JP3314830B2 - 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法Info
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- JP3314830B2 JP3314830B2 JP22256393A JP22256393A JP3314830B2 JP 3314830 B2 JP3314830 B2 JP 3314830B2 JP 22256393 A JP22256393 A JP 22256393A JP 22256393 A JP22256393 A JP 22256393A JP 3314830 B2 JP3314830 B2 JP 3314830B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は１２５kgf/mm2 以上の引
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの
製造方法に関するものである。
張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高強度ボルトは機械、自動車、橋、建物
に数多く使用されている他、ＰＣ鋼棒、自動車部品等数
多く使用されている。しかし、どの品種についても引張
強度が１２５kgf/mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高
まることがよく知られており、実際に使用されているボ
ルトの強度は１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが
現状である。しかしながら近年構造物の大型化に伴い、
継ぎ手効率の向上、軽量化の目的からボルトの高強度化
に対する要求は高く、また燃費向上を要望されている自
動車においても軽量化を達成するためにボルトの高強度
化が強く要望されている。
に数多く使用されている他、ＰＣ鋼棒、自動車部品等数
多く使用されている。しかし、どの品種についても引張
強度が１２５kgf/mm2 を超えると遅れ破壊の危険性が高
まることがよく知られており、実際に使用されているボ
ルトの強度は１１０kgf/mm2 級が上限となっているのが
現状である。しかしながら近年構造物の大型化に伴い、
継ぎ手効率の向上、軽量化の目的からボルトの高強度化
に対する要求は高く、また燃費向上を要望されている自
動車においても軽量化を達成するためにボルトの高強度
化が強く要望されている。
【０００３】高強度部材の遅れ破壊においては鋼中の水
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動し得
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
素が原因とされている。特に常温近傍で容易に移動し得
る拡散性水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒
界割れを助長するために遅れ破壊が起こると考えられて
いる。従って高強度機械構造用鋼を使用する場合、水素
特に拡散性水素に対する抵抗力のある鋼でなければなら
ない。
【０００４】そこで本発明者らは、耐遅れ破壊特性に及
ぼす合金元素および焼戻し温度の影響を調べたところ、
機械構造用鋼に比べて、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの
増加および４００℃以上での焼戻しが有効であることを
見いだした。また、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの添加により一層の
耐遅れ破壊特性向上が可能なことを見いだし、特願平３
−３２３１４６号において、鋼の化学成分の調整、焼戻
し温度の調整により１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有
しかつ遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素量（以下、
限界拡散性水素と呼ぶ）が増加できる機械構造用鋼と機
械部品への成形方法を特願平３−３２３１４６号にて提
案した。
ぼす合金元素および焼戻し温度の影響を調べたところ、
機械構造用鋼に比べて、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏの
増加および４００℃以上での焼戻しが有効であることを
見いだした。また、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの添加により一層の
耐遅れ破壊特性向上が可能なことを見いだし、特願平３
−３２３１４６号において、鋼の化学成分の調整、焼戻
し温度の調整により１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有
しかつ遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素量（以下、
限界拡散性水素と呼ぶ）が増加できる機械構造用鋼と機
械部品への成形方法を特願平３−３２３１４６号にて提
案した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】特願平３−３２３１４
