JP2000337332A - 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトInfo
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- JP2000337332A JP2000337332A JP2000107023A JP2000107023A JP2000337332A JP 2000337332 A JP2000337332 A JP 2000337332A JP 2000107023 A JP2000107023 A JP 2000107023A JP 2000107023 A JP2000107023 A JP 2000107023A JP 2000337332 A JP2000337332 A JP 2000337332A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありな
がら耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．５〜１．０％を含む鋼からな
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１種または２種以上の組織生成を
抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上としたも
のであり、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2
以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有する様にした高強
度線材を使用し、これを所定の長さに切断した後、
（１）両端部をネジ転造または切削によりねじ加工した
ものであるか、或は（２）温間鍛造によりその一端部に
ボルト頭部を形成し、温間鍛造前または後に他端部をネ
ジ転造または切削によりねじ加工したものである。
がら耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトを提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．５〜１．０％を含む鋼からな
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１種または２種以上の組織生成を
抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上としたも
のであり、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2
以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有する様にした高強
度線材を使用し、これを所定の長さに切断した後、
（１）両端部をネジ転造または切削によりねじ加工した
ものであるか、或は（２）温間鍛造によりその一端部に
ボルト頭部を形成し、温間鍛造前または後に他端部をネ
ジ転造または切削によりねじ加工したものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用や各種産
業機械用として使用される高強度ボルトに関するもので
あり、特に強度（引張強度）が１２００Ｎ／ｍｍ2以上
でありながら耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトに関す
るものである。
業機械用として使用される高強度ボルトに関するもので
あり、特に強度（引張強度）が１２００Ｎ／ｍｍ2以上
でありながら耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトに関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】一般の高強度ボルト用鋼としては、中炭
素合金鋼（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０
等）が使用されており、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、自動車用
や各種産業機械用として使用される一般の高強度ボルト
では、引張強度が約１２００Ｎ／ｍｍ2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。
素合金鋼（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０
等）が使用されており、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、自動車用
や各種産業機械用として使用される一般の高強度ボルト
では、引張強度が約１２００Ｎ／ｍｍ2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。
【０００３】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、
一概に上記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。
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、
一概に上記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。
【０００４】耐遅れ破壊性を改善する為に、例えば特開
昭６０−１１４５５１号、特開平２−２６７２４３号お
よび特開平３−２４３７４５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
ことによって、引張強さが１４００ＭＰａ以上でも耐遅
れ破壊性が優れた高強度ボルト用鋼の開発を目指してな
されたものである。しかしながらこれらの技術によっ
て、遅れ破壊発生の危険が完全に解消されたと言う訳で
はなく、それらの適用範囲はごく限られた範囲に止まっ
ている。
昭６０−１１４５５１号、特開平２−２６７２４３号お
よび特開平３−２４３７４５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
ことによって、引張強さが１４００ＭＰａ以上でも耐遅
れ破壊性が優れた高強度ボルト用鋼の開発を目指してな
されたものである。しかしながらこれらの技術によっ
て、遅れ破壊発生の危険が完全に解消されたと言う訳で
はなく、それらの適用範囲はごく限られた範囲に止まっ
ている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】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
度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破壊性
に優れた高強度ボルトを提供することにある。
に着目してなされたものであって、その目的は、引張強
度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破壊性
に優れた高強度ボルトを提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た高
強度ボルトとは、Ｃ：０．５〜１．０％を含む鋼からな
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１種または２種以上の組織の生成
を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上とした
ものであり、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ
2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有する様にした高
強度線材を使用し、これを所定の長さに切断した後、両
端部をねじ転造または切削によりねじ加工したものであ
る点に要旨を有するものである。
