JPH11315349A - 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 - Google Patents
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Info
- Publication number
- JPH11315349A JPH11315349A JP12154298A JP12154298A JPH11315349A JP H11315349 A JPH11315349 A JP H11315349A JP 12154298 A JP12154298 A JP 12154298A JP 12154298 A JP12154298 A JP 12154298A JP H11315349 A JPH11315349 A JP H11315349A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- wire
- delayed fracture
- fracture resistance
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
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線材、およびその様な
高強度線材を得る為の有用な方法、並びに上記の特性を
有する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、パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮ
ｏ．７以上の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／ｍ
ｍ2 以上の強度にしたものである。また鋼材を８００〜
１０００℃に加熱した後、５２０〜６５０℃の温度まで
急冷し、その温度で恒温保持することにより、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
ーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上の
パーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強伸
線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする。
がら耐遅れ破壊性に優れた高強度線材、およびその様な
高強度線材を得る為の有用な方法、並びに上記の特性を
有する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、パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮ
ｏ．７以上の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／ｍ
ｍ2 以上の強度にしたものである。また鋼材を８００〜
１０００℃に加熱した後、５２０〜６５０℃の温度まで
急冷し、その温度で恒温保持することにより、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
ーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上の
パーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強伸
線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする。
Description
【発明の詳細な説明】
【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ボルト用として適した高強度
線材、およびその製造方法並びに高強度ボルト等に関す
るものであり、特に引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2 以上
でありながら耐遅れ破壊性に優れた高強度線材、および
その様な高強度線材を製造する為の有用な方法、並びに
該高強度線材からなる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ボルト用として適した高強度
線材、およびその製造方法並びに高強度ボルト等に関す
るものであり、特に引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2 以上
でありながら耐遅れ破壊性に優れた高強度線材、および
その様な高強度線材を製造する為の有用な方法、並びに
該高強度線材からなる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、引張強さが約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、引張強さが約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１４００Ｎ／ｍｍ2 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１４００Ｎ／ｍｍ2 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
に優れた高強度線材、およびその様な高強度線材を得る
為の有用な方法、並びに上記の特性を有する高強度ボル
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
に優れた高強度線材、およびその様な高強度線材を得る
為の有用な方法、並びに上記の特性を有する高強度ボル
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
強度線材とは、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種以上の組織生成を
抑制し、パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮ
ｏ．７以上の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／ｍ
ｍ2 以上の強度にしたものである点に要旨を有するもの
である。ここでパーライトノジュールとは、パーライト
中のフェライトの結晶方位が揃った領域を意味する。
強度線材とは、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種以上の組織生成を
抑制し、パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮ
ｏ．７以上の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／ｍ
ｍ2 以上の強度にしたものである点に要旨を有するもの
である。ここでパーライトノジュールとは、パーライト
中のフェライトの結晶方位が揃った領域を意味する。
【０００７】また本発明の高強度線材には、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，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群
から選択される１種以上を合計で０．０１〜０．０５
％、（３）Ａｉ：０．０１〜０．０５％、等を含有させ
ることも有効である。
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，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群
から選択される１種以上を合計で０．０１〜０．０５
％、（３）Ａｉ：０．０１〜０．０５％、等を含有させ
ることも有効である。
【０００８】上記の様な高強度線材を製造するに当たっ
ては、鋼材の圧延または鍛造終了温度が８００〜１００
０℃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が下記（１）式を満足する様にして４０
０℃まで冷却し、引き続き放冷することにより、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、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
のパーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強
伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする
様にすれば良い。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
ては、鋼材の圧延または鍛造終了温度が８００〜１００
０℃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が下記（１）式を満足する様にして４０
０℃まで冷却し、引き続き放冷することにより、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、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
のパーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強
伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする
様にすれば良い。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
