JP2000337334A - 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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- JP2000337334A JP2000337334A JP2000107025A JP2000107025A JP2000337334A JP 2000337334 A JP2000337334 A JP 2000337334A JP 2000107025 A JP2000107025 A JP 2000107025A JP 2000107025 A JP2000107025 A JP 2000107025A JP 2000337334 A JP2000337334 A JP 2000337334A
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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種以上の組織の生成
を抑制し、パーライトラメラー間隔が２００ｎｍ以下で
ある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って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種以上の組織の生成
を抑制し、パーライトラメラー間隔が２００ｎｍ以下で
ある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って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高強度ボルト
等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高強度ボルト
等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本
発明の高強度ボルトとは、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、パーラ
イトラメラー間隔が２００ｎｍ以下であるパーライト組
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
削によってねじ加工したものである点に要旨を有するも
のである。
発明の高強度ボルトとは、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、パーラ
イトラメラー間隔が２００ｎｍ以下であるパーライト組
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
削によって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、パーライトラメラー間隔が
２００ｎｍ以下である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１２０
０Ｎ／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、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
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、パーライトラメラー間隔が
２００ｎｍ以下である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１２０
０Ｎ／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、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
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には、必要に応
じて（１）Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）およ
び／またはＣｏ：０．５％以下（０％を含まない）、
（２）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有さ
せることも有効である。
じて（１）Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）およ
び／またはＣｏ：０．５％以下（０％を含まない）、
（２）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有さ
せ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鋼の耐
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鋼の耐
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使
用してボルトに加工すれば、優れた耐遅れ破壊性が発揮
され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使
用してボルトに加工すれば、優れた耐遅れ破壊性が発揮
され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、パーライトラメラー間隔が２００ｎｍ
以下である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１２００Ｎ
／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、パーライトラメラー間隔が２００ｎｍ
以下である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１２００Ｎ
／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％以上にする必要がある。尚パーライト
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％以上にする必要がある。尚パーライト
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】またパーライト組織はパーライトラメラー
間隔が２００ｎｍ以下であることが必要である。パーラ
イトラメラー間隔の微細化は鋼材の高強度化に有効であ
り、また前述の通り、セメンタイトとフェライトの界面
を増加させ、水素トラップ効果を促進させる。こうした
効果を十分に発揮させる為に、パーライトラメラー間隔
が２００ｎｍ以下であることが必要である。尚好ましい
パーライトラメラー間隔は、１５０ｎｍ以下であり、よ
り好ましくは１００ｎｍ以下であり、更に好ましくは７
５ｎｍ以下である。
間隔が２００ｎｍ以下であることが必要である。パーラ
イトラメラー間隔の微細化は鋼材の高強度化に有効であ
り、また前述の通り、セメンタイトとフェライトの界面
を増加させ、水素トラップ効果を促進させる。こうした
効果を十分に発揮させる為に、パーライトラメラー間隔
が２００ｎｍ以下であることが必要である。尚好ましい
パーライトラメラー間隔は、１５０ｎｍ以下であり、よ
り好ましくは１００ｎｍ以下であり、更に好ましくは７
５ｎｍ以下である。
【００１４】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）。
【００１５】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。
【００１６】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、０．９５
％であり、より好ましくは０．９％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、０．９５
％であり、より好ましくは０．９％とするのが良い。
【００１７】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やＣｏ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
有効であり、またＣｒはパーライトのラメラー間隔を微
細化して線材の強度や伸線加工性を高めるのに有効であ
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やＣｏ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
有効であり、またＣｒはパーライトのラメラー間隔を微
細化して線材の強度や伸線加工性を高めるのに有効であ
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。
【００１８】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。
【００１９】Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない） Ｃｏ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。
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】Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない） Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して線材の強
度や伸線加工性を高める作用がある。しかしながら、Ｃ
ｒ含有量が過剰になると、同様に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Ｃｒ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Ｃｒ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。
度や伸線加工性を高める作用がある。しかしながら、Ｃ
ｒ含有量が過剰になると、同様に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Ｃｒ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Ｃｒ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。
【００２１】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。
【００２２】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。
