると効果が
飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するので、添加す
る場合は０．００５〜０．１００％の範囲にする必要が
ある。好適範囲は０．０１０〜０．０５０％である。
晶粒を微細化する効果があるとともに、耐遅れ破壊特性
を向上する効果があるので０．００５％以上添加するの
が好ましいが、０．１００％を超えて添加すると効果が
飽和するのみならず冷間鍛造性が低下するので、添加す
る場合は０．００５〜０．１００％の範囲にする必要が
ある。好適範囲は０．０１０〜０．０５０％である。
【００２７】Ｔｉ：ＴｉはＡｌ、Ｎｂ、Ｖと同様に、結
晶粒を微細化する効果があるとともに、鋼中の固溶Ｎを
窒化物として固定し、耐遅れ破壊特性を向上する効果が
あるので０．００５％以上添加するのが好ましいが、
０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみな
らず冷間鍛造性が低下するので、添加する場合は０．０
０５〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲
は０．０１０〜０．０５０％である。
晶粒を微細化する効果があるとともに、鋼中の固溶Ｎを
窒化物として固定し、耐遅れ破壊特性を向上する効果が
あるので０．００５％以上添加するのが好ましいが、
０．１００％を超えて添加すると効果が飽和するのみな
らず冷間鍛造性が低下するので、添加する場合は０．０
０５〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲
は０．０１０〜０．０５０％である。
【００２８】Ｂ：Ｂは少量の添加で焼入れ性を向上する
効果があるとともに、旧オーステナイト粒界に偏析して
粒界を強化し、耐遅れ破壊特性を向上する効果があるの
で０．０００５％以上添加するのが好ましいが、０．０
０５０％を超えて添加すると効果が飽和するので、添加
する場合は０．０００５〜０．００５０％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３０％
である。
効果があるとともに、旧オーステナイト粒界に偏析して
粒界を強化し、耐遅れ破壊特性を向上する効果があるの
で０．０００５％以上添加するのが好ましいが、０．０
０５０％を超えて添加すると効果が飽和するので、添加
する場合は０．０００５〜０．００５０％の範囲にする
必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３０％
である。
【００２９】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素である
が、０．１０％を超えて添加すると冷間鍛造性が顕著に
低下するので０．１０％以下に制限する必要がある。好
適範囲は０．０８％以下である。
が、０．１０％を超えて添加すると冷間鍛造性が顕著に
低下するので０．１０％以下に制限する必要がある。好
適範囲は０．０８％以下である。
【００３０】Ｐ：Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して
粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効
果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、
極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下で
ある。
粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効
果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、
極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下で
ある。
【００３１】Ｓ：Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析して
粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効
果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、
極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下で
ある。
粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効
果があるので０．０１５％以下に制限する必要があり、
極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下で
ある。
【００３２】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ添加バランス：本発明では
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量を１．２０＜０．１２５×（Ｃ
ｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係式を
満足するバランスとする。上記のバランスにすることに
よって、５００℃〜６５０℃の焼もどし温度範囲で焼も
どし軟化と焼もどし軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺
され、引張強さ、０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非
常に小さく、平坦な焼もどし性能を得ることができる。
このことにより、焼もどし温度が多少変動してもボルト
の降伏強さのバラツキを小さく抑えることができる。し
かし、上記の式の値が下限より低くなると焼もどし軟化
抵抗、焼もどし二次硬化が不十分となり、平坦な焼もど
し性能を得ることができず、上限より高くなると焼きも
どし二次硬化が過大となり、平坦な焼もどし性能を得る
ことができないのみならず、素材強度の上昇を招き、冷
間鍛造性も低下するため、上記範囲にする必要がある。
好適範囲は１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）