【０００９】また本発明の高強度線材は、鋼材を８００
〜１０００℃に加熱した後、５２０〜６５０℃の温度ま
で急冷し、その温度で恒温保持することにより、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、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
のパーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強
伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする
様にしても製造することができる。
〜１０００℃に加熱した後、５２０〜６５０℃の温度ま
で急冷し、その温度で恒温保持することにより、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、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
のパーライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強
伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする
様にしても製造することができる。
【００１０】更に、本発明の高強度線材は、鋼材の圧延
または鍛造終了温度が８００〜１０００℃となるように
熱間圧延または熱間鍛造を行なった後、５℃／秒以上の
平均冷却速度で５２０〜７５０℃の温度まで冷却し、そ
の温度で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
イトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上のパー
ライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強伸線加
工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする様にし
ても製造することができる。
または鍛造終了温度が８００〜１０００℃となるように
熱間圧延または熱間鍛造を行なった後、５℃／秒以上の
平均冷却速度で５２０〜７５０℃の温度まで冷却し、そ
の温度で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
イトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上のパー
ライト組織の面積率を８０％以上とし、その後強伸線加
工によって１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にする様にし
ても製造することができる。
【００１１】一方、上記本発明の高強度線材を素材とし
て使用し、所定の長さに切断した後、（１）両端部をね
じ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）、または（２）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すること、等によ
って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。
て使用し、所定の長さに切断した後、（１）両端部をね
じ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）、または（２）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すること、等によ
って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。
【００１２】
【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。
【００１３】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 以上の強度とすれば、耐遅れ破壊
性が改善されることを見出し、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 以上の強度とすれば、耐遅れ破壊
性が改善されることを見出し、本発明を完成した。
【００１４】本発明の高強度線材は、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種以上の組織生成を抑制して、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
の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
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。
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、
パーライトノジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上
の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
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。
【００１５】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。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。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。
【００１６】また上記パーライト組織は、パーライトノ
ジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上であることが
必要である。パーライトノジュールサイズが粒度番号で
Ｎｏ．７未満では、破断絞り値が低くなり、その後の冷
間伸線が困難となり、必要な強度が得られない。これに
対してパーライトノジュールサイズを微細にすると、粒
界に負荷する応力が低減されると共に、粒界強度が上昇
する。これによって遅れ破壊発生時に見られる粒界破壊
が抑制され、耐遅れ破壊性が改善される。またパーライ
トノジュールサイズを微細化することによって、延性お
よび靭性が向上し、こうした観点からも耐遅れ破壊性が
改善される。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ノジュールサイズ
が粒度番号でＮｏ．７以上であるパーライト組織の面積
率を８０％以上にすることにより、優れた耐遅れ破壊性
が達成されるのである。尚パーライトノジュールサイズ
は、粒度番号でＮｏ．８以上とするのが好ましく、より
好ましくはＮｏ．１０以上とするのがよい。
ジュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上であることが
必要である。パーライトノジュールサイズが粒度番号で
Ｎｏ．７未満では、破断絞り値が低くなり、その後の冷
間伸線が困難となり、必要な強度が得られない。これに
対してパーライトノジュールサイズを微細にすると、粒
界に負荷する応力が低減されると共に、粒界強度が上昇
する。これによって遅れ破壊発生時に見られる粒界破壊
が抑制され、耐遅れ破壊性が改善される。またパーライ
トノジュールサイズを微細化することによって、延性お
よび靭性が向上し、こうした観点からも耐遅れ破壊性が
改善される。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ノジュールサイズ
が粒度番号でＮｏ．７以上であるパーライト組織の面積
率を８０％以上にすることにより、優れた耐遅れ破壊性
が達成されるのである。尚パーライトノジュールサイズ
は、粒度番号でＮｏ．８以上とするのが好ましく、より
好ましくはＮｏ．１０以上とするのがよい。
【００１７】本発明の線材においては、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１２０
０Ｎ／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）。
び鍛造ままでは必要な寸法精度が得られず、また１２０
０Ｎ／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）。
【００１８】本発明の高強度線材は、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。
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。
【００１９】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。
【００２０】本発明の高強度線材は、通常添加される各
種元素（Ｓｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，
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，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ａｌは
結晶粒を微細化してパーライトノジュールサイズを微細
化するのに有効である。必要によって添加される各元素
の限定理由は下記の通りである。
種元素（Ｓｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，
