JPH11270531A - 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 - Google Patents
遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法Info
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- JPH11270531A JPH11270531A JP7104198A JP7104198A JPH11270531A JP H11270531 A JPH11270531 A JP H11270531A JP 7104198 A JP7104198 A JP 7104198A JP 7104198 A JP7104198 A JP 7104198A JP H11270531 A JPH11270531 A JP H11270531A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、焼入れあるいはねじ転造の際、金
属組織、保持温度、冷却時間を調節することにより、遅
れ破壊特性の優れた高強度ボルト並びにその製造方法を
提供する。 【解決手段】 C,Si,Mn,Al,Ti,B,Cr,Mo,Ni,Cu,V,Nb,Ta,W
を特定した鋼において、マルテンサイトまたは焼き戻し
マルテンサイトあるいはベイナイトもしくはパーライト
を主体とした組織を有する鋼をAc3 〜Ac1 の温度範囲に
加熱し、ねじ転造した後、10℃／秒以上の冷却速度で冷
却し、次いで 200〜600 ℃の温度範囲に焼き戻すことに
より、表層から少なくとも深さ50μｍの深さまでの領域
が、マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、
さらに引張強さが1300MPa 以上であることを特徴とする
遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
である。
属組織、保持温度、冷却時間を調節することにより、遅
れ破壊特性の優れた高強度ボルト並びにその製造方法を
提供する。 【解決手段】 C,Si,Mn,Al,Ti,B,Cr,Mo,Ni,Cu,V,Nb,Ta,W
を特定した鋼において、マルテンサイトまたは焼き戻し
マルテンサイトあるいはベイナイトもしくはパーライト
を主体とした組織を有する鋼をAc3 〜Ac1 の温度範囲に
加熱し、ねじ転造した後、10℃／秒以上の冷却速度で冷
却し、次いで 200〜600 ℃の温度範囲に焼き戻すことに
より、表層から少なくとも深さ50μｍの深さまでの領域
が、マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、
さらに引張強さが1300MPa 以上であることを特徴とする
遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は１３００MPa 以上の
引張強度を有する耐遅れ破壊性（以下、遅れ破壊特性と
いう）の優れた高強度ボルトおよびその製造方法に関す
るものである。
引張強度を有する耐遅れ破壊性（以下、遅れ破壊特性と
いう）の優れた高強度ボルトおよびその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】機械、自動車、橋、建物に数多く使用さ
れている高強度ボルトは、例えばＪＩＳ Ｇ ４１０
４，ＪＩＳ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，Ｓ
ＣＭ等の、Ｃ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用
いて焼き入れ・焼き戻し処理をすることによって製造さ
れている。しかし、どの品種についても引張強度が１３
００MPa 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、例えば現在使用されている建築用ボル
トの強度は１１５０MPa 級が上限となっているのが現状
である。
れている高強度ボルトは、例えばＪＩＳ Ｇ ４１０
４，ＪＩＳ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，Ｓ
ＣＭ等の、Ｃ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用
いて焼き入れ・焼き戻し処理をすることによって製造さ
れている。しかし、どの品種についても引張強度が１３
００MPa 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、例えば現在使用されている建築用ボル
トの強度は１１５０MPa 級が上限となっているのが現状
である。
【０００３】高強度ボルトの遅れ破壊特性を向上させる
従来の知見として、例えば、特公平３−２４３７４４号
公報では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組
織をベイナイト化させることが有効であると提案してい
る。確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効で
あるが、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。
従来の知見として、例えば、特公平３−２４３７４４号
公報では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組
織をベイナイト化させることが有効であると提案してい
る。確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効で
あるが、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。
【０００４】旧オーステナイト粒の微細化に関しては、
特公昭６４−４５６６号公報や特公平３−２４３７４５
号公報でも提案されている。また、特公昭６１−６４８
１５号公報は、Ｃａを添加することを提案している。し
かしながら、いずれの提案も本発明者らの試験では、大
幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
特公昭６４−４５６６号公報や特公平３−２４３７４５
号公報でも提案されている。また、特公昭６１−６４８
１５号公報は、Ｃａを添加することを提案している。し
かしながら、いずれの提案も本発明者らの試験では、大
幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００５】以上のように、従来の技術では、遅れ破壊
特性を抜本的に向上させた高強度ボルトを製造すること
には限界があった。
特性を抜本的に向上させた高強度ボルトを製造すること
には限界があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の如き
実状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性が良好
で、且つ強度が１３００MPa 以上の高強度ボルトを実現
すると共に、その製造方法を提供することを目的とする
ものである。
実状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性が良好
で、且つ強度が１３００MPa 以上の高強度ボルトを実現
すると共に、その製造方法を提供することを目的とする
ものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼き
入れ・焼き戻し処理によって製造した種々の強度レベル
のボルト用鋼を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析し
た。遅れ破壊が鋼材中の水素に起因して発生しているこ
とは既に明らかであるので、遅れ破壊特性について、遅
れ破壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めること
により評価した。この方法は、電解水素チャージにより
種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊
試験中に試料から大気中に水素が抜けることを防止する
ためにＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重
を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評
価するものである。
入れ・焼き戻し処理によって製造した種々の強度レベル
のボルト用鋼を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析し
た。遅れ破壊が鋼材中の水素に起因して発生しているこ
とは既に明らかであるので、遅れ破壊特性について、遅
れ破壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めること
により評価した。この方法は、電解水素チャージにより
種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊
試験中に試料から大気中に水素が抜けることを防止する
ためにＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重
を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評
価するものである。
【０００８】図１に拡散性水素量と遅れ破壊に至るまで
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。限界拡散性水素量が高いほど鋼
材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理
等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。な
お、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易
に測定することができる。
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。限界拡散性水素量が高いほど鋼
材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理
等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。な
お、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易
に測定することができる。
【０００９】そこで、高強度ボルトの限界拡散性水素量
を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、オ
ーステナイト結晶粒度、焼き入れ・焼き戻し条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上で
きないことが分かった。遅れ破壊が旧オーステナイト粒
界に沿った粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大
幅な向上を達成するためには、粒界割れの発生を防止す
ることが重要であるとの結論に達した。
を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、オ
ーステナイト結晶粒度、焼き入れ・焼き戻し条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上で
きないことが分かった。遅れ破壊が旧オーステナイト粒
界に沿った粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大
幅な向上を達成するためには、粒界割れの発生を防止す
ることが重要であるとの結論に達した。
【００１０】そこでさらに、オーステナイト粒界割れを
防止する手段について、種々検討を重ねた結果、マルテ
ンサイトあるいは焼き戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織、または各組織の長軸方向をボルトの軸方向
に配向させたマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテン
サイトとフェライトの層状組織を形成させれば、１３０
０MPa を超えるような高強度域でもオーステナイト粒界
割れを防止できること、即ち破壊形態が粒内割れになる
ため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特
性が格段に向上するという知見を見出したのである。
防止する手段について、種々検討を重ねた結果、マルテ
ンサイトあるいは焼き戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織、または各組織の長軸方向をボルトの軸方向
に配向させたマルテンサイトあるいは焼き戻しマルテン
サイトとフェライトの層状組織を形成させれば、１３０
０MPa を超えるような高強度域でもオーステナイト粒界
割れを防止できること、即ち破壊形態が粒内割れになる
ため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特
性が格段に向上するという知見を見出したのである。
【００１１】また、熱処理条件と熱処理前の鋼材組織を
選択することによって、マルテンサイトとフェライトの
層状組織にさせることが可能であること、および転造温
度条件と転造前の鋼材組織を選択することによって、ボ
ルトの軸方向に配向したマルテンサイトとフェライトの
層状組織にさせることが可能である技術を確立した。
選択することによって、マルテンサイトとフェライトの
層状組織にさせることが可能であること、および転造温
度条件と転造前の鋼材組織を選択することによって、ボ
ルトの軸方向に配向したマルテンサイトとフェライトの
層状組織にさせることが可能である技術を確立した。
【００１２】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱処理条件またはねじ転造条件を最適に選択すれ
ば、遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトを実現できると
いう結論に達し、本発明を成したものである。
形態、熱処理条件またはねじ転造条件を最適に選択すれ
ば、遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトを実現できると
いう結論に達し、本発明を成したものである。
【００１３】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。 （１）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、
さらに引張強さが１３００MPa 以上であることを特徴と
する遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。 （２）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、焼き戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織か
らなり、さらに引張強さが１３００MPa 以上であること
を特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。
のであって、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。 （１）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、
さらに引張強さが１３００MPa 以上であることを特徴と
する遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。 （２）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、焼き戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織か
らなり、さらに引張強さが１３００MPa 以上であること
を特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。
【００１４】（３）表層から少なくとも５０μｍの深さ
までの領域が、ボルトの軸方向に配向したマルテンサイ
トとフェライトの層状組織からなり、さらに引張強さが