強度ボルトとは、Ｃ：０．５〜１．０％を含む鋼からな
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１種または２種以上の組織の生成
を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上とした
ものであり、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ
2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有する様にした高
強度線材を使用し、これを所定の長さに切断した後、両
端部をねじ転造または切削によりねじ加工したものであ
る点に要旨を有するものである。
【０００７】本発明の上記目的は、Ｃ：０．５〜１．０
％を含む鋼からなり、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１種または２種
以上の組織の生成を抑制してパーライト組織の面積率を
８０％以上としたものであり、且つ強伸線加工によって
１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を
有する様にした高強度線材を使用し、これを所定の長さ
に切断後、温間鍛造によって一方端部にボルト頭部を形
成し、温間鍛造の前または後に他方端部をねじ転造また
は切削によりねじ加工したものである様な高強度ボルト
の構成を採用することによっても達成される。
％を含む鋼からなり、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１種または２種
以上の組織の生成を抑制してパーライト組織の面積率を
８０％以上としたものであり、且つ強伸線加工によって
１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を
有する様にした高強度線材を使用し、これを所定の長さ
に切断後、温間鍛造によって一方端部にボルト頭部を形
成し、温間鍛造の前または後に他方端部をねじ転造また
は切削によりねじ加工したものである様な高強度ボルト
の構成を採用することによっても達成される。
【０００８】また本発明の高強度ボルトは、必要に応じ
てＳｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．
５％以下（０％を含まない）およびＣｏ：０．５％以下
（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または
２種以上を含有す高強度線材を使用することも有効であ
る。
てＳｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．
５％以下（０％を含まない）およびＣｏ：０．５％以下
（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または
２種以上を含有す高強度線材を使用することも有効であ
る。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、従来のボルト用高
強度鋼の耐遅れ破壊性が劣る原因について様々な角度か
ら検討した。その結果、従来の改善方法では、組織を焼
戻しマルテンサイトとして、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って耐遅れ
破壊性を補ってきたが、こうした手段では高強度ボルト
の耐遅れ破壊性を向上させるのには限界があることが判
明した。
強度鋼の耐遅れ破壊性が劣る原因について様々な角度か
ら検討した。その結果、従来の改善方法では、組織を焼
戻しマルテンサイトとして、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って耐遅れ
破壊性を補ってきたが、こうした手段では高強度ボルト
の耐遅れ破壊性を向上させるのには限界があることが判
明した。
【００１０】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
約をもったパーライト主体の組織とし、強伸線加工によ
り１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度とした高強度線材を素
材として使用してボルトに加工すれば、優れた耐遅れ破
壊性を発揮する高強度ボルトが得られることを見出し、
本発明を完成した。
向上させるために鋭意研究を重ねた結果、組織をある制
約をもったパーライト主体の組織とし、強伸線加工によ
り１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度とした高強度線材を素
材として使用してボルトに加工すれば、優れた耐遅れ破
壊性を発揮する高強度ボルトが得られることを見出し、
本発明を完成した。
【００１１】本発明で素材として用いる高強度線材は、
上述の如く初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの１種または２種以上の組織
の生成を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上
とする必要がある。上記組織のうち、初析フェライトと
初析セメンタイトが多く生成すると、伸線時に縦割れを
起こして伸線ができなくなり、強伸線加工によって１２
００Ｎ／ｍｍ2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ト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
ナイトはパー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できるだ
け少なくする必要がある。
上述の如く初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの１種または２種以上の組織
の生成を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上
とする必要がある。上記組織のうち、初析フェライトと
初析セメンタイトが多く生成すると、伸線時に縦割れを
起こして伸線ができなくなり、強伸線加工によって１２
００Ｎ／ｍｍ2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ト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
ナイトはパー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できるだ
け少なくする必要がある。
【００１２】一方、残部のパーライト組織は、セメンタ
イト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。こうしたことから、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１
種または２種以上の組織生成をできるだけ抑制して（即
ち、２０％未満にして）、パーライト組織の面積率を８
０％以上とする必要がある。即ち、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等の
組織の少なくとも１種をできるだけ少なくして、その合
計の面積率が２０％未満となる様にしてパーライト組織
の面積率を８０％以上にした高強度線材を使用すること
により、本発明の目的が達成されるのである。尚素材線
材のパーライト組織の面積率は、好ましくは９０％以上
とするのが良く、より好ましくは１００％パーライト組
織とするのが良い。
イト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。こうしたことから、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１
種または２種以上の組織生成をできるだけ抑制して（即
ち、２０％未満にして）、パーライト組織の面積率を８