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，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ａｌは
結晶粒を微細化してパーライトノジュールサイズを微細
化するのに有効である。必要によって添加される各元素
の限定理由は下記の通りである。
【００２１】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。
【００２２】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。
【００２３】Ｃｒ，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、パーライトノジュールサイズを微細化する上でも
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。
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、パーライトノジュールサイズを微細化する上でも
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、パーライト
ノジュールサイズ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０．０２５％であり、好ましい上限は
０．０３５％である。
ノジュールサイズ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０．０２５％であり、好ましい上限は
０．０３５％である。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】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。
【００２９】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。
【００３０】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の
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の
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。
【００３１】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。
【００３２】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。
【００３３】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。
【００３４】本発明の高強度線材は、上記した各製造方
法によって製造することができるが、各方法における作
用は下記の通りである。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温度が８
００〜１０００℃となる様に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が下記（１）式を満足す
る様にして４００℃まで冷却し、引き続き放冷する。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
法によって製造することができるが、各方法における作
用は下記の通りである。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温度が８
００〜１０００℃となる様に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が下記（１）式を満足す
る様にして４００℃まで冷却し、引き続き放冷する。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１）
【００３５】この工程によって、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。圧延または鍛造終了温度が高過ぎると、オーステナ
イト粒径が粗大となり、パーライトノジュールサイズの
粗大化を招く。逆に、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。こうした観点から、上記終了温度は８００
〜１０００℃とする必要がある。この加熱温度の好まし
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。
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高過ぎると、オーステナ
イト粒径が粗大となり、パーライトノジュールサイズの
粗大化を招く。逆に、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。こうした観点から、上記終了温度は８００
〜１０００℃とする必要がある。この加熱温度の好まし
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。
【００３６】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。
【００３７】また本発明の高強度線材は、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８００〜１
０００℃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。
学成分組成を有する鋼材を用い、この鋼材を８００〜１
０００℃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。
【００３８】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８００〜１０００℃とする必要がある。この加熱温度
の好ましい範囲は、上記と同じである。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温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８００〜１０００℃とする必要がある。この加熱温度
の好ましい範囲は、上記と同じである。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温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。
【００３９】一方、鋼材の圧延または鍛造終了後温度が
８００〜１０００℃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℃／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。
８００〜１０００℃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℃／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。
【００４０】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〜
１０００℃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７
５０℃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〜
１０００℃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７
５０℃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。
【００４１】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℃／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℃／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℃／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℃／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。
【００４２】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）両端部をねじ転造
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ねじ転造ま
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）両端部をねじ転造
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ねじ転造ま
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。
【００４３】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。
【００４４】
【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または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Ｖを
４．１〜１２．３℃／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または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Ｖを