６号記載のボルト製造法は、球状化焼鈍後の冷間鍛造に
よるボルト成形とその後の焼入れ・焼戻しを行ってお
り、２度にわたる熱処理を行っている。特に球状化焼鈍
は７００〜８００℃において１０時間以上の加熱および
保持を必要とするため、エネルギーコストは膨大であ
る。また昨今、加工コスト低減に対する要望は高く、熱
処理省略が強く求められている。本発明は以上の知見お
よび課題に鑑みなされたものであり、圧延まま材の温間
鍛造によって特願平３−３２３１４６号で記載による方
法と同等もしくはそれ以上の鍛造時の金型寿命をもっ
て、１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルトの製造を可能にする方法であ
る。
６号記載のボルト製造法は、球状化焼鈍後の冷間鍛造に
よるボルト成形とその後の焼入れ・焼戻しを行ってお
り、２度にわたる熱処理を行っている。特に球状化焼鈍
は７００〜８００℃において１０時間以上の加熱および
保持を必要とするため、エネルギーコストは膨大であ
る。また昨今、加工コスト低減に対する要望は高く、熱
処理省略が強く求められている。本発明は以上の知見お
よび課題に鑑みなされたものであり、圧延まま材の温間
鍛造によって特願平３−３２３１４６号で記載による方
法と同等もしくはそれ以上の鍛造時の金型寿命をもっ
て、１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルトの製造を可能にする方法であ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１
〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００
５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼または線材
を、鍛造直前温度が４００℃以上になるように均一加熱
した直後、平均２００mm／秒以上の加工速度で鍛造直前
の表面温度が１００℃以下のパンチを用いて所定のボル
ト形状に鍛造成形し、その後焼入れ・焼戻しを行うに際
して焼戻し温度を４００℃以上とすることを特徴とする
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルトの製造方法。
ろは、次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．１
〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００
５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼または線材
を、鍛造直前温度が４００℃以上になるように均一加熱
した直後、平均２００mm／秒以上の加工速度で鍛造直前
の表面温度が１００℃以下のパンチを用いて所定のボル
ト形状に鍛造成形し、その後焼入れ・焼戻しを行うに際
して焼戻し温度を４００℃以上とすることを特徴とする
１２５kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルトの製造方法。
【０００７】（２）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含
有し、さらに鋼成分としてＶ：０．００１〜０．２０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００
１〜０．０５０％の一種または二種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼または線
材を用い、（１）記載のボルト成形法および焼入れ・焼
戻しを行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製
造方法。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜０．６
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃ
ｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含
有し、さらに鋼成分としてＶ：０．００１〜０．２０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００
１〜０．０５０％の一種または二種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼または線
材を用い、（１）記載のボルト成形法および焼入れ・焼
戻しを行うことを特徴とする１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製
造方法。
【０００８】（３）（１）または（２）記載の組成から
なる圧延棒鋼または線材を用い、鍛造直前温度が４００
℃以上になるように均一加熱した後、鍛造直前の鋼材表
面が１００℃以下で、表層から素材径の１／１０での温
度が２５０℃以上になるよう潤滑液等を吹き付け抜熱
し、平均２００mm／秒以上の加工速度で所定のボルト形
状に鍛造成形した後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼
戻し温度を４００℃以上とすることを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れ