０％以上とする必要がある。即ち、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等の
組織の少なくとも１種をできるだけ少なくして、その合
計の面積率が２０％未満となる様にしてパーライト組織
の面積率を８０％以上にした高強度線材を使用すること
により、本発明の目的が達成されるのである。尚素材線
材のパーライト組織の面積率は、好ましくは９０％以上
とするのが良く、より好ましくは１００％パーライト組
織とするのが良い。
【００１３】本発明で素材として用いる線材において
は、圧延のままおよび鍛造ままでは必要な寸法精度が得
られず、また１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ること
が困難になるので、強伸線加工が必要となる。また強伸
線加工によって一部のパーライト中のセメンタイトが微
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）。
は、圧延のままおよび鍛造ままでは必要な寸法精度が得
られず、また１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ること
が困難になるので、強伸線加工が必要となる。また強伸
線加工によって一部のパーライト中のセメンタイトが微
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）。
【００１４】本発明の高強度ボルトは、Ｃを０．５〜
１．０％含む中炭素鋼を想定したものであるが、Ｃ含有
量の範囲限定理由は、下記の通りである。
１．０％含む中炭素鋼を想定したものであるが、Ｃ含有
量の範囲限定理由は、下記の通りである。
【００１５】Ｃ：０．５〜１．０％ Ｃは鋼の強度確保の為に必要且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。目標強
度を確保する為には、Ｃは０．５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．０％を超える
と、初析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の低下
が顕著に現れ、伸線加工性を劣化させる。Ｃ含有量の好
ましい下限は、０．６５％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０．８５％とするのが良い。
Ｃ含有量を増加させるにつれて強度が増加する。目標強
度を確保する為には、Ｃは０．５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．０％を超える
と、初析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の低下
が顕著に現れ、伸線加工性を劣化させる。Ｃ含有量の好
ましい下限は、０．６５％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０．８５％とするのが良い。
【００１６】本発明の高強度ボルトには、通常添加され
る各種元素（Ｓｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ａｌ，Ｂ等）を含有しても良
いことは勿論であるが、特に所定量のＳｉ、Ｃｒおよび
Ｃｏの１種以上を含有させることは、初析セメンタイト
の析出を抑制する上で有効である。必要によって添加す
る各元素の限定理由は下記の通りである。
る各種元素（Ｓｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ａｌ，Ｂ等）を含有しても良
いことは勿論であるが、特に所定量のＳｉ、Ｃｒおよび
Ｃｏの１種以上を含有させることは、初析セメンタイト
の析出を抑制する上で有効である。必要によって添加す
る各元素の限定理由は下記の通りである。
【００１７】Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない） Ｓｉは鋼線の焼入れ性を向上させて初析セメンタイトの
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、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼線の延性を低下させるので、２．０％を上限と
する。尚Ｓｉ含有量の好ましい上限は、１．０％であ
り、より好ましくは０．５％である。
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、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼線の延性を低下させるので、２．０％を上限と
する。尚Ｓｉ含有量の好ましい上限は、１．０％であ
り、より好ましくは０．５％である。
【００１８】Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない） ＣｒはＳｉ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
強度ボルト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、含有量が増加すればするほど増大する
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Ｃｒ
含有量の好ましい範囲は０．０５〜０．３％であり、更
に好ましくはその下限を０．１％、その上限を０．２％
とするのが良い。
効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の高
強度ボルト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、含有量が増加すればするほど増大する
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Ｃｒ
含有量の好ましい範囲は０．０５〜０．３％であり、更
に好ましくはその下限を０．１％、その上限を０．２％
とするのが良い。
【００１９】Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない） ＣｏはＳｉやＣｒ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
明の高強度ボルト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、含有量が増加すればするほど増
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Ｃｏ含有量の好ましい範囲は０．０５〜０．３％であ
り、更に好ましくはその下限を０．１％、その上限を
０．２％とするのが良い。
制する効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発
明の高強度ボルト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、含有量が増加すればするほど増
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Ｃｏ含有量の好ましい範囲は０．０５〜０．３％であ
り、更に好ましくはその下限を０．１％、その上限を
０．２％とするのが良い。
【００２０】Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは脱酸剤としての効果と、鋼線の焼入性を向上させ
て鋼線の組織の均一性を高める効果を発揮する。これら
の効果を発揮させる為には、０．２％以上含有させる必
要がある。しかしながら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ベイナイトなどの過冷組
織が生成して伸線加工性を劣化させるので、１．０％を
上限とする。尚Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％
であり、より好ましくは０．４５％とするのが良い。ま