１３００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルト。 （４）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、ボルトの軸方向に配向した焼き戻しマルテンサイト
とフェライトの層状組織からなり、さらに引張強さが１
３００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の
優れた高強度ボルト。
までの領域が、ボルトの軸方向に配向したマルテンサイ
トとフェライトの層状組織からなり、さらに引張強さが
１３００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルト。 （４）表層から少なくとも５０μｍの深さまでの領域
が、ボルトの軸方向に配向した焼き戻しマルテンサイト
とフェライトの層状組織からなり、さらに引張強さが１
３００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の
優れた高強度ボルト。
【００１５】（５）マルテンサイトあるいは焼き戻しマ
ルテンサイトとフェライトの層状組織において、マルテ
ンサイト間あるいは焼き戻しマルテンサイト間の距離が
１０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）ないし
（４）項のいずれか１項に記載の遅れ破壊特性の優れた
高強度ボルト。 （６）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物よりなることを特徴とする前記
（１）ないし（５）項のいずれか１項に記載の遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルト。
ルテンサイトとフェライトの層状組織において、マルテ
ンサイト間あるいは焼き戻しマルテンサイト間の距離が
１０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）ないし
（４）項のいずれか１項に記載の遅れ破壊特性の優れた
高強度ボルト。 （６）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物よりなることを特徴とする前記
（１）ないし（５）項のいずれか１項に記載の遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルト。
【００１６】（７）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０
％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜
５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．
０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５
％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前
記（１）ないし（５）項のいずれか１項に記載の遅れ破
壊特性の優れた高強度ボルト。 （８）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物よりなり、マルテンサイトまたは
焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもしくはパ
ーライトを主体とした組織を有する鋼をＡｃ3 〜Ａｃ1
の温度範囲に加熱した後、１０℃／秒以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度
ボルトの製造方法。
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ ：０．
０００３〜０．００５０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０
％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜
５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．
０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５
％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前
記（１）ないし（５）項のいずれか１項に記載の遅れ破
壊特性の優れた高強度ボルト。 （８）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物よりなり、マルテンサイトまたは
焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもしくはパ
ーライトを主体とした組織を有する鋼をＡｃ3 〜Ａｃ1
の温度範囲に加熱した後、１０℃／秒以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度
ボルトの製造方法。
【００１７】（９）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテ
ンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナ
イトもしくはパーライトを主体とした組織を有する鋼を
Ａｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱した後、１０℃／秒以
上の冷却速度で冷却し、次いで２００〜６００℃の温度
範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ破壊特性の優れた
高強度ボルトの製造方法。 （10）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテンサイトまた
は焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもしくは
パーライトを主体とした組織を有する鋼をＡｃ3 〜Ａｃ
1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した後、１０℃／秒以
上の冷却速度で冷却することを特徴とする遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルトの製造方法。
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテ
ンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナ
イトもしくはパーライトを主体とした組織を有する鋼を
Ａｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱した後、１０℃／秒以
上の冷却速度で冷却し、次いで２００〜６００℃の温度
範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ破壊特性の優れた
高強度ボルトの製造方法。 （10）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓ
ｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテンサイトまた
は焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもしくは
パーライトを主体とした組織を有する鋼をＡｃ3 〜Ａｃ
1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した後、１０℃／秒以
上の冷却速度で冷却することを特徴とする遅れ破壊特性
の優れた高強度ボルトの製造方法。
【００１８】（11）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテ
ンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナ
イトもしくはパーライトを主体とした組織を有する鋼を
Ａｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した後、
１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで２００〜６
００℃の温度範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルトの製造方法。 （12）重量％で、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５
％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃｒ：０．
０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ
ｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｖ ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０
０５〜０．２％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ
：０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする前記（８）ないし（11）項のいずれ
か１項に記載の遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製
造方法。
０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテ
ンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトあるいはベイナ
イトもしくはパーライトを主体とした組織を有する鋼を
Ａｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した後、
１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで２００〜６
００℃の温度範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ破壊
特性の優れた高強度ボルトの製造方法。 （12）重量％で、さらにＴｉ：０．００５〜０．０５
％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃｒ：０．
０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ
ｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｖ ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０
０５〜０．２％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ
：０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする前記（８）ないし（11）項のいずれ
か１項に記載の遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製
造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て説明する。 （組織形態）まず、本発明の目的である高強度ボルトの
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である組織形
態の限定理由について述べる。
て説明する。 （組織形態）まず、本発明の目的である高強度ボルトの
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である組織形
態の限定理由について述べる。
【００２０】本発明で限定しているボルトのマルテンサ
イトもしくは焼き戻しマルテンサイトとフェライトの層
状組織の走査電子顕微鏡観察結果を図２および図３に示
す。図２，３共にマルテンサイトの場合であるが、図２
ではマルテンサイトとフェライトが微細な層状組織にな
っていることが分かる。図３ではボルトの軸方向に配向
したマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織にな
っていることが分かる。このようなマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織、またはこれを焼き戻して焼
き戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織に
制御することによって、遅れ破壊特性を向上させること
が可能になる。
イトもしくは焼き戻しマルテンサイトとフェライトの層
状組織の走査電子顕微鏡観察結果を図２および図３に示
す。図２，３共にマルテンサイトの場合であるが、図２
ではマルテンサイトとフェライトが微細な層状組織にな
っていることが分かる。図３ではボルトの軸方向に配向
したマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織にな
っていることが分かる。このようなマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織、またはこれを焼き戻して焼
き戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織に
制御することによって、遅れ破壊特性を向上させること
が可能になる。
【００２１】遅れ破壊特性に及ぼす組織形態の影響を解
析した例を図４に示す。マルテンサイトもしくは焼き戻
しマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織に制御
することにより、従来の焼き入れ・焼き戻しによる焼き
戻しマルテンサイト組織と比較して限界拡散性水素量が
大幅に高くなること、ボルトの軸方向に配向した、マル
テンサイトもしくは焼き戻しマルテンサイトとフェライ
トの微細な層状組織に制御することにより、限界拡散性
水素量がさらに向上することが分かる。
析した例を図４に示す。マルテンサイトもしくは焼き戻
しマルテンサイトとフェライトの微細な層状組織に制御
することにより、従来の焼き入れ・焼き戻しによる焼き
戻しマルテンサイト組織と比較して限界拡散性水素量が
大幅に高くなること、ボルトの軸方向に配向した、マル
テンサイトもしくは焼き戻しマルテンサイトとフェライ
トの微細な層状組織に制御することにより、限界拡散性
水素量がさらに向上することが分かる。
【００２２】なお、高強度で且つ遅れ破壊特性を向上さ
せるためには、上記の層状組織において、マルテンサイ
ト間もしくは焼き戻しマルテンサイト間の距離は１０μ
ｍ以下が望ましく、より望ましい条件は５μｍ以下であ
る。
せるためには、上記の層状組織において、マルテンサイ
ト間もしくは焼き戻しマルテンサイト間の距離は１０μ
ｍ以下が望ましく、より望ましい条件は５μｍ以下であ
る。
【００２３】また、上記層状組織において、フェライト
分率の範囲は１０〜７０％が望ましい。これは、１０％
未満では限界拡散性水素量の向上の効果が期待できず、
７０％を超えると１３００MPa 以上の高強度を得ること
が困難なためである。より望ましい条件は２０〜６０％
である。
分率の範囲は１０〜７０％が望ましい。これは、１０％
未満では限界拡散性水素量の向上の効果が期待できず、
７０％を超えると１３００MPa 以上の高強度を得ること
が困難なためである。より望ましい条件は２０〜６０％
である。
【００２４】上記のフェライトとマルテンサイトもしく
は焼き戻しマルテンサイトの層状組織、およびボルトの
軸方向に配向したフェライトとマルテンサイトもしくは
焼き戻しマルテンサイトの層状組織は、ボルトの全断面
内で実現される必要はなく、表層から少なくとも５０μ
ｍ以上の深さまでの領域において上記層状組織が得られ
れば、限界拡散性水素が向上する。より望ましい条件
は、表層から３００μｍ以上の深さまでの領域で上記層
状組織が得られることである。
は焼き戻しマルテンサイトの層状組織、およびボルトの
軸方向に配向したフェライトとマルテンサイトもしくは
焼き戻しマルテンサイトの層状組織は、ボルトの全断面
内で実現される必要はなく、表層から少なくとも５０μ
ｍ以上の深さまでの領域において上記層状組織が得られ