４．１〜１２．３℃／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％）。
【００４５】
【表１】
【００４６】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、パーライトノジュールサイズを、
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．１９）。
×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、パーライトノジュールサイズを、
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．１９）。
【００４７】（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。
【００４８】（パーライトノジュールサイズの測定方
法）線材の横断面を埋め込み、研磨後、１〜２％のナイ
タール液に２〜１０秒間浸漬した後、光学顕微鏡によっ
てＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察した。パーライトノ
ジュールの粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１またはＪＩ
Ｓ Ｇ０５５２のオーステナイト結晶粒度またはフェラ
イト結晶粒度と同じ単位（粒度番号）で規定した。
法）線材の横断面を埋め込み、研磨後、１〜２％のナイ
タール液に２〜１０秒間浸漬した後、光学顕微鏡によっ
てＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察した。パーライトノ
ジュールの粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１またはＪＩ
Ｓ Ｇ０５５２のオーステナイト結晶粒度またはフェラ
イト結晶粒度と同じ単位（粒度番号）で規定した。
【００４９】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Ｖの適正な
範囲［前記（１）式を満足する範囲］は、線径が１４ｍ
ｍ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Ｖの適正な
範囲［前記（１）式を満足する範囲］は、線径が１４ｍ
ｍ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。
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】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％）。
【００５３】
【表４】
【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。
【００５５】
【表５】
【００５６】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％）。
【００５７】
【表６】
【００５８】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。
【００５９】
【表７】
【００６０】
【表８】
【００６１】これらの結果から明らかな様に、本発明鋼
の要件を満足するボルトは、引張り強度が１２００Ｎ／
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。
の要件を満足するボルトは、引張り強度が１２００Ｎ／
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。
【００６２】
【発明の効果】本発明のボルト用鋼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線材、およびその様な
高強度線材を得る為の有用な方法、並びに上記の特性を
有する高強度ボルトが実現できた。
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線材、およびその様な
高強度線材を得る為の有用な方法、並びに上記の特性を
有する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 (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/10 Ｃ２２Ｃ 38/10 38/30 38/30 Ｆ１６Ｂ 35/00 Ｆ１６Ｂ 35/00 Ｊ (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 (9)
- 【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種以上の組織生成を抑制し、パーライトノジュー
ルサイズが粒度番号でＮｏ．７以上のパーライト組織の
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線材。 - 【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）
を含有するものである請求項１に記載の高強度線材。 - 【請求項３】 Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＷよ
りなる群から選択される１種以上を合計で０．０１〜
０．５％含有するものである請求項１または２に記載の
高強度線材。 - 【請求項４】 Ａｌ：０．０１〜０．０５％を含有する
ものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度線
材。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
線材を製造するに当たり、鋼材の圧延または鍛造終了温
度が８００〜１０００℃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が下記（１）式を満
足する様にして４００℃まで冷却し、引き続き放冷する
ことにより、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、パーライトノジュールサイズが粒度
番号でＮｏ．７以上のパーライト組織の面積率を８０％
以上とし、その後強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ
2 以上の強度にすることを特徴とする耐遅れ破壊性に優
れた高強度線材の製造方法。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（１） - 【請求項６】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
線材を製造するに当たり、鋼材を８００〜１０００℃に
加熱した後、５２０〜６５０℃の温度まで急冷し、その
温度で恒温保持することにより、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、パーライトノジ
ュールサイズが粒度番号でＮｏ．７以上のパーライト組
織の面積率を８０％以上とし、その後強伸線加工によっ
て１２００Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にすることを特徴とす
る耐遅れ破壊性に優れた高強度線材の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
線材を製造するに当たり、鋼材の圧延または鍛造終了温
度が８００〜１０００℃となる様に熱間圧延または熱間
鍛造を行なった後、５℃／秒以上の平均冷却速度で５２
０〜７５０℃の温度まで冷却し、その温度で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、パーライトノジュールサイ
ズが粒度番号でＮｏ．７以上のパーライト組織の面積率
を８０％以上とし、その後強伸線加工によって１２００
Ｎ／ｍｍ2 以上の強度にすることを特徴とする耐遅れ破
壊性に優れた高強度線材の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
線材を使用し、切断後に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耐遅れ破壊性に優れた高強
度ボルト。 - 【請求項９】 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
線材を使用し、切断後に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耐遅
れ破壊性に優れた高強度ボルト。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12154298A JPH11315349A (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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12154298A JPH11315349A (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 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000107024A Division JP2000337333A (ja) | 2000-01-01 | 2000-04-07 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11315349A true JPH11315349A (ja) | 1999-11-16 |