たＭｎ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より
好ましくは０．５５％とするのが良い。
て鋼線の組織の均一性を高める効果を発揮する。これら
の効果を発揮させる為には、０．２％以上含有させる必
要がある。しかしながら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ベイナイトなどの過冷組
織が生成して伸線加工性を劣化させるので、１．０％を
上限とする。尚Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％
であり、より好ましくは０．４５％とするのが良い。ま
たＭｎ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より
好ましくは０．５５％とするのが良い。
【００２１】Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない） Ｃｕは析出硬化作用によって鋼線の高強度化に寄与する
元素である。しかしながら過剰に添加すると、粒界脆化
を起こして耐遅れ破壊性を劣化させる原因となるので、
０．５％を上限とする。尚Ｃｕ含有量の好ましい下限は
０．０５％であり、より好ましくは０．１％とするのが
良い。またＣｕ含有量の好ましい上限は０．３％であ
り、より好ましくは０．２％とするのが良い。
元素である。しかしながら過剰に添加すると、粒界脆化
を起こして耐遅れ破壊性を劣化させる原因となるので、
０．５％を上限とする。尚Ｃｕ含有量の好ましい下限は
０．０５％であり、より好ましくは０．１％とするのが
良い。またＣｕ含有量の好ましい上限は０．３％であ
り、より好ましくは０．２％とするのが良い。
【００２２】Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない） Ｎｉは鋼線の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材
の靭性を高める効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有
量が過剰になると、変態終了温度が長くなり過ぎて、設
備の大型過、生産性の劣化を来すため、１．０％を上限
とする。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％とするのが良い。またＮｉ
含有量の好ましい上限は０．５％であり、より好ましく
は０．３％とするのが良い。
の靭性を高める効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有
量が過剰になると、変態終了温度が長くなり過ぎて、設
備の大型過、生産性の劣化を来すため、１．０％を上限
とする。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％とするのが良い。またＮｉ
含有量の好ましい上限は０．５％であり、より好ましく
は０．３％とするのが良い。
【００２３】Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群
から選ばれる１種以上：合計で０．０１〜０．５％ これらの元素は、微細な炭・窒化物を形成して耐遅れ破
壊性の向上に寄与する。またこれらの炭化物および窒化
物は、結晶粒の微細化にも有効である。こうした効果を
発揮させる為には合計で０．０１％以上含有させる必要
があるが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性および靭性
を阻害するので、合計で０．５％以下にする必要があ
る。尚これらの元素含有量の好ましい下限は合計で０．
０２％であり、より好ましくは０．０３％とするのが良
い。また好ましい上限は合計で０．３％であり、より好
ましくは０．１％とするのが良い。
から選ばれる１種以上：合計で０．０１〜０．５％ これらの元素は、微細な炭・窒化物を形成して耐遅れ破
壊性の向上に寄与する。またこれらの炭化物および窒化
物は、結晶粒の微細化にも有効である。こうした効果を
発揮させる為には合計で０．０１％以上含有させる必要
があるが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性および靭性
を阻害するので、合計で０．５％以下にする必要があ
る。尚これらの元素含有量の好ましい下限は合計で０．
０２％であり、より好ましくは０．０３％とするのが良
い。また好ましい上限は合計で０．３％であり、より好
ましくは０．１％とするのが良い。
【００２４】Ａｌ：０．０１〜０．０５％ Ａｌは鋼中のＮを捕捉してＡｌＮを形成し、結晶粒を微
細化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。
その為には、０．０１％以上含有させる必要があるが、
０．０５％を超えると窒化物系介在物や酸化物系介在物
が生成し、伸線性が低下するので、０．０５％以下にす
る必要がある。尚Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２
５％であり、好ましい上限は０．０３５％である。
細化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。
その為には、０．０１％以上含有させる必要があるが、
０．０５％を超えると窒化物系介在物や酸化物系介在物
が生成し、伸線性が低下するので、０．０５％以下にす
る必要がある。尚Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２
５％であり、好ましい上限は０．０３５％である。
【００２５】Ｂ：０．０００５〜０．００３％ Ｂは鋼の焼入れ性向上の為に添加されるが、その効果を
発揮するためには、０．０００５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、０．００３％を超えて過剰に含
有すると却って靭性を阻害する。尚Ｂ含有量の好ましい
下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．００
２５％である。
発揮するためには、０．０００５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、０．００３％を超えて過剰に含
有すると却って靭性を阻害する。尚Ｂ含有量の好ましい
下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．００
２５％である。
【００２６】Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない） ＮはＡｌＮやＴｉＮ等の窒化物を形成することによっ
て、結晶粒の微細化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影
響を与える。しかしながら、過剰に含有すると窒化物が
増加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶
Ｎが伸線中の時効を促進することがあるので、０．０１
５％以下にする必要がある。尚Ｎ含有量の好ましい上限
は０．００７％であり、より好ましくは０．００５％以
下にするのが良い。
て、結晶粒の微細化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影
響を与える。しかしながら、過剰に含有すると窒化物が
増加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶
Ｎが伸線中の時効を促進することがあるので、０．０１
５％以下にする必要がある。尚Ｎ含有量の好ましい上限
は０．００７％であり、より好ましくは０．００５％以
下にするのが良い。
【００２７】本発明の高強度ボルトにおいては、上記成
分の他（残部）は基本的に鉄からなるものであるが、こ
れら以外にも微量成分を含み得るものでり、こうした成
分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものであ
る。またその特性を更に良好にするという観点からし
て、Ｐ，ＳおよびＯについては、下記の様に抑制するこ
とが良い。更に、本発明の高強度ボルトには、不可避的
に不純物が含まれることになるが、それらは本発明の効
果を損なわない限度で許容される。
分の他（残部）は基本的に鉄からなるものであるが、こ
れら以外にも微量成分を含み得るものでり、こうした成
分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものであ
る。またその特性を更に良好にするという観点からし
て、Ｐ，ＳおよびＯについては、下記の様に抑制するこ
とが良い。更に、本発明の高強度ボルトには、不可避的
に不純物が含まれることになるが、それらは本発明の効
果を損なわない限度で許容される。
【００２８】Ｐ：０．０３％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０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚Ｐ含有量は、
０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好まし
くは０．００５％以下にするのが良い。
素である。そこでＰ含有量を０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚Ｐ含有量は、
０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好まし
くは０．００５％以下にするのが良い。
【００２９】Ｓ：０．０３％以下（０％を含む） Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、応力が負荷されたときにＭ
ｎＳが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、０．０３％以下にするのが良い。尚Ｓ含有量は、
０．０１％以下に低減するのが好ましく、より好ましく
は０．００５％以下にするのが良い。
ｎＳが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、０．０３％以下にするのが良い。尚Ｓ含有量は、
０．０１％以下に低減するのが好ましく、より好ましく
は０．００５％以下にするのが良い。
【００３０】Ｏ：０．００５％以下（０％を含む） Ｏは常温では鋼にほとんど固溶せず、硬質の酸化物系介
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従って、Ｏ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好ま
しく、より好ましくは０．００２％以下に低減するのが
良い。
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従って、Ｏ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好ま
しく、より好ましくは０．００２％以下に低減するのが
良い。
【００３１】本発明で素材として用いる高強度線材は、
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組成を有する鋼材を
用い、鋼材の圧延または鍛造終了後温度が８００℃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（℃／秒）が下記（１）を満足する様にして
４００℃まで連続冷却し、引き続き放冷する方法が挙げ
られる。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
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組成を有する鋼材を
用い、鋼材の圧延または鍛造終了後温度が８００℃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（℃／秒）が下記（１）を満足する様にして
４００℃まで連続冷却し、引き続き放冷する方法が挙げ
られる。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
【００３２】この工程によって、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。圧延または鍛造終了後温度が低過ぎると、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８００℃以上とする必
要がある。この温度の好ましい範囲は８５０〜９５０℃
程度であり、更に好ましくは８５０〜９００℃程度であ
る。
なパー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後温度が低過ぎると、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８００℃以上とする必
要がある。この温度の好ましい範囲は８５０〜９５０℃
程度であり、更に好ましくは８５０〜９００℃程度であ
る。
【００３３】上記平均冷却速度Ｖが１６６×（線径）
-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、初析フェライトや初析セメンタイ
トが生成し易くなる。また平均冷却速度Ｖが２８８×
（線径）-1.4よりも大きくなると、ベイナイトやマルテ
ンサイトが生成し易くなる。
-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、初析フェライトや初析セメンタイ
トが生成し易くなる。また平均冷却速度Ｖが２８８×
（線径）-1.4よりも大きくなると、ベイナイトやマルテ
ンサイトが生成し易くなる。
【００３４】また本発明で用いる高強度線材は、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８０
０℃以上に加熱後、５２０〜６５０℃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）する方法に
よっても、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。
様な化学成分組成を有する鋼材を用い、この鋼材を８０
０℃以上に加熱後、５２０〜６５０℃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）する方法に
よっても、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。
【００３５】この方法において、鋼材加熱温度の規定範
囲は、上記圧延または鍛造終了温度と同じ理由で８００
℃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、上記と同様である。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望ましい。また均
質なパーライト組織を得るには、５２０〜６５０℃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、５５０〜６００℃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
の温度である。
囲は、上記圧延または鍛造終了温度と同じ理由で８００
℃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、上記と同様である。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望ましい。また均
質なパーライト組織を得るには、５２０〜６５０℃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、５５０〜６００℃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
の温度である。
【００３６】一方、鋼材の圧延または鍛造終了後温度が
