JPH08225845A - 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法Info
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- JPH08225845A JPH08225845A JP6850395A JP6850395A JPH08225845A JP H08225845 A JPH08225845 A JP H08225845A JP 6850395 A JP6850395 A JP 6850395A JP 6850395 A JP6850395 A JP 6850395A JP H08225845 A JPH08225845 A JP H08225845A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 引張強さ１５００ＭＰａ以上を有し、耐遅れ
破壊性に優れたボルトを製造する。 【構成】 重量％で、 Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓ
ｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜
１．４％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％と必要に応
じてＮｂ：０．０５％以下を含有し、残部実質的にＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼を用いて加工したボルト
を、１１７５°Ｋ以上の温度から焼入れ、８５０°Ｋ以
上の温度で焼きもどしする、引張強さ１５００ＭＰａ以
上であり、耐遅れ破壊性に優れたボルトを製造する。
破壊性に優れたボルトを製造する。 【構成】 重量％で、 Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓ
ｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜
１．４％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％と必要に応
じてＮｂ：０．０５％以下を含有し、残部実質的にＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼を用いて加工したボルト
を、１１７５°Ｋ以上の温度から焼入れ、８５０°Ｋ以
上の温度で焼きもどしする、引張強さ１５００ＭＰａ以
上であり、耐遅れ破壊性に優れたボルトを製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、引張強さ１５００ＭＰ
ａ以上の、耐遅れ破壊性に優れたボルトの製造方法に関
するものである。
ａ以上の、耐遅れ破壊性に優れたボルトの製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼製ボルトは引張強さが１２００ＭＰａ
を越えると、遅れ破壊の感受性が高くなり、使用中に突
然破壊することが知られている。このため、汎用の強靭
綱、たとえばＪＩＳ−ＳＣＭ４４０鋼、の不純物を低減
したり、熱処理時にボルトの表面を軽脱炭をさせるなど
の遅れ破壊対策を施されたボルトが、１２００ＭＰａ級
の強度で使用されている。また、合金元素と添加量を規
制したボルトが１４００ＭＰａ級の強度で実用化されて
いる。
を越えると、遅れ破壊の感受性が高くなり、使用中に突
然破壊することが知られている。このため、汎用の強靭
綱、たとえばＪＩＳ−ＳＣＭ４４０鋼、の不純物を低減
したり、熱処理時にボルトの表面を軽脱炭をさせるなど
の遅れ破壊対策を施されたボルトが、１２００ＭＰａ級
の強度で使用されている。また、合金元素と添加量を規
制したボルトが１４００ＭＰａ級の強度で実用化されて
いる。
【０００３】ところで、機械、自動車、橋梁、建築物な
どの構造部の小型化や軽量化を図るためには、これら産
業に用いられるボルトも細径化する必要がある。そこ
で、細径化しても締結力を維持できるように、さらなる
ボルトの高強度化が望まれている。
どの構造部の小型化や軽量化を図るためには、これら産
業に用いられるボルトも細径化する必要がある。そこ
で、細径化しても締結力を維持できるように、さらなる
ボルトの高強度化が望まれている。
【０００４】従来から、引張強さ１４００〜１５５０Ｍ
Ｐａのボルト用鋼の耐遅れ破壊性を、１２００ＭＰａ級
の強靭鋼と同等レベルまで高める技術について提案され
ている。しかし、これらの技術でもって、引張強さを１
５００ＭＰａ〜１７００ＭＰａとしたボルトの耐遅れ破
壊性を、１２００ＭＰａレベルの強靭鋼と同等に維持す
ることは困難である。
Ｐａのボルト用鋼の耐遅れ破壊性を、１２００ＭＰａ級
の強靭鋼と同等レベルまで高める技術について提案され
ている。しかし、これらの技術でもって、引張強さを１
５００ＭＰａ〜１７００ＭＰａとしたボルトの耐遅れ破