た高強度ボルトの製造方法にある。
なる圧延棒鋼または線材を用い、鍛造直前温度が４００
℃以上になるように均一加熱した後、鍛造直前の鋼材表
面が１００℃以下で、表層から素材径の１／１０での温
度が２５０℃以上になるよう潤滑液等を吹き付け抜熱
し、平均２００mm／秒以上の加工速度で所定のボルト形
状に鍛造成形した後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼
戻し温度を４００℃以上とすることを特徴とする１２５
kgf/mm2 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れ
た高強度ボルトの製造方法にある。
【０００９】本発明で用いられる鋼の合金成分は次の理
由で決定した。Ｃは、焼入れ・焼戻しにより高強度を得
るためには０．１５％以上必要であるが、多すぎると靭
性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元
素であるために０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸
および強度を高めるのに０．０５％以上必要であるが、
素材強度が増加して鍛造性を損なう元素であるために、
０．５％以下とした。
由で決定した。Ｃは、焼入れ・焼戻しにより高強度を得
るためには０．１５％以上必要であるが、多すぎると靭
性を劣化させるとともに耐遅れ破壊特性も劣化させる元
素であるために０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸
および強度を高めるのに０．０５％以上必要であるが、
素材強度が増加して鍛造性を損なう元素であるために、
０．５％以下とした。
【００１０】Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性の確保に
０．１％以上必要であるが、オーステナイト域加熱時に
粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性
を劣化させる元素であるために０．６％以下とした。Ｐ
は焼入れ性元素としては有効であるが、凝固時にミクロ
偏析し、さらにオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し
粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる
元素であるために０．０１５％以下とした。Ｓは不可避
的不純物であるが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏
析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化さ
せる元素であるために０．０２％以下とした。
０．１％以上必要であるが、オーステナイト域加熱時に
粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性
を劣化させる元素であるために０．６％以下とした。Ｐ
は焼入れ性元素としては有効であるが、凝固時にミクロ
偏析し、さらにオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し
粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる
元素であるために０．０１５％以下とした。Ｓは不可避
的不純物であるが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏
析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化さ
せる元素であるために０．０２％以下とした。
【００１１】Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには０．１
％以上必要であるが、多すぎると靭性を劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために２．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために必要であるとともに焼
戻し軟化抵抗を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定し
て１２５kgf/mm2 以上の引張荷重を得るのに有効な元素
であり０．２％以上必要であるが、多すぎるとその効果
は飽和しコストの上昇を招くために２．０％以下とし
た。
％以上必要であるが、多すぎると靭性を劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために２．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために必要であるとともに焼
戻し軟化抵抗を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定し
て１２５kgf/mm2 以上の引張荷重を得るのに有効な元素
であり０．２％以上必要であるが、多すぎるとその効果
は飽和しコストの上昇を招くために２．０％以下とし
た。
【００１２】Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために
０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化
を招くために０．０５％以下とした。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅
れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０１％以下
とした。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは、結晶粒の微細化に寄与し、
かつ水素との親和性に富み鋼中での水素の拡散、集積を
抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な元素で
あるため、それぞれ０．００１％以上必要である。ただ
し多すぎるとその効果は飽和しむしろ靭性を劣化させる
元素であるため、それぞれＶ：０．２％以下、Ｔｉ：
０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下とした。
０．００５％以上必要であるが、多すぎると靭性の劣化
を招くために０．０５％以下とした。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅
れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０１％以下
とした。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは、結晶粒の微細化に寄与し、
かつ水素との親和性に富み鋼中での水素の拡散、集積を
抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な元素で
あるため、それぞれ０．００１％以上必要である。ただ
し多すぎるとその効果は飽和しむしろ靭性を劣化させる
元素であるため、それぞれＶ：０．２％以下、Ｔｉ：
０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下とした。
【００１３】一方、本成分を有する圧延材を鍛造直前温
度が４００℃以上になるように加熱することにより鋼材
強度を低減できるが、これより低い加熱温度では球状化
焼鈍後冷間鍛造成形した場合より金型寿命が低くなる。
また加工速度を平均２００mm／秒以上とするのは、これ
より加工速度が遅くなると鍛造中に鋼材温度が低下し、
金型寿命が低下するからである。
度が４００℃以上になるように加熱することにより鋼材
強度を低減できるが、これより低い加熱温度では球状化
焼鈍後冷間鍛造成形した場合より金型寿命が低くなる。
また加工速度を平均２００mm／秒以上とするのは、これ
より加工速度が遅くなると鍛造中に鋼材温度が低下し、
金型寿命が低下するからである。
【００１４】パンチ温度を制御するのは、パンチ下部に
おいて鋼材の加工発熱による軟化が激しく成形後形状不
良を招くためであり、鍛造直前のパンチ温度を１００℃
以下として鋼材からパンチへの熱移動を制御する必要が
ある。なお素材加熱に際しては、金型寿命を決定するボ
ルト頭部成形部分にあたる素材領域のみを加熱する部分
加熱とすることも可能である。
おいて鋼材の加工発熱による軟化が激しく成形後形状不
良を招くためであり、鍛造直前のパンチ温度を１００℃
以下として鋼材からパンチへの熱移動を制御する必要が
ある。なお素材加熱に際しては、金型寿命を決定するボ
ルト頭部成形部分にあたる素材領域のみを加熱する部分
加熱とすることも可能である。
【００１５】さらに加熱した素材を金型内に挿入した
後、素材の表層部を冷却することによってパンチ温度を
制御するのと同様の効果を得ることができる。この場
合、鍛造直前の鋼材表面が１００℃以下で、表層から素
材径の１／１０での温度が２５０℃以上になるよう潤滑
液等を吹き付け抜熱するが、鋼材表層の温度を１００℃
以下とするのは、これより高い温度ではパンチ下部の鋼
材が加工発熱による軟化が生じるために、成形後形状不
良を招くことによる。また表層から素材径の１／１０で
の温度が２５０℃以上とするのは、これより温度が低い
と成形加重が大きくなり金型寿命が低下するからであ
る。なお抜熱には液体の他、実質的に非酸化性のガスを
用いることも可能である。
後、素材の表層部を冷却することによってパンチ温度を
制御するのと同様の効果を得ることができる。この場
合、鍛造直前の鋼材表面が１００℃以下で、表層から素
材径の１／１０での温度が２５０℃以上になるよう潤滑
液等を吹き付け抜熱するが、鋼材表層の温度を１００℃
以下とするのは、これより高い温度ではパンチ下部の鋼
材が加工発熱による軟化が生じるために、成形後形状不
良を招くことによる。また表層から素材径の１／１０で
の温度が２５０℃以上とするのは、これより温度が低い
と成形加重が大きくなり金型寿命が低下するからであ
る。なお抜熱には液体の他、実質的に非酸化性のガスを
用いることも可能である。
【００１６】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に示す。Ａ〜Ｈは本
発明のボルト用鋼に従ったものであり、Ｉ〜Ｍは比較鋼
である。これらのφ２２mm圧延棒鋼を用いて、Ｍ２２ト
リミングボルト相当の頭部成形を行った。
発明のボルト用鋼に従ったものであり、Ｉ〜Ｍは比較鋼
