JPS6286149A - 強靭ボルト用鋼 - Google Patents
強靭ボルト用鋼Info
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- JPS6286149A JPS6286149A JP19334785A JP19334785A JPS6286149A JP S6286149 A JPS6286149 A JP S6286149A JP 19334785 A JP19334785 A JP 19334785A JP 19334785 A JP19334785 A JP 19334785A JP S6286149 A JPS6286149 A JP S6286149A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野１
本発明は強靭ボルト鋼に関しさらに詳しくは、自動車用
高強度ボルトやソケットスクリュウ等に使用される遅れ
破壊性および衝撃値に優れた強靭ボルト鋼に関する。
高強度ボルトやソケットスクリュウ等に使用される遅れ
破壊性および衝撃値に優れた強靭ボルト鋼に関する。
［従来技術１
一般にボルト用鋼として、クロムモリブデン鋼（ＳＣＭ
４３５．４４（））が、過去永い間使用されてきている
が、最近になって、耐遅れ破壊性が低い、衝撃値が低い
、冷間加工性が悪いという多くの問題が発生してきた。
４３５．４４（））が、過去永い間使用されてきている
が、最近になって、耐遅れ破壊性が低い、衝撃値が低い
、冷間加工性が悪いという多くの問題が発生してきた。
そして、遅れ破壊性は使用状況にもよるが、引張強さ約
１２０ ｋ８Ｌ＋ｎｍ２以上の高強度に調質された鋼材
に発生し、母材強度と応力集中係数および腐蝕環境、特
に、鋼材表面からの水素の侵入し易さの影響を受け、そ
の影響度の大きい程短時間で確に推定し、許容限度内で
使用することが必須の特性である。しかしながら、遅れ
破壊現象の定量的把握が困難なことから、実際には屡々
遅れ破壊が発生しているのが現状である。
１２０ ｋ８Ｌ＋ｎｍ２以上の高強度に調質された鋼材
に発生し、母材強度と応力集中係数および腐蝕環境、特
に、鋼材表面からの水素の侵入し易さの影響を受け、そ
の影響度の大きい程短時間で確に推定し、許容限度内で
使用することが必須の特性である。しかしながら、遅れ
破壊現象の定量的把握が困難なことから、実際には屡々
遅れ破壊が発生しているのが現状である。
［発明が解決しようとする問題点Ｊ
本発明は上記に説明したような鋼材の遅れ破壊現象の発
生を防止したちのであり、本発明者が遅れ破壊現象につ
いで研究を行なっている過程において得られた知見を現
象論的に応用することにより、耐遅れ破壊性に優れ、さ
らに、衝撃値、特に低温衝撃値に優れたボルト用鋼を開
発したのである。
生を防止したちのであり、本発明者が遅れ破壊現象につ
いで研究を行なっている過程において得られた知見を現
象論的に応用することにより、耐遅れ破壊性に優れ、さ
らに、衝撃値、特に低温衝撃値に優れたボルト用鋼を開
発したのである。
１問題点を解決するための手段］
本発明に係る強靭ボルト鋼は、
（１）Ｃｏ、２５〜０．４０ＷＬ％、Ｓｉ ≦０．５０
切Ｌ％、Ｎｉｎ ０．４０−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．
４０−１．５ｗｔ％、Ｂ ０１０００５〜０．００５０
田Ｌ％、ｌ＼ｌ ０１０１０〜ｏ、ｏｓｏ四ｔ％、Ｔｉ
０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．０Ｏ６ＩＩＩＬ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％Ｎ（
ｔｏＬａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但
しＮ （Ｆ ｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０ｈｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｕ＋ｍ２（Ｉ（Ｒｃ３０−４４）、衝撃値≧
〜０．３５σＢ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（ｉ小値８
ｋｇｆｍ／ａｍ２以上）が得られる３８０℃以上もしく
は３００℃以下で焼戻して使用されることをＶｆ徴とす
る強靭ボルト鋼を第１の発明とし、 （２）Ｃ０．２５〜０．４０１１１Ｌ％、Ｓｉ ≦０．
５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０−１，Ｏｗｔ％、Ｃｒ ０
１４０−１．５ｗｔ％、Ａｌ０．０１０−０．０８０ｗ
ｔ％、 Ｔｉ ０．０１０−０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０
〜０．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％、Ｎ（ｔ
ｏｔａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但し
Ｎ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、かつ、 ＭｏＳ２，５ｗｔ％、■ ≦０．２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．
２ｗｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４
５ｋｇｆ／ｍｍ２（ＨＲｃ３０−４４）、衝撃値≧〜０
．３５σ、 ＋ ５７ 、５ ｋｇｆｎ＋／ｃｎ＋２（
最小値８ｋｇｆｍ／Ｃｍ２以上）が得られる３８０℃以
上らしくは３００℃以下で焼戻して使用されることを特
徴とする強靭ボルト鋼を第２の発明とし、 （３）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ ≦０．５０
すｔ％、Ｍｎ ０．４０−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．４
０−１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５０ｗ
ｔ％、Ａｌ ０．０１０−０．０８０ｗｔ％、Ｔｉ ０
．０１０〜０．］Ｏｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０．１
０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６響ｔ％、Ｎ（
ｔｏｔａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但
しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８１ｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ ６０．２ｗｔ％、Ｃｕ ≦０．８ｗｔ％の１種ま
たは２種 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ ≦ ０．０１ｗｔ％を含有し、残
部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４５ｋｇｆ／ｎ
ｖ＋２（ＨＲｃ３０−４４）、衝撃値≧０ 、３５ σ
、＋ ５７ 、５ ｋｇｒｍ／ ｃｍ２（最小値８ｋｇ
ｆｍ／ｃ＋ｎ２１．．Ｌ上）が得られる３ ８０ ’Ｃ
以」二もしくは３ ｆ’） ０℃以下で焼戻して使用さ
れることを特徴とする強靭ボルト鋼を第３の発明とし、 ｔＡｌρ＾９り〜凸Ａｎ、、、ＩＯｉ Ｑ； ＜ ｌ
’ｌ Ｉ：、ｎ、、、＋０１Ｍｎ ０．４０−１．０ｗ
ｔ％、Ｃｒ ０．４０−１．５ｗｔ％、Ａｌ ０．０１
０〜０．０８０ｗｔ％−Ｔｉ ０．０１０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０．１０ｉｗｔ％の１種また
は２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％ｗｔ％
Ｎ（ｔｏｔａｌ） ０．００１５〜０．０１００ｗｔ％
（但しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０Ｏ０８ｗｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ ≦２．Ｏｗｔ％、ＭｏＳ２．５１％、■ ≦０．
２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．２ｗｔ％、Ｃｕ ≦ ０．８ｗ
ｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％を 含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４５
ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”（Ｉ（Ｒｃ３０−４４）、衝撃値≧
〜０．３５ｃｒＢ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（最小値
８ｋｇｆ’ｍ／ｃｍ２以上）が得られる３ ８０ ’Ｃ
以上もしくは３００℃以下で焼戻して使用されるること
を特徴とする強靭ボルト鋼を第４の発明とする４つのの
発明よりなるものである。
切Ｌ％、Ｎｉｎ ０．４０−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．
４０−１．５ｗｔ％、Ｂ ０１０００５〜０．００５０
田Ｌ％、ｌ＼ｌ ０１０１０〜ｏ、ｏｓｏ四ｔ％、Ｔｉ
０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．０Ｏ６ＩＩＩＬ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％Ｎ（
ｔｏＬａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但
しＮ （Ｆ ｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０ｈｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｕ＋ｍ２（Ｉ（Ｒｃ３０−４４）、衝撃値≧
〜０．３５σＢ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（ｉ小値８
ｋｇｆｍ／ａｍ２以上）が得られる３８０℃以上もしく