壊性を、１２００ＭＰａレベルの強靭鋼と同等に維持す
ることは困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強さ１
５００ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊性に優れたボルトの製
造を提供することを目的とする。
５００ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊性に優れたボルトの製
造を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐遅れ破
壊性と、合金元素および熱処理条件との関係を調査し、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有した中炭素鋼が、１１７５
°Ｋ以上での高温焼入れ後、８５０°Ｋ以上の高温焼も
どしを施されると、１２００ＭＰａレベルの強靭鋼と同
等の耐遅れ破壊性を示すことを見いだした。本発明は、
合金元素の含有量の影響を詳細に調査し、以下の成分範
囲の材料がボルト用鋼として適当であることを明らかに
した。
壊性と、合金元素および熱処理条件との関係を調査し、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有した中炭素鋼が、１１７５
°Ｋ以上での高温焼入れ後、８５０°Ｋ以上の高温焼も
どしを施されると、１２００ＭＰａレベルの強靭鋼と同
等の耐遅れ破壊性を示すことを見いだした。本発明は、
合金元素の含有量の影響を詳細に調査し、以下の成分範
囲の材料がボルト用鋼として適当であることを明らかに
した。
【０００７】重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓ
ｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜
１．４％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％と必要に応
じてＮｂ：０．０５％以下を含有し、残部実質的にＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼。
ｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜
１．４％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％と必要に応
じてＮｂ：０．０５％以下を含有し、残部実質的にＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼。
【０００８】
【作用】以下、本発明の高強度ボルト用鋼の組成および
熱処理の限定理由を説明する。 Ｃ：Ｃは熱処理によって所要の強度を得るために有効な
元素であり、このような効果を得るために０．３５％以
上含有させることが必要である。しかし、０．５％を越
えて含有するととくに耐遅れ破壊性が劣化するので０．
５０％以下とする必要がある。また、ボルト成形前の素
材の硬さの上昇を招き、ボルト成形時の金型寿命を短縮
し、コストの増大を招くことがあるため、０．５０％以
下とするのがよい。
熱処理の限定理由を説明する。 Ｃ：Ｃは熱処理によって所要の強度を得るために有効な
元素であり、このような効果を得るために０．３５％以
上含有させることが必要である。しかし、０．５％を越
えて含有するととくに耐遅れ破壊性が劣化するので０．
５０％以下とする必要がある。また、ボルト成形前の素
材の硬さの上昇を招き、ボルト成形時の金型寿命を短縮
し、コストの増大を招くことがあるため、０．５０％以
下とするのがよい。
【０００９】Ｓｉ：Ｓｉはオーステナイト化時の高温加
熱による粒界酸化を助長する元素であり、遅れ破壊の起
点となりうるものであるため耐遅れ破壊性を劣化させ
る。また、ＰやＳなどの不純物元素の粒界への偏析を助
長する作用があり、これも耐遅れ破壊性を劣化させる要
因になる。さらに、ボルト成形前の素材の硬さの上昇を
招くことがある。これらのことから、Ｓｉ量は低い方が
望ましく、０．１５％以下に限定する。
熱による粒界酸化を助長する元素であり、遅れ破壊の起
点となりうるものであるため耐遅れ破壊性を劣化させ
る。また、ＰやＳなどの不純物元素の粒界への偏析を助
長する作用があり、これも耐遅れ破壊性を劣化させる要
因になる。さらに、ボルト成形前の素材の硬さの上昇を
招くことがある。これらのことから、Ｓｉ量は低い方が
望ましく、０．１５％以下に限定する。
【００１０】Ｍｎ：Ｍｎは溶製時の脱酸剤として有効で
あるとともに焼入性の向上に寄与する元素であるが、Ｍ
ｎはＳｉとともに焼入れ時の粒界酸化を助長し、耐遅れ
破壊性を劣化させる。また、Ｓｉと同様にＰやＳなどの
不純物元素の粒界への偏析を助長する作用があり、これ
も耐遅れ破壊性を劣化させる要因になる。さらに、ボル
ト成形前の素材の硬さの上昇を招くことがある。これら