Family
ID=14813836
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12154298A Pending JPH11315349A (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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11315349A (ja) |
Cited By (27)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2792002A1 (fr) * | 1999-04-06 | 2000-10-13 | Kobe Steel Ltd | Fil d'acier a forte teneur en carbone ayant une resistance superieure vis-a-vis des craquelures longitudinales, acier pour celui-ci, et procede de production de celui-ci |
| WO2001079567A1 (fr) * | 2000-04-07 | 2001-10-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Procede de fabrication d'un boulon a grande resistance a la rupture retardee ainsi qu'au relachement |
| KR100415673B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성 및 연신율이 우수한 고강도 페라이트복합강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 그 제조방법 |
| KR100415675B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강과 이 강조성을 갖는볼트 및 이 강조성을 갖는 강가공물의 제조방법 |
| KR100431849B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 중탄소강 선재의 제조방법 |
| EP1361289A4 (en) * | 2001-02-07 | 2004-08-25 | Nippon Steel Corp | HEAT-TREATED STEEL WIRE FOR HIGH-STRENGTH SPRINGS |
| EP1203829A3 (en) * | 2000-11-06 | 2005-05-11 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Wire rod for drawing superior in twisting characteristics and method for production thereof |
| WO2005083141A1 (ja) * | 2004-03-02 | 2005-09-09 | Honda Motor Co., Ltd. | 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト |
| KR100544644B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 고강도 고탄소강 선재의 제조방법 |
| KR100544752B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 냉간성형성이 우수한 고탄소 볼트용강 선재의 제조방법 |
| KR100554752B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법 |
| KR100584765B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의제조방법 |
| EP1698712A1 (en) * | 2005-03-03 | 2006-09-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steels for high-strength springs excellent in cold workability and quality stability |
| WO2007001054A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Nippon Steel Corporation | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
| WO2007001057A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Nippon Steel Corporation | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
| KR100723186B1 (ko) | 2005-12-26 | 2007-05-29 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 볼트 및 그 제조기술 |
| WO2009084811A1 (en) * | 2007-12-27 | 2009-07-09 | Posco | Wire rods having superior strength and ductility for drawing and method for manufacturing the same |
| FR2930609A1 (fr) * | 2008-04-28 | 2009-10-30 | Acument Gmbh & Co Ohg | "boulon ou vis de grande resistance et procede de production de ce boulon ou de cette vis" |
| WO2012023483A1 (ja) * | 2010-08-17 | 2012-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 |
| WO2012029812A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法、並びに高強度ばね |
| EP2824205A4 (en) * | 2012-03-07 | 2015-08-26 | Kobe Steel Ltd | STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT SPRING SHAPE FEATURE FOR HIGH RESISTANCE SPRING, METHOD FOR MANUFACTURING SAME, AND HIGH STRENGTH SPRING |
| US9212405B2 (en) | 2009-04-21 | 2015-12-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Wire rod, steel wire, and manufacturing method thereof |
| US9540718B2 (en) | 2013-03-28 | 2017-01-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel wire material exhibiting excellent cold-drawing properties, and high-strength steel wire |
| KR20170099997A (ko) | 2015-01-27 | 2017-09-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 선재, 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 |
| KR20180090884A (ko) | 2016-01-15 | 2018-08-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| WO2018212327A1 (ja) * | 2017-05-18 | 2018-11-22 | 新日鐵住金株式会社 | 線材、鋼線、及び鋼線の製造方法 |
-
1998
- 1998-04-30 JP JP12154298A patent/JPH11315349A/ja active Pending
Cited By (50)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2792002A1 (fr) * | 1999-04-06 | 2000-10-13 | Kobe Steel Ltd | Fil d'acier a forte teneur en carbone ayant une resistance superieure vis-a-vis des craquelures longitudinales, acier pour celui-ci, et procede de production de celui-ci |