れば、限界拡散性水素が向上する。より望ましい条件
は、表層から３００μｍ以上の深さまでの領域で上記層
状組織が得られることである。
【００２５】（鋼材成分）次に、本発明の対象とする鋼
の成分の限定理由について述べる。Ｃ：Ｃはボルトの強
度を確保する上で必須の元素であるが、０．１５％未満
では所要の強度が得られず、一方、０．５０％を超える
と靭性を劣化させると共に、耐遅れ破壊特性も劣化させ
るために、０．１５〜０．５０％の範囲に制限した。
の成分の限定理由について述べる。Ｃ：Ｃはボルトの強
度を確保する上で必須の元素であるが、０．１５％未満
では所要の強度が得られず、一方、０．５０％を超える
と靭性を劣化させると共に、耐遅れ破壊特性も劣化させ
るために、０．１５〜０．５０％の範囲に制限した。
【００２６】Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって強度
を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発
揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効
果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に
制限した。
を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発
揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効
果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に
制限した。
【００２７】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させ
ると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２
〜２．０％の範囲に制限した。
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させ
ると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２
〜２．０％の範囲に制限した。
【００２８】Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において
ＡｌＮを形成することにより、オーステナイト粒の粗大
化を防止する効果と共に、Ｎを固定する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため、０．００
５〜０．１％の範囲に限定した。
ＡｌＮを形成することにより、オーステナイト粒の粗大
化を防止する効果と共に、Ｎを固定する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため、０．００
５〜０．１％の範囲に限定した。
【００２９】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＴｉ：０．
００５〜０．０５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５
０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５
〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．０５〜０．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．
５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％の１種または２種以
上を含有せしめることができる。
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＴｉ：０．
００５〜０．０５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５
０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５
〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｖ ：０．０５〜０．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．
５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％の１種または２種以
上を含有せしめることができる。
【００３０】Ｔｉ：ＴｉはＡｌと同様に脱酸および熱処
理時においてＴｉＮを形成することにより、オーステナ
イト粒の粗大化を防止する効果と共に、Ｎを固定する効
果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果
が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するた
め、０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
理時においてＴｉＮを形成することにより、オーステナ
イト粒の粗大化を防止する効果と共に、Ｎを固定する効
果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果
が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するた
め、０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３１】Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し、遅れ破壊特性
を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト
粒界に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００
３〜０．００５０％に制限した。
を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト
粒界に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００
３〜０．００５０％に制限した。
【００３２】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼き戻し
処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方、２．０％を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣
化を招くために、０．０５〜２．０％に限定した。
処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方、２．０％を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣
化を招くために、０．０５〜２．０％に限定した。
【００３３】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼き戻し軟
化抵抗を有し、熱処理後の引張強さを高めるために有効
な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少な
く、一方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コス
トの上昇を招くために０．０５〜１．０％に制限した。
化抵抗を有し、熱処理後の引張強さを高めるために有効
な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少な
く、一方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コス
トの上昇を招くために０．０５〜１．０％に制限した。
【００３４】Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させると共に、熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても
添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜
５．０％の範囲に制限した。
性を向上させると共に、熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても
添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜
５．０％の範囲に制限した。
【００３５】Ｃｕ：Ｃｕは焼き戻し軟化抵抗を高めるた
めに有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発
揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
めに有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発
揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３６】Ｖ：Ｖは焼き入れ処理時において炭窒化物
を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させ
る効果があるが、０．０５％未満では前記作用の効果が
得られず、一方、０．５％を超えても効果が飽和するた
め、０．０５〜０．５％に限定した。
を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させ
る効果があるが、０．０５％未満では前記作用の効果が
得られず、一方、０．５％を超えても効果が飽和するた
め、０．０５〜０．５％に限定した。
【００３７】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が
不十分であり、一方、０．１％を超えるとこの効果が飽
和するため、０．００５〜０．１％に制限した。
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が
不十分であり、一方、０．１％を超えるとこの効果が飽
和するため、０．００５〜０．１％に制限した。
【００３８】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様にオーステナイト
粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では
前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても
効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定し
た。
粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では
前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても
効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定し
た。
【００３９】Ｗ：Ｗは高強度ボルトの遅れ破壊特性を向
上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満で
は前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添
加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範
囲に限定した。
上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満で
は前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添
加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範
囲に限定した。
【００４０】Ｐ，Ｓについては特に制限しないものの、
遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１
５％以下が好ましい範囲である。
遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１
５％以下が好ましい範囲である。
【００４１】また、ＮはＴｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの窒化物
を生成することにより、オーステナイト粒の細粒化効果
があるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲
である。さらにＮについては、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉの
窒化物を形成することによって、旧オーステナイト粒の
微細化、降伏強度の増加の効果があるため、０．００２
〜０．０１５％が望ましい範囲である。
を生成することにより、オーステナイト粒の細粒化効果
があるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲
である。さらにＮについては、Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉの
窒化物を形成することによって、旧オーステナイト粒の
微細化、降伏強度の増加の効果があるため、０．００２
〜０．０１５％が望ましい範囲である。
【００４２】（製造条件）本発明の高強度ボルトの製造
方法は、上記成分の鋼をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲に加
熱した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却するか、も
しくは冷却後に２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻す
もの、または上記成分の鋼をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲
でねじ転造した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却す
るか、あるいは冷却後に２００〜６００℃の温度範囲で
焼き戻すものである。
方法は、上記成分の鋼をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲に加
熱した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却するか、も
しくは冷却後に２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻す
もの、または上記成分の鋼をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲
でねじ転造した後に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却す
るか、あるいは冷却後に２００〜６００℃の温度範囲で
焼き戻すものである。
【００４３】以下に製造条件の規定理由を述べる。本発
明は、鋼材をフェライトとオーステナイトの２相域に加
熱してから冷却する、あるいは２相域に加熱して転造し
てから冷却することによってフェライトとマルテンサイ
トの層状組織を得るものであり、加熱温度がＡｃ1 未満
あるいはＡｃ3 を超えると上記の層状組織を得られない
ため、加熱温度域をＡｃ1 以上Ａｃ3 以下とした。より
望ましい条件は、Ａｃ1 ＋１０℃〜Ａｃ3 −１０℃の範
囲である。
明は、鋼材をフェライトとオーステナイトの２相域に加
熱してから冷却する、あるいは２相域に加熱して転造し
てから冷却することによってフェライトとマルテンサイ
トの層状組織を得るものであり、加熱温度がＡｃ1 未満
あるいはＡｃ3 を超えると上記の層状組織を得られない
ため、加熱温度域をＡｃ1 以上Ａｃ3 以下とした。より
望ましい条件は、Ａｃ1 ＋１０℃〜Ａｃ3 −１０℃の範
囲である。
【００４４】また、加熱・冷却後あるいは加熱・転造・
冷却後にフェライトとマルテンサイトの層状組織の微細
化を図る上で、加熱前の鋼材の組織は、マルテンサイト
もしくは焼き戻しマルテンサイト、あるいはベイナイト