のことから、Ｍｎ量は低い方が望ましく、０．４０％以
下に限定する。
あるとともに焼入性の向上に寄与する元素であるが、Ｍ
ｎはＳｉとともに焼入れ時の粒界酸化を助長し、耐遅れ
破壊性を劣化させる。また、Ｓｉと同様にＰやＳなどの
不純物元素の粒界への偏析を助長する作用があり、これ
も耐遅れ破壊性を劣化させる要因になる。さらに、ボル
ト成形前の素材の硬さの上昇を招くことがある。これら
のことから、Ｍｎ量は低い方が望ましく、０．４０％以
下に限定する。
【００１１】Ｐ：Ｐはオーステナイト化の高温加熱によ
ってオーステナイト粒界に偏析を生じ、粒界をぜい化さ
せて耐遅れ破壊性を劣化させるので、０．０１５％以下
に限定する。
ってオーステナイト粒界に偏析を生じ、粒界をぜい化さ
せて耐遅れ破壊性を劣化させるので、０．０１５％以下
に限定する。
【００１２】Ｓ：ＳはＰと同様にオーステナイト化時の
高温加熱によってオーステナイト粒界に偏析を生じ、粒
界をぜい化させて耐遅れ破壊性を劣化させるとともに、
ＭｎＳを形成して耐遅れ破壊性を劣化させるので、０．
０１０％以下に限定する。
高温加熱によってオーステナイト粒界に偏析を生じ、粒
界をぜい化させて耐遅れ破壊性を劣化させるとともに、
ＭｎＳを形成して耐遅れ破壊性を劣化させるので、０．
０１０％以下に限定する。
【００１３】Ｎｉ：Ｎｉは焼入性の向上に寄与する元素
であるので、高強度部品の寸法などに応じてその添加量
を調整するのがよく、これによってボルトの焼入性を確
保する。また、１５００ＭＰａ以上の強度レベルで耐遅
れ破壊性を維持するためには旧オーステナイト粒界だけ
でなく、基地の靭性を高める必要がある。Ｎｉは基地の
靭性向上に有効である。このため、Ｎｉの含有量を０．
８％以上とした。しかし、過度の添加はボルト成形前の
素材の硬さの上昇を招き、ボルト成形時の金型寿命を短
縮し、コストの増大を招くことがある。このため、２．
４％以下とするのがよい。
であるので、高強度部品の寸法などに応じてその添加量
を調整するのがよく、これによってボルトの焼入性を確
保する。また、１５００ＭＰａ以上の強度レベルで耐遅
れ破壊性を維持するためには旧オーステナイト粒界だけ
でなく、基地の靭性を高める必要がある。Ｎｉは基地の
靭性向上に有効である。このため、Ｎｉの含有量を０．
８％以上とした。しかし、過度の添加はボルト成形前の
素材の硬さの上昇を招き、ボルト成形時の金型寿命を短
縮し、コストの増大を招くことがある。このため、２．
４％以下とするのがよい。
【００１４】Ｃｒ：ＣｒはＮｉと同様に焼入性の向上に
寄与する元素であるので、高強度部品の寸法などに応じ
てその添加量を調整するのがよく、これによってボルト
の焼入性を確保する。このため、Ｃｒの含有量を０．８
％以上とした。しかし、過度の添加はＳｉおよびＭｎと
同様に粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を劣化させるの
で、上限を設定する必要がある。また、ボルト成形前の
素材の硬さの上昇を招くことがあるため、１．５％以下
とするのがよい。
寄与する元素であるので、高強度部品の寸法などに応じ
てその添加量を調整するのがよく、これによってボルト
の焼入性を確保する。このため、Ｃｒの含有量を０．８
％以上とした。しかし、過度の添加はＳｉおよびＭｎと
同様に粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を劣化させるの
で、上限を設定する必要がある。また、ボルト成形前の
素材の硬さの上昇を招くことがあるため、１．５％以下
とするのがよい。
【００１５】Ｍｏ：Ｍｏは焼入性の向上に寄与するとと
もに、結晶粒の微細化およびオーステナイト粒界の強度
向上に寄与する元素であり、さらには焼もどし時にじゅ
うぶんな二次硬化を得ることができるようにし、引張強
さ１５００ＭＰａ以上の強度を得るための焼もどし温度
が８５０°Ｋを上回るようにするために、０．８０％以
上とした。しかし、多量の添加により、巨大な一次炭化
物が晶出し、焼入れ時に残存して靭性のみならず、耐遅
れ破壊性の劣化をもたらすため、その上限を１．４％以
下にする。
もに、結晶粒の微細化およびオーステナイト粒界の強度
向上に寄与する元素であり、さらには焼もどし時にじゅ
うぶんな二次硬化を得ることができるようにし、引張強
さ１５００ＭＰａ以上の強度を得るための焼もどし温度
が８５０°Ｋを上回るようにするために、０．８０％以
上とした。しかし、多量の添加により、巨大な一次炭化
物が晶出し、焼入れ時に残存して靭性のみならず、耐遅
れ破壊性の劣化をもたらすため、その上限を１．４％以
下にする。
【００１６】Ｖ：Ｖは高温焼もどし時にじゅうぶんな二
次硬化を得ることができるようにするのに有効な元素で
あるので、０．１５％以上とした。しかし、多量の添加
により、巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存し
て靭性のみならず、耐遅れ破壊性の劣化をもたらすた