である。これらのφ２２mm圧延棒鋼を用いて、Ｍ２２ト
リミングボルト相当の頭部成形を行った。
【００１７】
【表１】
【００１８】鍛造時の荷重測定を行う供試材は、長さ１
００mmに切断した後、高周波により１０〜２０℃／秒の
速度で均一加熱し、サーボタイプの油圧圧縮試験機で所
定の加工速度で成形した。また金型寿命評価を行う場合
には、コイルを用いボルト成形用パーツフォーマーとコ
イルとの間で鋼材を高周波により均一加熱し、切断後ボ
ルト頭部成形を行った。なお、素材温度はどちらの場合
も、放射温度計により測温した。
００mmに切断した後、高周波により１０〜２０℃／秒の
速度で均一加熱し、サーボタイプの油圧圧縮試験機で所
定の加工速度で成形した。また金型寿命評価を行う場合
には、コイルを用いボルト成形用パーツフォーマーとコ
イルとの間で鋼材を高周波により均一加熱し、切断後ボ
ルト頭部成形を行った。なお、素材温度はどちらの場合
も、放射温度計により測温した。
【００１９】パンチには図１に示すようにヒーターを埋
め込むとともに、水冷パイプを通じて温度制御を行っ
た。また黒鉛系潤滑材をパンチ表面に吹き付け、焼付き
防止とともにパンチ表面の温度制御を行った。パンチ温
度の測定は、図１に示すようにパンチ表面から２mmの位
置に埋め込んだ熱伝対によって行い、鍛造直前温度をも
ってパンチ温度とした。なお金型形状は図１に示す通り
である。
め込むとともに、水冷パイプを通じて温度制御を行っ
た。また黒鉛系潤滑材をパンチ表面に吹き付け、焼付き
防止とともにパンチ表面の温度制御を行った。パンチ温
度の測定は、図１に示すようにパンチ表面から２mmの位
置に埋め込んだ熱伝対によって行い、鍛造直前温度をも
ってパンチ温度とした。なお金型形状は図１に示す通り
である。
【００２０】
【表２】
【００２１】表２には成形実験の結果を示す。記号Ｘ１
〜Ｘ１０が本発明法による場合であり、記号Ｙ１〜Ｙ８
が比較法の場合である。また記号Ｙ９，Ｙ１０は、特願
平３−３２３１４６号記載による球状化焼鈍後に冷間鍛
造により成形した結果である。比較法Ｙ３，Ｙ４，Ｙ７
では成形後図２に示すように、頭部側面が段状となる形
状不良に至った。そこで、金型寿命の評価は行わなかっ
た。また比較法Ｙ１，Ｙ２，Ｙ５，Ｙ６では金型寿命が
５万個であり、従来法のＹ９，ｙ１０の半分程度の金型
寿命であった。これに対し本発明法ではいずれの場合も
９万個以上であり、従来法のＹ９，Ｙ１０と同等ないし
それ以上の金型寿命で成形できた。
〜Ｘ１０が本発明法による場合であり、記号Ｙ１〜Ｙ８
が比較法の場合である。また記号Ｙ９，Ｙ１０は、特願
平３−３２３１４６号記載による球状化焼鈍後に冷間鍛
造により成形した結果である。比較法Ｙ３，Ｙ４，Ｙ７
では成形後図２に示すように、頭部側面が段状となる形
状不良に至った。そこで、金型寿命の評価は行わなかっ
た。また比較法Ｙ１，Ｙ２，Ｙ５，Ｙ６では金型寿命が
５万個であり、従来法のＹ９，ｙ１０の半分程度の金型
寿命であった。これに対し本発明法ではいずれの場合も
９万個以上であり、従来法のＹ９，Ｙ１０と同等ないし
それ以上の金型寿命で成形できた。
【００２２】次に遅れ破壊特性を評価するために、本発
明法で成形されたボルト形状素材を表２に示す温度にて
焼入れ・焼戻しを行い、図３に示すＭ１０ボルトで軸部
に２mmＶの円周ノッチを設けた試験片を製作した。また
比較鋼Ｉ〜Ｍについても本発明法による成形を行い、焼
入れ・焼戻しを行った後に図３の試験片を製作した。な
おいずれの場合も焼入れ温度は９００℃とし、焼戻し後
の引張強度が１５０〜１６０kgf/mm2 となるように焼戻
し温度を設定した。
明法で成形されたボルト形状素材を表２に示す温度にて
焼入れ・焼戻しを行い、図３に示すＭ１０ボルトで軸部
に２mmＶの円周ノッチを設けた試験片を製作した。また
比較鋼Ｉ〜Ｍについても本発明法による成形を行い、焼
入れ・焼戻しを行った後に図３の試験片を製作した。な
おいずれの場合も焼入れ温度は９００℃とし、焼戻し後
の引張強度が１５０〜１６０kgf/mm2 となるように焼戻
し温度を設定した。
【００２３】以下に限界水素量を求める方法について述
べる。図３に示す試験片を２本組にして水素を富化する
ために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分間浸漬し
て試験片中の水素量を変化させる。このうち１本はＨＣ
ｌに浸漬し大気中に３０分放置した後、熱的分析法によ
り水素量を測定し、他の１本は浸漬後３０分間大気中に
放置した後、図４に示した試験機で遅れ破壊試験を行
う。図４において１は試験片、２はバランスウェイト、
３は支点を示す。また遅れ破壊試験における試験荷重は
ＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験片の破断荷重の７０％
と一定にした。
べる。図３に示す試験片を２本組にして水素を富化する
ために、２０〜３６％ＨＣｌに２０〜１２０分間浸漬し
て試験片中の水素量を変化させる。このうち１本はＨＣ
ｌに浸漬し大気中に３０分放置した後、熱的分析法によ
り水素量を測定し、他の１本は浸漬後３０分間大気中に
放置した後、図４に示した試験機で遅れ破壊試験を行
う。図４において１は試験片、２はバランスウェイト、
３は支点を示す。また遅れ破壊試験における試験荷重は
ＨＣｌ溶液に浸漬する前の各試験片の破断荷重の７０％
と一定にした。
【００２４】以上の手順に従い、ＨＣｌの濃度および浸