８００℃以上となる様に熱間圧延または熱間鍛造した
後、５℃／秒以上の平均冷却速度で５２０〜７５０℃の
温度まで冷却し、その温度から１．０℃／秒以下の平均
冷却速度で２００秒以上保持し、引き続き放冷すること
によっても、通常の圧延材よりも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。こうした方法を
採用するときの各工程における作用は下記の通りであ
る。
８００℃以上となる様に熱間圧延または熱間鍛造した
後、５℃／秒以上の平均冷却速度で５２０〜７５０℃の
温度まで冷却し、その温度から１．０℃／秒以下の平均
冷却速度で２００秒以上保持し、引き続き放冷すること
によっても、通常の圧延材よりも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。こうした方法を
採用するときの各工程における作用は下記の通りであ
る。
【００３７】まず圧延または鍛造終了後温度の規定範囲
については、上記鋼材加熱温度と同様の理由で８００℃
以上とする必要がある。またこの温度の好ましい範囲
は、上記と同様である。熱間圧延後または熱間鍛造後の
冷却速度が遅過ぎると、冷却中にフェライト変態を引き
起こす可能性があり、できるだけ速い冷却速度で冷却す
ることが好ましい。そこでこのときの冷却速度は５℃／
秒以上とするのが良い。この冷却速度の好ましい範囲
は、１０℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒
以上である。この冷却によって５２０〜７５０℃まで冷
却する必要があるが、この冷却終了温度が５２０℃未満
または７５０℃を超えると、その後の徐冷によってパー
ライト以外の組織が生成し易くなる。
については、上記鋼材加熱温度と同様の理由で８００℃
以上とする必要がある。またこの温度の好ましい範囲
は、上記と同様である。熱間圧延後または熱間鍛造後の
冷却速度が遅過ぎると、冷却中にフェライト変態を引き
起こす可能性があり、できるだけ速い冷却速度で冷却す
ることが好ましい。そこでこのときの冷却速度は５℃／
秒以上とするのが良い。この冷却速度の好ましい範囲
は、１０℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒
以上である。この冷却によって５２０〜７５０℃まで冷
却する必要があるが、この冷却終了温度が５２０℃未満
または７５０℃を超えると、その後の徐冷によってパー
ライト以外の組織が生成し易くなる。
【００３８】上記で冷却した後は、均質なパーライト組
織を得るという観点から、その温度（５２０〜７５０℃
の温度：徐冷開始温度）から１．０℃／秒以下の平均冷
却速度でで冷却（徐冷）しつつ２００秒以上保持する必
要がある。このときの平均冷却速度が１．０℃／秒より
も速くなったり、保持時間が２００秒未満になると、パ
ーライト組織に変態する前に放冷されて、ベイナイトや
マルテンサイトが生成し易くなる。尚この冷却速度の好
ましい範囲は、０．５℃／秒以下であり、より好ましく
は０．２℃／秒以下とするのが良い。また上記保持時間
の好ましい範囲は、３００秒以上であり、より好ましく
は６００秒以上とするのが良い。尚ＴＴＴ線図のパーラ
イトノーズ付近の温度に長く保持することが最も好まし
い。
織を得るという観点から、その温度（５２０〜７５０℃
の温度：徐冷開始温度）から１．０℃／秒以下の平均冷
却速度でで冷却（徐冷）しつつ２００秒以上保持する必
要がある。このときの平均冷却速度が１．０℃／秒より
も速くなったり、保持時間が２００秒未満になると、パ
ーライト組織に変態する前に放冷されて、ベイナイトや
マルテンサイトが生成し易くなる。尚この冷却速度の好
ましい範囲は、０．５℃／秒以下であり、より好ましく
は０．２℃／秒以下とするのが良い。また上記保持時間
の好ましい範囲は、３００秒以上であり、より好ましく
は６００秒以上とするのが良い。尚ＴＴＴ線図のパーラ
イトノーズ付近の温度に長く保持することが最も好まし
い。
【００３９】上記の様にして得られた高強度線材を使用
し、所定の長さに切断した後、（１）両端部をネジ転造
または切削によりねじ加工するか（スタッドボルトにす
る）、或は（２）温間鍛造によりその一端部にボルト頭
部を形成し、温間鍛造前または後に他端部をネジ転造ま
たは切削によりねじ加工すること、等によって優れた耐
遅れ破壊特性および強度を発揮するボルトが得られる。
尚上記（２）の方法においてボルト頭部を形成する際に
温間鍛造法を採用するのは、線材の強度が高いため、通
常の冷間鍛造では所定のボルト形状に成形しにくいとい
う理由からである。
し、所定の長さに切断した後、（１）両端部をネジ転造
または切削によりねじ加工するか（スタッドボルトにす
る）、或は（２）温間鍛造によりその一端部にボルト頭
部を形成し、温間鍛造前または後に他端部をネジ転造ま
たは切削によりねじ加工すること、等によって優れた耐
遅れ破壊特性および強度を発揮するボルトが得られる。
尚上記（２）の方法においてボルト頭部を形成する際に
温間鍛造法を採用するのは、線材の強度が高いため、通
常の冷間鍛造では所定のボルト形状に成形しにくいとい
う理由からである。
【００４０】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・後記の趣旨に徴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。
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・後記の趣旨に徴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。
【００４１】
【実施例】実施例１ 下記表１に示す化学成分組成を有する供試鋼を用い、線
径：８〜１４ｍｍφまで圧延終了温度が約９３０℃にな
る様に熱間圧延した後、平均冷却速度を４．２〜１２．
４℃／秒（下記表２）の範囲として衝風冷却した。その
後、線径：７．０６ｍｍまで伸線した（伸線率：２２〜
７５％）。
径：８〜１４ｍｍφまで圧延終了温度が約９３０℃にな
る様に熱間圧延した後、平均冷却速度を４．２〜１２．
４℃／秒（下記表２）の範囲として衝風冷却した。その
後、線径：７．０６ｍｍまで伸線した（伸線率：２２〜
７５％）。
【００４２】
【表１】
【００４３】得られた各種線材を用い、図１に示すＭ８
×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験
を行なった。遅れ破壊試験は、ボルトを酸中に浸漬後
（１５％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応
力負荷（負荷応力は引張り強さの９０％）し、１００時
間後の破断の有無で評価した。また初析フェライト、初
析セメンタイト、ベイナイト、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ない、各組織の面
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１００％焼き戻しマルテ
ンサイト組織にしたものについても遅れ破壊試験を行な
った（後記表２のＮｏ．１３）。
×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験
を行なった。遅れ破壊試験は、ボルトを酸中に浸漬後
（１５％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応
力負荷（負荷応力は引張り強さの９０％）し、１００時
間後の破断の有無で評価した。また初析フェライト、初
析セメンタイト、ベイナイト、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ない、各組織の面
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１００％焼き戻しマルテ
ンサイト組織にしたものについても遅れ破壊試験を行な
った（後記表２のＮｏ．１３）。
【００４４】（各組織の分類方法）線材の横断面を埋め