め、その上限を０．４％以下にする。
次硬化を得ることができるようにするのに有効な元素で
あるので、０．１５％以上とした。しかし、多量の添加
により、巨大な一次炭化物が晶出し、焼入れ時に残存し
て靭性のみならず、耐遅れ破壊性の劣化をもたらすた
め、その上限を０．４％以下にする。
【００１７】ＡｌはＮとともにＡｌＮを形成して結晶粒
を微細化し、靭性の向上を図るのに有効な元素であり、
このような効果を得るために０．０１％以上とした。し
かし、多すぎると地きずとなる大型介在物を生成し、Ａ
ｌ２Ｏ３が疲労の起点となるため０．０６％以下とし
た。
を微細化し、靭性の向上を図るのに有効な元素であり、
このような効果を得るために０．０１％以上とした。し
かし、多すぎると地きずとなる大型介在物を生成し、Ａ
ｌ２Ｏ３が疲労の起点となるため０．０６％以下とし
た。
【００１８】ＮはＡｌとともにＡｌＮを形成して結晶粒
を微細化し、靭性の向上を図るのに有効な元素であるの
で、このような効果を得るために０．００５％以上とし
た。そして、Ｎの添加量はＡｌの添加量のおよそ１／２
とすることが望ましいが、多すぎると地きずとなる大型
介在物を生成するので、０．０３％以下とした。
を微細化し、靭性の向上を図るのに有効な元素であるの
で、このような効果を得るために０．００５％以上とし
た。そして、Ｎの添加量はＡｌの添加量のおよそ１／２
とすることが望ましいが、多すぎると地きずとなる大型
介在物を生成するので、０．０３％以下とした。
【００１９】Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、結
晶粒の微細化に効果が有り、基地の靭性強化に有効であ
るので、必要に応じて添加する。しかし、０．０５％を
越えて添加しても効果は飽和するので、０．０５％以下
とするのがよい。
晶粒の微細化に効果が有り、基地の靭性強化に有効であ
るので、必要に応じて添加する。しかし、０．０５％を
越えて添加しても効果は飽和するので、０．０５％以下
とするのがよい。
【００２０】焼入温度：焼入温度は、焼入れ前の炭化物
を固溶させ、じゅうぶんな二次硬化を得るために１１７
５°Ｋ以上に設定することが望ましい。これより低い温
度で焼入れを行うと、焼もどしによって１５００ＭＰａ
以上の引張強さが得られない。 焼もどし温度：焼もどし温度は、ＭｏやＶ炭化物の二次
硬化を効果的に利用するために８５０°Ｋ以上で行うよ
うにする。これよりも低い温度で焼もどしを行うと、目
標とする強度が得られないばかりか、耐遅れ破壊性が著
しく劣化する。
を固溶させ、じゅうぶんな二次硬化を得るために１１７
５°Ｋ以上に設定することが望ましい。これより低い温
度で焼入れを行うと、焼もどしによって１５００ＭＰａ
以上の引張強さが得られない。 焼もどし温度：焼もどし温度は、ＭｏやＶ炭化物の二次
硬化を効果的に利用するために８５０°Ｋ以上で行うよ
うにする。これよりも低い温度で焼もどしを行うと、目
標とする強度が得られないばかりか、耐遅れ破壊性が著
しく劣化する。
【００２１】
【実施例】第１表に示す化学成分の本発明例による鋼Ａ
〜Ｆおよび比較例Ｇ〜Ｍをそれぞれ溶製したのち造塊
し、各鋼を直径１０ｍｍの線材に圧延した。
〜Ｆおよび比較例Ｇ〜Ｍをそれぞれ溶製したのち造塊
し、各鋼を直径１０ｍｍの線材に圧延した。
【００２２】
【表１】
【００２３】ついで、各線材に焼なましを施した後、引
張り試験片に加工した。引張試験には縮小ＪＩＳ４号試
験片を使用した。調質後の引張試験の結果を第２表と第
３表に示す。なお、焼入れは所定の温度に３０分保持
後、油冷で行った。また、焼もどしは所定の温度に１時
間保持後、空冷で行った。
張り試験片に加工した。引張試験には縮小ＪＩＳ４号試
験片を使用した。調質後の引張試験の結果を第２表と第
３表に示す。なお、焼入れは所定の温度に３０分保持
後、油冷で行った。また、焼もどしは所定の温度に１時
間保持後、空冷で行った。
【００２４】また、各線材に焼なましを施した後、遅れ
破壊試験片に加工した。遅れ破壊特性の試験に際しては
第１図に示す曲げ型促進試験片（ｌ１＝２０ｍｍ、ｄ１
＝６ｍｍ、ｄ２＝４ｍｍ、Ｒ＝０．１ｍｍ）を使用し、
片持ち曲げ荷重を負荷して行った。また、試験環境は
０．１Ｎ−ＨＣｌ水溶液を試験片の切欠き部に滴下し、
曲げ応力を加えた。
破壊試験片に加工した。遅れ破壊特性の試験に際しては
第１図に示す曲げ型促進試験片（ｌ１＝２０ｍｍ、ｄ１
＝６ｍｍ、ｄ２＝４ｍｍ、Ｒ＝０．１ｍｍ）を使用し、
片持ち曲げ荷重を負荷して行った。また、試験環境は
０．１Ｎ−ＨＣｌ水溶液を試験片の切欠き部に滴下し、
曲げ応力を加えた。
【００２５】そして、各供試材の耐遅れ破壊性は、静曲
げ応力（σＳＢ）に対する遅れ破壊試験３０時間後にお
ける強度（σ３０ｈ）との比、すなわち遅れ破壊強度比
σ３０ｈ／σＳＢで表した。この結果を第２表と第３
表に示す。なお、引張強さが１５００ＭＰａよりも小さ
い試験片については、比較例のＹを除いて、遅れ破壊試
験を行わなかった。
げ応力（σＳＢ）に対する遅れ破壊試験３０時間後にお