漬時間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅
れ破壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同
表から、４０００分を経って遅れ破壊を起こさない上限
の拡散性水素量を限界拡散性水素量として各鋼種につい
て推定すると表４のようになる。この表より、開発鋼Ａ
〜Ｅを用い本発明法により成形されたＸ１〜Ｘ１０の試
験片は、比較鋼Ｉ〜Ｍを用いたＺ１〜Ｚ５に比べて限界
水素量が高く、遅れ破壊しにくいことがわかる。
漬時間を種々変えた場合に、得られた拡散性水素量と遅
れ破壊試験における破断時間との関係を表３に示す。同
表から、４０００分を経って遅れ破壊を起こさない上限
の拡散性水素量を限界拡散性水素量として各鋼種につい
て推定すると表４のようになる。この表より、開発鋼Ａ
〜Ｅを用い本発明法により成形されたＸ１〜Ｘ１０の試
験片は、比較鋼Ｉ〜Ｍを用いたＺ１〜Ｚ５に比べて限界
水素量が高く、遅れ破壊しにくいことがわかる。
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】表５には、鍛造前温度が４００℃以上にな
るように高周波により均一加熱し、素材を金型に挿入し
た後にミスト状の黒鉛系潤滑液を試験片に噴射して抜熱
を行った場合の成形を示す。高周波加熱時の素材温度
は、放射温度計により測温した。また加熱した素材の抜
熱時温度は、荷重測定の際に用いるφ２２＊１００mmの
試験片に表層から２．２mmの位置に埋め込んだ熱伝対と
表層に付けた熱伝対により、潤滑液噴射時の素材温度を
測温した。
るように高周波により均一加熱し、素材を金型に挿入し
た後にミスト状の黒鉛系潤滑液を試験片に噴射して抜熱
を行った場合の成形を示す。高周波加熱時の素材温度
は、放射温度計により測温した。また加熱した素材の抜
熱時温度は、荷重測定の際に用いるφ２２＊１００mmの
試験片に表層から２．２mmの位置に埋め込んだ熱伝対と
表層に付けた熱伝対により、潤滑液噴射時の素材温度を
測温した。
【００２８】そして表５に示す所定の温度条件になるよ
う噴出潤滑液の流量および液圧を設定した。荷重測定は
熱伝対を付けた試験片を用い、所定の温度条件にあるこ
とを確認した後に、そのまま鍛造成形した。金型寿命評
価では、設定した潤滑液の流量および液圧を用い、放射
温度計により表層温度を確認した後に鍛造成形した。
う噴出潤滑液の流量および液圧を設定した。荷重測定は
熱伝対を付けた試験片を用い、所定の温度条件にあるこ
とを確認した後に、そのまま鍛造成形した。金型寿命評
価では、設定した潤滑液の流量および液圧を用い、放射
温度計により表層温度を確認した後に鍛造成形した。
【表５】
【００２９】表５より、本発明法では形状不良を生じる
こともなく、比較法Ｙ１２，Ｙ１３に比べ３倍以上の金
型寿命で成形でき、また従来法であるＹ９，Ｙ１０と同
等の金型寿命で球状化焼鈍を行うことなく成形できるこ
とがわかる。なお本発明法Ｘ１１，Ｘ１２について焼入
れ温度９００℃、焼戻し温度４５０℃の焼入れ・焼戻し
を行い限界拡散性水素を測定した。その結果、限界拡散
性水素推定量はＸ１１では０．６４ppm 、Ｘ１２では
０．６７ppm と表４の本発明法と同様のレベルであり、
比較法に比べ高い耐遅れ破壊特性であった。
こともなく、比較法Ｙ１２，Ｙ１３に比べ３倍以上の金
型寿命で成形でき、また従来法であるＹ９，Ｙ１０と同
等の金型寿命で球状化焼鈍を行うことなく成形できるこ
とがわかる。なお本発明法Ｘ１１，Ｘ１２について焼入
れ温度９００℃、焼戻し温度４５０℃の焼入れ・焼戻し
を行い限界拡散性水素を測定した。その結果、限界拡散
性水素推定量はＸ１１では０．６４ppm 、Ｘ１２では
０．６７ppm と表４の本発明法と同様のレベルであり、
比較法に比べ高い耐遅れ破壊特性であった。
【００３０】
【発明の効果】本発明により１２５kgf/mm2 以上の引張
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトが球
状化焼鈍を行うことなくできる。これによってボルトの
継ぎ手効率の向上が図られ、かつ自動車等の軽量化に寄
与できることになり工業的効果は大きい。
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトが球
状化焼鈍を行うことなくできる。これによってボルトの
継ぎ手効率の向上が図られ、かつ自動車等の軽量化に寄
与できることになり工業的効果は大きい。
【図１】鍛造時の金型形状とパンチ温度制御および温度
測定の説明図。
測定の説明図。
【図２】鍛造時の形状不良状況を示す試験片断面図。
【図３】試験片形状の説明図。
【図４】遅れ破壊試験装置の説明図。
１ 試験片 ２ パンチ ３ ダイス ４ 水冷パイプ ５ ヒーター ６ 熱伝対取り付け用のドリル穴