| KR100415673B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성 및 연신율이 우수한 고강도 페라이트복합강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 그 제조방법 |
| KR100415675B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강과 이 강조성을 갖는볼트 및 이 강조성을 갖는 강가공물의 제조방법 |
| KR100431849B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 중탄소강 선재의 제조방법 |
| WO2001079567A1 (fr) * | 2000-04-07 | 2001-10-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Procede de fabrication d'un boulon a grande resistance a la rupture retardee ainsi qu'au relachement |
| US6605166B2 (en) | 2000-04-07 | 2003-08-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Method for manufacturing high strength bolt excellent in resistance to delayed fracture and to relaxation |
| EP1203829A3 (en) * | 2000-11-06 | 2005-05-11 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Wire rod for drawing superior in twisting characteristics and method for production thereof |
| US7575646B2 (en) | 2001-02-07 | 2009-08-18 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel wire for high strength spring |
| EP1361289A4 (en) * | 2001-02-07 | 2004-08-25 | Nippon Steel Corp | HEAT-TREATED STEEL WIRE FOR HIGH-STRENGTH SPRINGS |
| KR100544644B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 고강도 고탄소강 선재의 제조방법 |
| KR100584765B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성과 연신율이 우수한 고강도 강가공물의제조방법 |
| KR100554752B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 내진형 고탄소 강가공물의 제조방법 |
| KR100544752B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 냉간성형성이 우수한 고탄소 볼트용강 선재의 제조방법 |
| WO2005083141A1 (ja) * | 2004-03-02 | 2005-09-09 | Honda Motor Co., Ltd. | 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト |
| EP1698712A1 (en) * | 2005-03-03 | 2006-09-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steels for high-strength springs excellent in cold workability and quality stability |
| US7618498B2 (en) | 2005-03-03 | 2009-11-17 | (Kobe Steel, Ltd.) | Steels for high-strength springs excellent in cold workability and quality stability |
| KR100995160B1 (ko) | 2005-06-29 | 2010-11-17 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 신선 특성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조 방법 |
| US8864920B2 (en) | 2005-06-29 | 2014-10-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength wire rod excellent in drawability and method of producing same |
| EP1900837A4 (en) * | 2005-06-29 | 2009-04-01 | Nippon Steel Corp | HIGH-RESISTANT ROLLED WIRE WITH EXCELLENT WIRE-RETROFACTIBILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| EP1897964A4 (en) * | 2005-06-29 | 2009-04-08 | Nippon Steel Corp | HIGH-RESISTANT ROLLED WIRE WITH EXCELLENT WIRE-RETROFACTIBILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US8142577B2 (en) | 2005-06-29 | 2012-03-27 | Nippon Steel Corporation | High strength wire rod excellent in drawability and method of producing same |
| KR101011565B1 (ko) | 2005-06-29 | 2011-01-27 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 신선 특성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조 방법 |
| WO2007001054A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Nippon Steel Corporation | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
| WO2007001057A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Nippon Steel Corporation | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
| KR100723186B1 (ko) | 2005-12-26 | 2007-05-29 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 볼트 및 그 제조기술 |
| WO2007074984A1 (en) * | 2005-12-26 | 2007-07-05 | Posco | High-strength steel bolt having excellent resistance for delayed fracture and method for producing the same |
| WO2009084811A1 (en) * | 2007-12-27 | 2009-07-09 | Posco | Wire rods having superior strength and ductility for drawing and method for manufacturing the same |
| FR2930609A1 (fr) * | 2008-04-28 | 2009-10-30 | Acument Gmbh & Co Ohg | "boulon ou vis de grande resistance et procede de production de ce boulon ou de cette vis" |
| US9212405B2 (en) | 2009-04-21 | 2015-12-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Wire rod, steel wire, and manufacturing method thereof |
| JP2012041587A (ja) * | 2010-08-17 | 2012-03-01 | Nippon Steel Corp | 高強度かつ耐水素脆化特性に優れた機械部品用線材、鋼線、および機械部品とその製造方法 |
| CN103080353A (zh) * | 2010-08-17 | 2013-05-01 | 新日铁住金株式会社 | 特殊钢钢丝及特殊钢线材 |
| KR101473121B1 (ko) * | 2010-08-17 | 2014-12-15 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 특수강 강선 및 특수강 선재 |