ける強度（σ３０ｈ）との比、すなわち遅れ破壊強度比
σ３０ｈ／σＳＢで表した。この結果を第２表と第３
表に示す。なお、引張強さが１５００ＭＰａよりも小さ
い試験片については、比較例のＹを除いて、遅れ破壊試
験を行わなかった。
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】第２表に示すように引張強さ１２００ＭＰ
ａ級の比較例Ｙ鋼の遅れ破壊強度比は０．７０である。
そこで、０．７０以上の遅れ破壊強度比が得られるか否
かで、耐遅れ破壊性の優劣を判断することにした。
ａ級の比較例Ｙ鋼の遅れ破壊強度比は０．７０である。
そこで、０．７０以上の遅れ破壊強度比が得られるか否
かで、耐遅れ破壊性の優劣を判断することにした。
【００２９】第２表に示すように、本発明例の鋼Ａ〜Ｆ
は、請求範囲の焼入温度、焼もどし温度域の熱処理によ
って引張強さ１５００ＭＰａ以上の引張強さを示してい
る。さらに、比較例Ｙよりも高い遅れ破壊強度比を示し
ている。
は、請求範囲の焼入温度、焼もどし温度域の熱処理によ
って引張強さ１５００ＭＰａ以上の引張強さを示してい
る。さらに、比較例Ｙよりも高い遅れ破壊強度比を示し
ている。
【００３０】これに対し、比較例Ｇ、Ｐ、Ｒは、それぞ
れ、Ｃ、Ｍｏ、Ｖ含有量が請求範囲よりも低いため、じ
ゅうぶんな二次硬化量が得られず、１５００ＭＰａ以上
の引張強さを得られなかった。Ｕ、Ｗ、Ｘはそれぞれ、
Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ含有量が請求範囲よりも高いため、大型
介在物が生成し、これが破壊の起点になり、低い引張応
力で破断したため、１５００ＭＰａ以上が得られなかっ
た。
れ、Ｃ、Ｍｏ、Ｖ含有量が請求範囲よりも低いため、じ
ゅうぶんな二次硬化量が得られず、１５００ＭＰａ以上
の引張強さを得られなかった。Ｕ、Ｗ、Ｘはそれぞれ、
Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ含有量が請求範囲よりも高いため、大型
介在物が生成し、これが破壊の起点になり、低い引張応
力で破断したため、１５００ＭＰａ以上が得られなかっ
た。
【００３１】また、比較例Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、
Ｏ、Ｑ、Ｓ、Ｔ、Ｖの引張強さは１５００ＭＰａ以上得
られたが、遅れ破壊強度比は、０．７よりも小さいこと
がわかった。比較例Ｈでは、Ｃが請求範囲の上限を越え
たため、遅れ破壊感受性が増大したことによる。比較例
ｌでは、Ｓｉが請求範囲の上限を越えたため、不純物元
素のオーステナイト粒界への偏析量が増加し、旧オース
テナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大したことによる。
比較例Ｊでは、Ｍｎが請求範囲の上限を越えたため、不
純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が増加し、旧
オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大したことに
よる。比較例Ｌでは、Ｐが請求範囲の上限を越えたた
め、不純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が増加
し、旧オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大した
ことによる。比較例Ｍでは、Ｓが請求範囲の上限を越え
たため、不純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が
増加し、旧オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大
したことによる。比較例Ｎでは、Ｎｉが請求範囲の下限
を下回ったため、基地の遅れ破壊感受性が増大したこと
による。比較例Ｏでは、Ｃｒが請求脆囲を越えたため、
熱処理時の粒界酸化層深さが深くなり、試験片近傍の遅
れ破壊感受性が増大したことによる。比較例Ｑでは、Ｍ
ｏが請求範囲の上限を越えたため、巨大な一次共晶炭化
物が生成し、これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感
受性が増大したことによる。比較例Ｓでは、Ｖが請求範
囲の上限を越えたため、巨大な一次共晶炭化物が生成
し、これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感受性が増
大したことによる。比較例Ｔは、Ａｌが請求範囲を下回
ったため、結晶粒が粗大化し、これが基地の靭性を劣化
させ、遅れ破壊感受性が増大したことによる。比較例Ｖ
は、Ｎが請求範囲を下回ったため、結晶粒が粗大化し、
これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感受性が増大し