を主体とした組織に調整しておくことが望ましい。より
望ましい条件は、これらの組織においてフェライト分率
が１０％未満であることである。
冷却後にフェライトとマルテンサイトの層状組織の微細
化を図る上で、加熱前の鋼材の組織は、マルテンサイト
もしくは焼き戻しマルテンサイト、あるいはベイナイト
を主体とした組織に調整しておくことが望ましい。より
望ましい条件は、これらの組織においてフェライト分率
が１０％未満であることである。
【００４５】加熱後の冷却速度が１０℃／秒未満である
と、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイ
トが生成する可能性が大きいため、１０℃／秒以上とし
た。より望ましい条件は５０℃／秒以上である。
と、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイ
トが生成する可能性が大きいため、１０℃／秒以上とし
た。より望ましい条件は５０℃／秒以上である。
【００４６】冷却後に焼き戻す場合は、焼き戻し温度が
２００℃未満では焼き戻しの効果が少なく、６００℃を
超えると１３００MPa 以上の高強度を得ることが困難な
ため、２００〜６００℃以下とした。より望ましい条件
は４００℃以上である。
２００℃未満では焼き戻しの効果が少なく、６００℃を
超えると１３００MPa 以上の高強度を得ることが困難な
ため、２００〜６００℃以下とした。より望ましい条件
は４００℃以上である。
【００４７】
【実施例】以下、実施例により本発明の効果をさらに具
体的に説明する。表１に示す化学組成を有する供試材
を、種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼き戻し
マルテンサイト、フェライト＋パーライト、ベイナイト
の組織に調整した後、様々な温度に加熱した後、一部の
材料について転造し、続いて種々の速度で冷却し、さら
に一部の材料については冷却後に焼き戻しを行った。
体的に説明する。表１に示す化学組成を有する供試材
を、種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼き戻し
マルテンサイト、フェライト＋パーライト、ベイナイト
の組織に調整した後、様々な温度に加熱した後、一部の
材料について転造し、続いて種々の速度で冷却し、さら
に一部の材料については冷却後に焼き戻しを行った。
【００４８】上記の試料を用いて、機械的性質、組織形
態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。
遅れ破壊特性は、前に述べた限界拡散性水素量で評価を
行い、負荷応力は引張強さの９０％の条件で実施した。
態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。
遅れ破壊特性は、前に述べた限界拡散性水素量で評価を
行い、負荷応力は引張強さの９０％の条件で実施した。
【００４９】表２の試験Ｎｏ．１〜１１が本発明例で、
その他は比較例である。同表に見られるように、本発明
例はいずれもボルトの引張強さが１３００MPa 以上であ
り、且つフェライトとマルテンサイト、もしくは焼き戻
しマルテンサイトとの層状組織である。これらは遅れ破
壊形態が粒内割れとなっており、限界拡散性水素量が従
来のボルトに比べて高く、遅れ破壊特性の優れたボルト
が実現されている。
その他は比較例である。同表に見られるように、本発明
例はいずれもボルトの引張強さが１３００MPa 以上であ
り、且つフェライトとマルテンサイト、もしくは焼き戻
しマルテンサイトとの層状組織である。これらは遅れ破
壊形態が粒内割れとなっており、限界拡散性水素量が従
来のボルトに比べて高く、遅れ破壊特性の優れたボルト
が実現されている。
【００５０】これに対して比較例であるＮｏ．１２は加
熱時の温度がＡｃ3 より高いため、焼き戻しマルテンサ
イトの単相の組織である。このため、遅れ破壊形態が粒
界割れであり、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性
が悪い例である。
熱時の温度がＡｃ3 より高いため、焼き戻しマルテンサ
イトの単相の組織である。このため、遅れ破壊形態が粒
界割れであり、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性
が悪い例である。
【００５１】比較例であるＮｏ．１３は加熱時の温度が
Ａｃ1 より低く、所定の強度が得られていない。Ｎｏ．
１４，１６は、加熱前の組織がＦ＋Ｐ、またはＰであっ
たため、最終的な組織が微細化していない例である。
Ａｃ1 より低く、所定の強度が得られていない。Ｎｏ．
１４，１６は、加熱前の組織がＦ＋Ｐ、またはＰであっ
たため、最終的な組織が微細化していない例である。
【００５２】Ｎｏ．１７は、冷却速度が１０℃／秒以下
であったため、最終的な組織がＦ＋Ｐ＋Ｍとなり、遅れ
破壊特性が向上していない。
であったため、最終的な組織がＦ＋Ｐ＋Ｍとなり、遅れ
破壊特性が向上していない。
【００５３】さらに、比較例であるＮｏ．１５，１８，
１９は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即
ち、Ｎｏ．１５はＣ含有量が低すぎるために、本発明で
目的とする１３００MPa 以上の高強度のボルトが実現で
きていない。また、Ｎｏ．１８はＣ含有量が高すぎるた
めに、Ｎｏ．１９はＭｎ含有量が高すぎるために、いず
れも遅れ破壊特性が悪かった例である。
１９は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即
ち、Ｎｏ．１５はＣ含有量が低すぎるために、本発明で
目的とする１３００MPa 以上の高強度のボルトが実現で
きていない。また、Ｎｏ．１８はＣ含有量が高すぎるた
めに、Ｎｏ．１９はＭｎ含有量が高すぎるために、いず
れも遅れ破壊特性が悪かった例である。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
【発明の効果】以上の実施例からも明かなごとく、本発
明はフェライトとマルテンサイトもしくは焼き戻しマル
テンサイトの層状組織を微細化させることによって、ボ
ルトの遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、
引張強さが１３００MPa 以上の高強度ボルトの遅れ破壊
特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼の
化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に選
択することによって、その製造方法を確立したものであ
り、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
明はフェライトとマルテンサイトもしくは焼き戻しマル
テンサイトの層状組織を微細化させることによって、ボ
ルトの遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、
引張強さが１３００MPa 以上の高強度ボルトの遅れ破壊
特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼の
化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に選
択することによって、その製造方法を確立したものであ
り、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図である。
す図である。
【図２】フェライトとマルテンサイトの微細な層状組織
を示す図である。
を示す図である。
【図３】ボルトの軸方向に配向した、フェライトとマル
テンサイトの微細な層状組織を示す図である。
テンサイトの微細な層状組織を示す図である。
【図４】マルテンサイトとフェライトの層状組織の、マ
ルテンサイトの平均間隔と限界拡散性水素量の関係を示
す図である。
ルテンサイトの平均間隔と限界拡散性水素量の関係を示
す図である。
Claims (12)
- 【請求項１】 表層から少なくとも５０μｍの深さまで
の領域が、マルテンサイトとフェライトの層状組織から
なり、さらに引張強さが１３００MPa 以上であることを
特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。 - 【請求項２】 表層から少なくとも５０μｍの深さまで