＋５．２２×Ｖ％＜１．９０である。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量を１．２０＜０．１２５×（Ｃ
ｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関係式を
満足するバランスとする。上記のバランスにすることに
よって、５００℃〜６５０℃の焼もどし温度範囲で焼も
どし軟化と焼もどし軟化抵抗、焼もどし二次硬化が相殺
され、引張強さ、０．２％耐力（降伏強さ）の変動が非
常に小さく、平坦な焼もどし性能を得ることができる。
このことにより、焼もどし温度が多少変動してもボルト
の降伏強さのバラツキを小さく抑えることができる。し
かし、上記の式の値が下限より低くなると焼もどし軟化
抵抗、焼もどし二次硬化が不十分となり、平坦な焼もど
し性能を得ることができず、上限より高くなると焼きも
どし二次硬化が過大となり、平坦な焼もどし性能を得る
ことができないのみならず、素材強度の上昇を招き、冷
間鍛造性も低下するため、上記範囲にする必要がある。
好適範囲は１．５０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）
＋５．２２×Ｖ％＜１．９０である。
【００３３】本発明は二次加工工程を特に規定していな
いが、製造工程中に冷間鍛造工程が入るものについては
冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼
鈍、または球状化焼鈍処理を施しても良い。また、素材
の寸法精度が必要なボルトの場合は、冷間鍛造の前に伸
線を行なうのが一般的である。
いが、製造工程中に冷間鍛造工程が入るものについては
冷間鍛造性を向上させるため、熱間圧延後の素材に焼
鈍、または球状化焼鈍処理を施しても良い。また、素材
の寸法精度が必要なボルトの場合は、冷間鍛造の前に伸
線を行なうのが一般的である。
【００３４】上述した成分のボルト用鋼が最も効果を発
揮するのは、以下に説明するボルトの製造方法において
である。
揮するのは、以下に説明するボルトの製造方法において
である。
【００３５】上述した成分のボルト用鋼を鍛造、切削等
によって所望のボルト形状に成形した後、鋼に強度を付
与するため、ＡC3点以上の温度に加熱した後、水冷また
は油冷によって焼入れ処理を行う。加熱温度が高すぎる
と結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣
化を招き、また、操業面からは熱処理炉の炉体、及び付
属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するた
め、あまり高い温度に加熱するのは好ましくないため、
焼入れ加熱温度を８５０〜９５０℃とするのが好適であ
る。
によって所望のボルト形状に成形した後、鋼に強度を付
与するため、ＡC3点以上の温度に加熱した後、水冷また
は油冷によって焼入れ処理を行う。加熱温度が高すぎる
と結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣
化を招き、また、操業面からは熱処理炉の炉体、及び付
属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するた
め、あまり高い温度に加熱するのは好ましくないため、
焼入れ加熱温度を８５０〜９５０℃とするのが好適であ
る。
【００３６】鋼に所定の強度および靱性、延性を付与す
るために焼入れ後に焼もどしを行う必要がある。焼もど
しは、一般に１５０℃〜ＡC1点の温度範囲で行われる
が、本発明では５００〜６５０℃の温度範囲に限定する
必要がある。その理由は、５００℃以下では粒界に析出
するセメンタイトの形態を球状化して粒界の結合力を増
加することができず、また、水素のトラップサイトとな
るＶ炭窒化物の析出が不十分となり、耐遅れ破壊特性の
改善ができないこと、５００℃以下では塑性域締結用ボ
ルトの必要特性である伸び値の改善ができないこと、６
５０℃以上では軟化が著しく、引張強さ１２００ＭＰａ
以上の高強度を得られないこと、さらに、５００〜６５
０℃の温度範囲以外では平坦な焼もどし性能を得ること
ができず、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さ
のバラツキを低減することができないことのためであ
る。好適範囲は５２５〜６２５℃である。
るために焼入れ後に焼もどしを行う必要がある。焼もど
しは、一般に１５０℃〜ＡC1点の温度範囲で行われる
が、本発明では５００〜６５０℃の温度範囲に限定する
必要がある。その理由は、５００℃以下では粒界に析出
するセメンタイトの形態を球状化して粒界の結合力を増
加することができず、また、水素のトラップサイトとな
るＶ炭窒化物の析出が不十分となり、耐遅れ破壊特性の
改善ができないこと、５００℃以下では塑性域締結用ボ
ルトの必要特性である伸び値の改善ができないこと、６
５０℃以上では軟化が著しく、引張強さ１２００ＭＰａ
以上の高強度を得られないこと、さらに、５００〜６５
０℃の温度範囲以外では平坦な焼もどし性能を得ること
ができず、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さ
のバラツキを低減することができないことのためであ
る。好適範囲は５２５〜６２５℃である。
【００３７】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。
る。
【００３８】表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続
鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程
を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて熱間圧延
によって線材形状とした。
鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程
を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて熱間圧延
によって線材形状とした。
【００３９】
【表１】
【００４０】次にこれらの材料の遅れ破壊特性を調査す
るため、ボルトを製作した。圧延材に必要により焼鈍を
または球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によってボルト形状