たことによる。
Ｏ、Ｑ、Ｓ、Ｔ、Ｖの引張強さは１５００ＭＰａ以上得
られたが、遅れ破壊強度比は、０．７よりも小さいこと
がわかった。比較例Ｈでは、Ｃが請求範囲の上限を越え
たため、遅れ破壊感受性が増大したことによる。比較例
ｌでは、Ｓｉが請求範囲の上限を越えたため、不純物元
素のオーステナイト粒界への偏析量が増加し、旧オース
テナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大したことによる。
比較例Ｊでは、Ｍｎが請求範囲の上限を越えたため、不
純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が増加し、旧
オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大したことに
よる。比較例Ｌでは、Ｐが請求範囲の上限を越えたた
め、不純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が増加
し、旧オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大した
ことによる。比較例Ｍでは、Ｓが請求範囲の上限を越え
たため、不純物元素のオーステナイト粒界への偏析量が
増加し、旧オーステナイト粒界の遅れ破壊感受性が増大
したことによる。比較例Ｎでは、Ｎｉが請求範囲の下限
を下回ったため、基地の遅れ破壊感受性が増大したこと
による。比較例Ｏでは、Ｃｒが請求脆囲を越えたため、
熱処理時の粒界酸化層深さが深くなり、試験片近傍の遅
れ破壊感受性が増大したことによる。比較例Ｑでは、Ｍ
ｏが請求範囲の上限を越えたため、巨大な一次共晶炭化
物が生成し、これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感
受性が増大したことによる。比較例Ｓでは、Ｖが請求範
囲の上限を越えたため、巨大な一次共晶炭化物が生成
し、これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感受性が増
大したことによる。比較例Ｔは、Ａｌが請求範囲を下回
ったため、結晶粒が粗大化し、これが基地の靭性を劣化
させ、遅れ破壊感受性が増大したことによる。比較例Ｖ
は、Ｎが請求範囲を下回ったため、結晶粒が粗大化し、
これが基地の靭性を劣化させ、遅れ破壊感受性が増大し
たことによる。
【００３２】第３表に、第２表での本発明例での鋼Ａ〜
Ｆの、焼入温度、焼もどし温度域が本請求範囲にあるも
のと、請求範囲を逸脱するものとの引張強さと遅れ破壊
強度比を示す。
Ｆの、焼入温度、焼もどし温度域が本請求範囲にあるも
のと、請求範囲を逸脱するものとの引張強さと遅れ破壊
強度比を示す。
【００３３】焼入温度が１１７５Ｋよりも低い場合、い
ずれの鋼種とも引張強さが１５００ＭＰａよりも低かっ
た。これは、焼入加熱時に炭化物がじゅうぶん固溶しな
かったため、二次硬化量が小さくなったことによる。
ずれの鋼種とも引張強さが１５００ＭＰａよりも低かっ
た。これは、焼入加熱時に炭化物がじゅうぶん固溶しな
かったため、二次硬化量が小さくなったことによる。
【００３４】焼もどし温度が８５０°Ｋよりも低い場
合、いずれの鋼種とも引張強さは１５００ＭＰａ以上を
得られた。しかし、遅れ破壊強度比は、第２表の比較例
Ｙの０．７０を下回ることがわかる。これは、二次硬化
に寄与する炭化物がじゅうぶんに析出しなかったため
に、水素の捕捉量が減少し、遅れ破壊起点部への水素の
拡散を防止できなかったことによる。
合、いずれの鋼種とも引張強さは１５００ＭＰａ以上を
得られた。しかし、遅れ破壊強度比は、第２表の比較例
Ｙの０．７０を下回ることがわかる。これは、二次硬化
に寄与する炭化物がじゅうぶんに析出しなかったため
に、水素の捕捉量が減少し、遅れ破壊起点部への水素の
拡散を防止できなかったことによる。
【００３５】
【発明の効果】以上説明してきたように、本発明によっ
て、引張強さ１５００ＭＰａ以上を有し、１２００ＭＰ
ａに調質した強靭鋼と同等以上の耐遅れ破壊性を有する
ボルトの製造が可能になる。これによって、構造部品の
軽量化や小型化が達成されるので、工業的な効果は大き
い。
て、引張強さ１５００ＭＰａ以上を有し、１２００ＭＰ
ａに調質した強靭鋼と同等以上の耐遅れ破壊性を有する
ボルトの製造が可能になる。これによって、構造部品の
軽量化や小型化が達成されるので、工業的な効果は大き
い。
【図１】遅れ破壊試験片形状を示す。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４％以下、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．８〜
２．４％、Ｃｒ：０．８〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜
１．４％、Ｖ：０．１５〜０．４０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．０３％と必要に応