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ // Ｂ２１Ｋ 1/46 Ｂ２１Ｋ 1/46 Ｚ (56)参考文献 特開 平５−148580（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148576（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−263047（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−173745（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−6352（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−47835（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−6358（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−86149（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−117248（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−114551（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−162252（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−61219（ＪＰ，Ａ) 特公 昭55−31170（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B21J 1/00 - 13/14 B21J 17/00 - 19/04 B21K 1/00 - 31/00 C21D 1/25 C21D 1/26 C22C 38/00 301 C22C 38/28
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．１〜０．６％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｃｒ：０．１〜２．０％、 Ｍｏ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎ ：０．０１％以下 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる圧延棒鋼また
は線材を、鍛造直前温度が４００℃以上になるように均
一加熱した直後、平均２００mm／秒以上の加工速度で鍛
造直前の表面温度が１００℃以下のパンチを用いて所定
のボルト形状に鍛造成形し、その後焼入れ・焼戻しを行
うに際して焼戻し温度を４００℃以上とすることを特徴
とする耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方
法。 - 【請求項２】 重量％で、さらに鋼成分として Ｖ ：０．００１〜０．２０％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％ の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造
方法。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の組成からなる圧
延棒鋼または線材を用い、鍛造直前温度が４００℃以上
になるように均一加熱した後、鍛造直前の鋼材表面が１
００℃以下で、表層から素材径の１／１０での温度が２
５０℃以上になるよう潤滑液等を吹き付け抜熱し、平均
２００mm／秒以上の加工速度で所定のボルト形状に鍛造
成形した後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻し温度
を４００℃以上とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22256393A JP3314830B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22256393A JP3314830B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0775847A JPH0775847A (ja) | 1995-03-20 |
| JP3314830B2 true JP3314830B2 (ja) | 2002-08-19 |
Family
ID=16784425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22256393A Expired - Fee Related JP3314830B2 (ja) | 1993-09-07 | 1993-09-07 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3314830B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6687047B2 (ja) * | 2017-03-28 | 2020-04-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間圧延鋼材 |
-
1993
- 1993-09-07 JP JP22256393A patent/JP3314830B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0775847A (ja) | 1995-03-20 |
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