に成形した。その後所定の条件で加熱し、油槽中に焼入
れ、表２、表３の条件で焼もどしを行った。上記の工程
で製作したボルトから、直径８ｍｍの引張試験片、及び
環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片（平行部の直
径８ｍｍ、ノッチ部の直径６ｍｍ）を機械加工によって
製作し、機械的性質、及び遅れ破壊特性を調査した。
るため、ボルトを製作した。圧延材に必要により焼鈍を
または球状化焼鈍を施し、冷間鍛造によってボルト形状
に成形した。その後所定の条件で加熱し、油槽中に焼入
れ、表２、表３の条件で焼もどしを行った。上記の工程
で製作したボルトから、直径８ｍｍの引張試験片、及び
環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片（平行部の直
径８ｍｍ、ノッチ部の直径６ｍｍ）を機械加工によって
製作し、機械的性質、及び遅れ破壊特性を調査した。
【００４１】遅れ破壊試験はｐＨ３．０の希硫酸（液温
３０℃）中で試験片に電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ2の水
素チャージを行い、定荷重を負荷して破断までの時間を
測定した。試験時間は最大２００時間とし、２００時間
破断しない最大の負荷応力を測定した。２００時間破断
しない最大の負荷応力を大気中での破断応力で割った値
を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅れ破壊特性の指標と
した。引張強さが１０００ＭＰａ級のボルトとして多く
使われているＳＣＭ４３５の遅れ破壊強度比が０．５程
度であることから、遅れ破壊強度比が０．５未満のもの
は耐遅れ破壊特性に劣ると判断した。これらの各種試験
結果も表２、３にまとめて示した。遅れ破壊強度比と引
張強さの関係を図１に示す。本発明例は、比較例に比べ
て高強度にも関わらず、良好な遅れ破壊特性を示すこと
が分かる。
３０℃）中で試験片に電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ2の水
素チャージを行い、定荷重を負荷して破断までの時間を
測定した。試験時間は最大２００時間とし、２００時間
破断しない最大の負荷応力を測定した。２００時間破断
しない最大の負荷応力を大気中での破断応力で割った値
を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅れ破壊特性の指標と
した。引張強さが１０００ＭＰａ級のボルトとして多く
使われているＳＣＭ４３５の遅れ破壊強度比が０．５程
度であることから、遅れ破壊強度比が０．５未満のもの
は耐遅れ破壊特性に劣ると判断した。これらの各種試験
結果も表２、３にまとめて示した。遅れ破壊強度比と引
張強さの関係を図１に示す。本発明例は、比較例に比べ
て高強度にも関わらず、良好な遅れ破壊特性を示すこと
が分かる。
【００４２】引張試験では０．２％耐力（降伏強さ）、
引張強さ、伸びを測定した。伸びは評点間距離を３０ｍ
ｍとして測定した。引張強さが１０００ＭＰａ級のボル
トとして多く使われているＳＣＭ４３５の伸びが１５％
程度であることから、伸びが１５％未満のものは塑性域
締結に不適と判断した。伸びと引張強さの関係を図２に
示す。本発明例は、比較例に比べて高強度にも関わら
ず、良好な伸びを示し、塑性域締結に適することが分か
る。焼もどし温度と０．２％耐力（降伏強さ）の関係を
図３に示す。本発明鋼は、比較鋼に比べて０．２％耐力
（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦な焼もどし性
能を得ることができることが分かる。このことにより、
焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラ
ツキを小さく抑えることができ、ボルトの締結軸力の精
度が向上する。
引張強さ、伸びを測定した。伸びは評点間距離を３０ｍ
ｍとして測定した。引張強さが１０００ＭＰａ級のボル
トとして多く使われているＳＣＭ４３５の伸びが１５％
程度であることから、伸びが１５％未満のものは塑性域
締結に不適と判断した。伸びと引張強さの関係を図２に
示す。本発明例は、比較例に比べて高強度にも関わら
ず、良好な伸びを示し、塑性域締結に適することが分か
る。焼もどし温度と０．２％耐力（降伏強さ）の関係を
図３に示す。本発明鋼は、比較鋼に比べて０．２％耐力
（降伏強さ）の変動が非常に小さく、平坦な焼もどし性
能を得ることができることが分かる。このことにより、
焼もどし温度が多少変動してもボルトの降伏強さのバラ
ツキを小さく抑えることができ、ボルトの締結軸力の精
度が向上する。
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】これらから明らかなように、本発明例は比
較例に比べて高強度であり、耐遅れ破壊特性、伸びに優
れ、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さのバラ
ツキが小さく、塑性域締結に適している。
較例に比べて高強度であり、耐遅れ破壊特性、伸びに優
れ、焼もどし温度のバラツキに起因する降伏強さのバラ
ツキが小さく、塑性域締結に適している。
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば、引張強さ１２００ＭＰ
ａ以上の高強度であり、遅れ破壊特性に優れ、塑性域締
結に適したボルトを安価に提供することが可能となり、
ボルトの締結軸力の増加、サイズダウンによる軽量化、
塑性域締結の一層の適用拡大等その効果は極めて大き
い。
ａ以上の高強度であり、遅れ破壊特性に優れ、塑性域締
結に適したボルトを安価に提供することが可能となり、
ボルトの締結軸力の増加、サイズダウンによる軽量化、
塑性域締結の一層の適用拡大等その効果は極めて大き
い。
【図１】遅れ破壊強度比と引張強さの関係を示す図であ
る。
る。
【図２】伸びと引張強さの関係を示す図である。
【図３】焼もどし温度と０．２％耐力（降伏強さ）の関
係を示す図である。