じてＮｂ：０．０５％以下を含有し、残部実質的にＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼を用いて加工したボルト
を、１１７５°Ｋ以上の温度から焼入れ、８５０°Ｋ以
上の温度で焼きもどしすることを特徴とした、引張強さ
１５００ＭＰａ以上であり、耐遅れ破壊性に優れた高強
度ボルトの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6850395A JPH08225845A (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 耐遅れ破壊性に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 |
|---|---|---|---|
| JP6850395A JPH08225845A (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225845A true JPH08225845A (ja) | 1996-09-03 |
Family
ID=13375575
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6850395A Pending JPH08225845A (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08225845A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1371863A1 (en) * | 2001-03-22 | 2003-12-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength bolt excellent in delayed fracture resistance characteristics and its steel product |
| JP2006131990A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-05-25 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその耐遅れ破壊特性向上方法 |
| JP2007031736A (ja) * | 2005-07-22 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法 |
| WO2020162616A1 (ja) * | 2019-02-08 | 2020-08-13 | 日本製鉄株式会社 | ボルト、及びボルト用鋼材 |
| WO2021094088A1 (de) * | 2019-11-11 | 2021-05-20 | Robert Bosch Gmbh | Umwandlungsträge stahllegierung, verfahren zur herstellung der umwandlungsträgen stahllegierung und wasserstoffspeicher mit einer komponente aus der umwandlungsträgen stahllegierung |
-
1995
- 1995-02-20 JP JP6850395A patent/JPH08225845A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2021094088A1 (de) * | 2019-11-11 | 2021-05-20 | Robert Bosch Gmbh | Umwandlungsträge stahllegierung, verfahren zur herstellung der umwandlungsträgen stahllegierung und wasserstoffspeicher mit einer komponente aus der umwandlungsträgen stahllegierung |
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|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Effective date: 20040519 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040602 |
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| A521 | Written amendment |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050517 |