込み、研磨後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜
３０秒間浸漬して腐食させた後、走査型電子物顕微鏡
（ＳＥＭ）によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察し
た。１０００〜３０００倍で５〜１０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
組織の面積率を求めた。尚パーライト組織と区別がつき
にくい、ベイナイト組織や初析フェライト組織について
は、図２（図面代用顕微鏡写真）に示す様な組織をベイ
ナイト組織とし、図３（図面代用顕微鏡写真）に示す様
な組織を初析フェラ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タイトは、
旧オーステナイト結晶粒界に沿って針状に析出し、マル
テンサイトは塊状に析出していた。
込み、研磨後、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜
３０秒間浸漬して腐食させた後、走査型電子物顕微鏡
（ＳＥＭ）によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察し
た。１０００〜３０００倍で５〜１０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
組織の面積率を求めた。尚パーライト組織と区別がつき
にくい、ベイナイト組織や初析フェライト組織について
は、図２（図面代用顕微鏡写真）に示す様な組織をベイ
ナイト組織とし、図３（図面代用顕微鏡写真）に示す様
な組織を初析フェラ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タイトは、
旧オーステナイト結晶粒界に沿って針状に析出し、マル
テンサイトは塊状に析出していた。
【００４５】各線材の組織を平均冷却速度と共に下記表
２に、遅れ破壊試験結果を伸線条件および機械的特性と
共に下記表３に夫々示す。尚平均冷却速度の適正な範囲
［前記（１）式を満足する範囲］は、線径が１４ｍｍの
ときに４．１２≦Ｖ≦７．１６（℃／秒）、線径が１１
ｍｍのときに５．７８≦Ｖ≦１０．０３（℃／秒）、線
径が８ｍｍのときに９．０３≦Ｖ≦１５．６７（℃／
秒）である。
２に、遅れ破壊試験結果を伸線条件および機械的特性と
共に下記表３に夫々示す。尚平均冷却速度の適正な範囲
［前記（１）式を満足する範囲］は、線径が１４ｍｍの
ときに４．１２≦Ｖ≦７．１６（℃／秒）、線径が１１
ｍｍのときに５．７８≦Ｖ≦１０．０３（℃／秒）、線
径が８ｍｍのときに９．０３≦Ｖ≦１５．６７（℃／
秒）である。
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】実施例２ 前記表１に示した供試鋼Ｃを用い、線径：１１ｍｍφま
で圧延終了温度が約９３０℃になる様に熱間圧延した後
急冷し、下記表４に示す条件にてパテンティング処理
（加熱温度：７５０〜９３５℃、恒温変態：４９５〜６
６５℃×４分）した。その後、線径：７．０６ｍｍまで
伸線した（伸線率：５９％）。
で圧延終了温度が約９３０℃になる様に熱間圧延した後
急冷し、下記表４に示す条件にてパテンティング処理
（加熱温度：７５０〜９３５℃、恒温変態：４９５〜６
６５℃×４分）した。その後、線径：７．０６ｍｍまで
伸線した（伸線率：５９％）。
【００４９】
【表４】
【００５０】得られた各種線材を用い、前記図１に示し
たＭ８×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破
壊試験を実施例１と同様にして行なった。各線材の組織
を前記表４に併記すると共に、遅れ破壊試験結果を伸線
条件および機械的特性と共に下記表５に夫々示す。
たＭ８×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破
壊試験を実施例１と同様にして行なった。各線材の組織
を前記表４に併記すると共に、遅れ破壊試験結果を伸線
条件および機械的特性と共に下記表５に夫々示す。
【００５１】
【表５】
【００５２】実施例３ 前記表１に示した供試鋼Ｃを用い、下記表６に示す圧延
条件にて線径：１１ｍｍφまで熱間圧延した。その後、
線径：７．０６ｍｍまで伸線した（伸線率：５９％）。
条件にて線径：１１ｍｍφまで熱間圧延した。その後、
線径：７．０６ｍｍまで伸線した（伸線率：５９％）。
【００５３】
【表６】
【００５４】得られた各種線材を用い、前記図１に示し
たＭ８×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破
壊試験を実施例１と同様にして行なった。各線材の組織
を下記表７に、遅れ破壊試験結果を伸線条件および機械
的特性と共に下記表８に夫々示す。
たＭ８×Ｐ１．２５のスタッドボルトを作製し、遅れ破
壊試験を実施例１と同様にして行なった。各線材の組織
を下記表７に、遅れ破壊試験結果を伸線条件および機械
的特性と共に下記表８に夫々示す。
【００５５】
【表７】
【００５６】
【表８】
【００５７】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件を満足するボルトは、引張り強度が１２０
０Ｎ／ｍｍ2以上であっても、優れた耐遅れ破壊性を有
していることがわかる。
規定する要件を満足するボルトは、引張り強度が１２０
０Ｎ／ｍｍ2以上であっても、優れた耐遅れ破壊性を有
していることがわかる。
【００５８】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、引
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破
壊性に優れた高強度ボルトが実現できた。
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破
壊性に優れた高強度ボルトが実現できた。
【図１】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る。
形状を示す概略説明図である。
【図２】ベイナイト組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。
る。
【図３】初析フェライト組織を示す図面代用顕微鏡写真
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 並村 裕一 神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神戸 製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 茨木 信彦 神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神戸 製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 槇井 浩一 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 家口 浩 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、
以下同じ）を含む鋼からなり、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１種ま
たは２種以上の組織の生成を抑制してパーライト組織の
面積率を８０％以上としたものであり、且つ強伸線加工
によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ
破壊性を有する様にした高強度線材を使用し、これを所
定の長さに切断した後、両端部をねじ転造または切削に
よりねじ加工したものであることを特徴とする耐遅れ破
壊性に優れた高強度ボルト。 - 【請求項２】 Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まな
い）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＣ
ｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選
ばれる１種または２種以上を含有する高強度線材を使用
したものである請求項１に記載の高強度ボルト。 - 【請求項３】 Ｃ：０．５〜１．０％を含む鋼からな
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１種または２種以上の組織の生成
を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上とした
ものであり、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ
2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有する様にした高
強度線材を使用し、これを所定の長さに切断後、温間鍛
造によって一方端部にボルト頭部を形成し、温間鍛造の
前または後に他方端部をねじ転造または切削によりねじ
加工したものであることを特徴とする耐遅れ破壊性に優
れた高強度ボルト。 - 【請求項４】 Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まな
い）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＣ
ｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選
ばれる１種または２種以上を含有する高強度線材を使用
したものである請求項３に記載の高強度ボルト。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000107023A JP2000337332A (ja) | 2000-01-01 | 2000-04-07 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000107023A JP2000337332A (ja) | 2000-01-01 | 2000-04-07 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12154098A Division JPH11315347A (ja) | 1998-04-30 | 1998-04-30 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000337332A true JP2000337332A (ja) | 2000-12-05 |
Family
ID=18620081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000107023A Pending JP2000337332A (ja) | 2000-01-01 | 2000-04-07 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000337332A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004360022A (ja) * | 2003-06-05 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 |
| EP1746177A1 (en) * | 2005-07-22 | 2007-01-24 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method of production of same |
| WO2011111873A1 (ja) | 2010-03-11 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 |
| CN103089781A (zh) * | 2012-12-04 | 2013-05-08 | 安徽六方重联机械股份有限公司 | 高强度双头螺栓加工方法 |
| EP2546379A4 (en) * | 2010-03-11 | 2013-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL AND HIGH-RESISTANCE BOLT WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| KR20180082553A (ko) | 2016-01-20 | 2018-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| KR20180090884A (ko) | 2016-01-15 | 2018-08-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| CN116159974A (zh) * | 2023-02-23 | 2023-05-26 | 武汉钢铁有限公司 | 一种含钛高强钢铸坯裂纹控制方法及含钛高强钢产品 |
-
2000
- 2000-04-07 JP JP2000107023A patent/JP2000337332A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004360022A (ja) * | 2003-06-05 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 |
| EP1746177A1 (en) * | 2005-07-22 | 2007-01-24 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method of production of same |
| US7510614B2 (en) | 2005-07-22 | 2009-03-31 | Nippon Steel Corporation | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method of production of same |
| WO2011111873A1 (ja) | 2010-03-11 | 2011-09-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 |
| EP2546379A4 (en) * | 2010-03-11 | 2013-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL AND HIGH-RESISTANCE BOLT WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US8951365B2 (en) | 2010-03-11 | 2015-02-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel and high strength bolt excellent in delayed fracture resistance and methods of production of same |
| CN103089781A (zh) * | 2012-12-04 | 2013-05-08 | 安徽六方重联机械股份有限公司 | 高强度双头螺栓加工方法 |
| KR20180090884A (ko) | 2016-01-15 | 2018-08-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| KR20180082553A (ko) | 2016-01-20 | 2018-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| CN116159974A (zh) * | 2023-02-23 | 2023-05-26 | 武汉钢铁有限公司 | 一种含钛高强钢铸坯裂纹控制方法及含钛高强钢产品 |
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