係を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、 Ｃｒ：０．３０〜２．００％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、 Ｖ：０．２０超〜０．４０％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、 Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、 Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結に適した高強度
ボルト用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、 Ｃｒ：０．３０〜２．００％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、 Ｖ：０．２０超〜０．４０％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有し、さらに、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％ のうちの１種または２種を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖ
を１．２０＜０．１２５×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２
２×Ｖ％＜２．３０の関係を満足するバランスとし、 Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、 Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む） に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結
に適した高強度ボルト用鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、 Ｃｒ：０．３０〜２．００％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、 Ｖ：０．２０超〜０．４０％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有し、さらに、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０％ を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、 Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、 Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む） に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結
に適した高強度ボルト用鋼。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．４５％、 Ｍｎ：０．４０超〜１．５０％、 Ｃｒ：０．３０〜２．００％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、 Ｖ：０．２０超〜０．４０％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有し、さらに、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１００％ のうちの１種または２種を含有し、さらに、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０％ を含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを１．２０＜０．１２５
×（Ｃｒ％＋Ｍｏ％）＋５．２２×Ｖ％＜２．３０の関
係を満足するバランスとし、 Ｓｉ：０．１０％以下（０％を含む）、 Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、 Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む） に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れ、塑性域締結
に適した高強度ボルト用鋼。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか記載の高強度ボ
ルト用鋼を所望の形状に成形後、ＡC3以上の温度に加熱
した後に焼入れ処理を行い、５００〜６５０℃の温度範
囲で焼きもどすことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優
れ、塑性域締結に適した高強度ボルトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13318899A JP3718369B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13318899A JP3718369B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000328191A true JP2000328191A (ja) | 2000-11-28 |
| JP3718369B2 JP3718369B2 (ja) | 2005-11-24 |
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ID=15098765
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13318899A Expired - Fee Related JP3718369B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3718369B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004002999A (ja) * | 2002-04-12 | 2004-01-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
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