【００２３】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、Ｃｒと同様に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、Ｃｒと同様に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。
【００２４】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。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】本発明の高強度線材においては、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、本発明の高強度線材には、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。
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、本発明の高強度線材には、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。
【００２９】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。
【００３０】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。
【００３１】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。
【００３２】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を有する鋼材を用
い、鋼材の圧延または鍛造終了温度が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）を下記（１）式を満足する様にして４
００℃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を有する鋼材を用
い、鋼材の圧延または鍛造終了温度が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）を下記（１）式を満足する様にして４
００℃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）
【００３３】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。
【００３４】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。
【００３５】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℃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℃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。
【００３６】この方法において、鋼材加熱温度の規定範
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。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。
囲については、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。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。
【００３７】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。
【００３８】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℃
以上と定めた。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℃／秒以上と規
定した。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℃
以上と定めた。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℃／秒以上と規
定した。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。
【００３９】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。
【００４０】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。
【００４１】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。
【００４２】
【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：１１ｍｍφ，１４ｍｍφまで圧延終了温度が約９３
０℃になる様に熱間圧延した後、平均冷却速度を４．２
〜１２．１℃／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：５９％，７５％）。
径：１１ｍｍφ，１４ｍｍφまで圧延終了温度が約９３
０℃になる様に熱間圧延した後、平均冷却速度を４．２
〜１２．１℃／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：５９％，７５％）。
【００４３】
【表１】
【００４４】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。更に、パーライトのラメラー間隔を、下
記の方法で測定した。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。更に、パーライトのラメラー間隔を、下
記の方法で測定した。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）。
【００４５】（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。
【００４６】（パーライトラメラー間隔の測定方法）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。Ｄ／４部付近のパーライト組織中で
ラメラー間隔の最も狭いと思われる部分を５０００〜１
０００００倍で１０視野撮影し、夫々のラメラーを垂直
に横切る線の長さを求めてラメラー間隔を測定した。そ
して１０視野の平均値をパーライト平均ラメラー間隔と
規定した。
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。Ｄ／４部付近のパーライト組織中で
ラメラー間隔の最も狭いと思われる部分を５０００〜１
０００００倍で１０視野撮影し、夫々のラメラーを垂直
に横切る線の長さを求めてラメラー間隔を測定した。そ
して１０視野の平均値をパーライト平均ラメラー間隔と
規定した。
【００４７】各線材の組織を平均冷却速度Ｖ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）であり、線
径が１１ｍｍのときに５．７８≦Ｖ≦１０．０３（℃／
秒）である。
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）であり、線
径が１１ｍｍのときに５．７８≦Ｖ≦１０．０３（℃／
秒）である。
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】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
７０℃×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
７０℃×４分）した。その後、線径：７．０６ｍｍまで
伸線した（伸線率：５９％）。
【００５１】
【表４】
【００５２】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。
【００５３】
【表５】
【００５４】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％）。
【００５５】
【表６】
【００５６】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。
【００５７】
【表７】
【００５８】
【表８】
【００５９】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。
【００６０】
【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 (6)
- 【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、パーライトラメラ
ー間隔が２００ｎｍ以下である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って
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）
および／またはＣｏ：０．５％以下（０％を含まない）
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】 Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
を含有する高強度線材を使用したものである請求項１ま
たは２に記載の高強度ボルト。 - 【請求項４】 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、パーライトラメラー間隔が２００ｎｍ以下で
ある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、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ねじ加工したもの
である耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。 - 【請求項５】 Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）
および／またはＣｏ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有する高強度線材を使用したものである請求項４に
記載の高強度ボルト。 - 【請求項６】 Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
を含有する高強度線材を使用したものである請求項４ま
たは５に記載の高強度ボルト。
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