| US10704118B2 (en) | 2010-08-17 | 2020-07-07 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| WO2012023483A1 (ja) * | 2010-08-17 | 2012-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 |
| US11203797B2 (en) | 2010-08-17 | 2021-12-21 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| JP2012072492A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-04-12 | Kobe Steel Ltd | 伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法、並びに高強度ばね |
| CN103003461A (zh) * | 2010-08-30 | 2013-03-27 | 株式会社神户制钢所 | 拉丝性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法和高强度弹簧 |
| WO2012029812A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法、並びに高強度ばね |
| US9097306B2 (en) | 2010-08-30 | 2015-08-04 | Kobe Steel, Ltd. | Steel wire rod for high-strength spring excellent in wire drawability, manufacturing method therefor, and high-strength spring |
| EP2824205A4 (en) * | 2012-03-07 | 2015-08-26 | Kobe Steel Ltd | STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT SPRING SHAPE FEATURE FOR HIGH RESISTANCE SPRING, METHOD FOR MANUFACTURING SAME, AND HIGH STRENGTH SPRING |
| US9540718B2 (en) | 2013-03-28 | 2017-01-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel wire material exhibiting excellent cold-drawing properties, and high-strength steel wire |
| US10457998B2 (en) | 2015-01-27 | 2019-10-29 | Nippon Steel Corporation | Wire rod for non heat-treated mechanical part, steel wire for non heat-treated mechanical part, and non heat-treated mechanical part |
| KR20170099997A (ko) | 2015-01-27 | 2017-09-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 선재, 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 |
| KR20180082553A (ko) | 2016-01-20 | 2018-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| WO2018212327A1 (ja) * | 2017-05-18 | 2018-11-22 | 新日鐵住金株式会社 | 線材、鋼線、及び鋼線の製造方法 |
| JPWO2018212327A1 (ja) * | 2017-05-18 | 2019-06-27 | 日本製鉄株式会社 | 線材、及び鋼線の製造方法 |
| CN110621799A (zh) * | 2017-05-18 | 2019-12-27 | 日本制铁株式会社 | 线材、钢线以及钢线的制造方法 |
| KR20200003012A (ko) * | 2017-05-18 | 2020-01-08 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 선재, 강선, 및 강선의 제조 방법 |
| CN110621799B (zh) * | 2017-05-18 | 2021-08-31 | 日本制铁株式会社 | 线材、钢线以及钢线的制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH11315349A (ja) | 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 | |
| JP3940270B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
| US8168011B2 (en) | High-strength steel wire excellent in ductility and method of manufacturing the same | |
| JP5674620B2 (ja) | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 | |
| JP4842407B2 (ja) | 低温焼鈍用鋼線及びその製造方法 | |
| US8192562B2 (en) | Spring steel wire excellent in fatigue characteristic and wire drawability | |
| US7393422B2 (en) | Method for producing high carbon steel wire rod superior in wire-drawability | |
| JP5257082B2 (ja) | 低温焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法並びに冷間鍛造性に優れた鋼線材の製造方法 | |
| US6645319B2 (en) | Wire rod for drawing superior in twisting characteristics and method for production thereof | |
| CN103906853A (zh) | 非调质机械部件用线材、非调质机械部件用钢线和非调质机械部件及它们的制造方法 | |
| JP3816721B2 (ja) | 耐遅れ破壊性と首下靭性、または耐遅れ破壊性と鍛造性および首下靭性に優れた高強度線材並びにその製造方法 | |
| JPH11315348A (ja) | 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 | |
| US20070187003A1 (en) | High-strength bolt superior in delayed fracture and resistance and relaxation resistance | |
| JP3851533B2 (ja) | 高強度非調質アプセットボルト用線材およびその製造方法並びに高強度非調質アプセットボルトの製造方法 | |
| JPH08337843A (ja) | 打抜き加工性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4423219B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト | |
| JP2004359992A (ja) | 高強度鋼線用線材、高強度鋼線およびこれらの製造方法 | |
| JP4124590B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 | |
| JP2000337334A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト | |
| JP2000337332A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト | |
| JPH11315347A (ja) | 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 | |
| JP2000337333A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト | |
| JP2002146480A (ja) | 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JP2002241899A (ja) | 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 | |
| JPH11270531A (ja) | 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040323 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040527 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20040804 |