の領域が、焼き戻しマルテンサイトとフェライトの層状
組織からなり、さらに引張強さが１３００MPa 以上であ
ることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ボル
ト。 - 【請求項３】 表層から少なくとも５０μｍの深さまで
の領域が、ボルトの軸方向に配向したマルテンサイトと
フェライトの層状組織からなり、さらに引張強さが１３
００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルト。 - 【請求項４】 表層から少なくとも５０μｍの深さまで
の領域が、ボルトの長手方向に配向した焼き戻しマルテ
ンサイトとフェライトの層状組織からなり、さらに引張
強さが１３００MPa 以上であることを特徴とする遅れ破
壊特性の優れた高強度ボルト。 - 【請求項５】 マルテンサイトあるいは焼き戻しマルテ
ンサイトとフェライトの層状組織において、マルテンサ
イト間あるいは焼き戻しマルテンサイト間の距離が１０
μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし４のい
ずれか１項に記載の遅れ破壊特性の優れた高強度ボル
ト。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項に記載
の遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト。 - 【請求項７】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、さらに Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１ないし５のいずれか１項に記載の遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルト - 【請求項８】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイ
ト、パーライトのいずれかを主体とした組織を有するボ
ルトをＡｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱した後、１０℃
／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする遅れ破
壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法。 - 【請求項９】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイ
ト、パーライトのいずれかを主体とした組織を有するボ
ルトをＡｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱した後、１０℃
／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで２００〜６００の
温度範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ破壊特性の優
れた高強度ボルトの製造方法。 - 【請求項１０】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイ
ト、パーライトのいずれかを主体とした組織を有する鋼
をＡｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した
後、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴と
する遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法。 - 【請求項１１】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイ
ト、パーライトのいずれかを主体とした組織を有する鋼
をＡｃ3 〜Ａｃ1 の温度範囲に加熱し、ねじ転造した
後、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、次いで２００
〜６００℃の温度範囲に焼き戻すことを特徴とする遅れ
破壊特性の優れた高強度ボルトの製造方法。 - 【請求項１２】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、さらに Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有する鋼を用いることを特徴
とする請求項８ないし１１のいずれか１項に記載の遅れ
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 |
|---|---|---|---|
| JP7104198A JPH11270531A (ja) | 1998-03-19 | 1998-03-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7104198A JPH11270531A (ja) | 1998-03-19 | 1998-03-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11270531A true JPH11270531A (ja) | 1999-10-05 |
Family
ID=13449052
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7104198A Pending JPH11270531A (ja) | 1998-03-19 | 1998-03-19 | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11270531A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100135745A1 (en) * | 2007-04-12 | 2010-06-03 | Bernard Resiak | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| JP2015074009A (ja) * | 2013-10-08 | 2015-04-20 | Sus株式会社 | ボルトの製造方法とボルト |
| JP2016008350A (ja) * | 2014-06-26 | 2016-01-18 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼材およびその製造方法 |
| WO2021238916A1 (zh) * | 2020-05-27 | 2021-12-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强双相钢及其制造方法 |
| CN114262847A (zh) * | 2021-12-20 | 2022-04-01 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度大于1300MPa高表面质量的热轧汽车用钢及其制造方法 |
-
1998
- 1998-03-19 JP JP7104198A patent/JPH11270531A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100135745A1 (en) * | 2007-04-12 | 2010-06-03 | Bernard Resiak | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| US9194018B2 (en) * | 2007-04-12 | 2015-11-24 | Arcelormittal Gandrange S.A. | Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties |
| JP2015074009A (ja) * | 2013-10-08 | 2015-04-20 | Sus株式会社 | ボルトの製造方法とボルト |
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