は３００℃以下で焼戻して使用されることをＶｆ徴とす
る強靭ボルト鋼を第１の発明とし、 （２）Ｃ０．２５〜０．４０１１１Ｌ％、Ｓｉ ≦０．
５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０−１，Ｏｗｔ％、Ｃｒ ０
１４０−１．５ｗｔ％、Ａｌ０．０１０−０．０８０ｗ
ｔ％、 Ｔｉ ０．０１０−０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０
〜０．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％、Ｎ（ｔ
ｏｔａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但し
Ｎ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、かつ、 ＭｏＳ２，５ｗｔ％、■ ≦０．２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．
２ｗｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４
５ｋｇｆ／ｍｍ２（ＨＲｃ３０−４４）、衝撃値≧〜０
．３５σ、 ＋ ５７ 、５ ｋｇｆｎ＋／ｃｎ＋２（
最小値８ｋｇｆｍ／Ｃｍ２以上）が得られる３８０℃以
上らしくは３００℃以下で焼戻して使用されることを特
徴とする強靭ボルト鋼を第２の発明とし、 （３）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ ≦０．５０
すｔ％、Ｍｎ ０．４０−１．０ｗｔ％、Ｃｒ ０．４
０−１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５０ｗ
ｔ％、Ａｌ ０．０１０−０．０８０ｗｔ％、Ｔｉ ０
．０１０〜０．］Ｏｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０．１
０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６響ｔ％、Ｎ（
ｔｏｔａｌ） ０．００１５−０．０１００ｗｔ％（但
しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８１ｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ ６０．２ｗｔ％、Ｃｕ ≦０．８ｗｔ％の１種ま
たは２種 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ ≦ ０．０１ｗｔ％を含有し、残
部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４５ｋｇｆ／ｎ
ｖ＋２（ＨＲｃ３０−４４）、衝撃値≧０ 、３５ σ
、＋ ５７ 、５ ｋｇｒｍ／ ｃｍ２（最小値８ｋｇ
ｆｍ／ｃ＋ｎ２１．．Ｌ上）が得られる３ ８０ ’Ｃ
以」二もしくは３ ｆ’） ０℃以下で焼戻して使用さ
れることを特徴とする強靭ボルト鋼を第３の発明とし、 ｔＡｌρ＾９り〜凸Ａｎ、、、ＩＯｉ Ｑ； ＜ ｌ
’ｌ Ｉ：、ｎ、、、＋０１Ｍｎ ０．４０−１．０ｗ
ｔ％、Ｃｒ ０．４０−１．５ｗｔ％、Ａｌ ０．０１
０〜０．０８０ｗｔ％−Ｔｉ ０．０１０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ｚｒ ０．０１０〜０．１０ｉｗｔ％の１種また
は２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％ｗｔ％
Ｎ（ｔｏｔａｌ） ０．００１５〜０．０１００ｗｔ％
（但しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０Ｏ０８ｗｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ ≦２．Ｏｗｔ％、ＭｏＳ２．５１％、■ ≦０．
２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．２ｗｔ％、Ｃｕ ≦ ０．８ｗ
ｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％を 含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０−１４５
ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”（Ｉ（Ｒｃ３０−４４）、衝撃値≧
〜０．３５ｃｒＢ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（最小値
８ｋｇｆ’ｍ／ｃｍ２以上）が得られる３ ８０ ’Ｃ
以上もしくは３００℃以下で焼戻して使用されるること
を特徴とする強靭ボルト鋼を第４の発明とする４つのの
発明よりなるものである。
本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊強度が鋼材の低
温焼戻脆性の影響を強く受けることとその脆化温度域の
改善利用に基いてなされたものであり、例えば、第１図
（、）に示す現在使用されているＳ ＣＭ ４３５の場
合、低温焼戻脆化温度域は３００〜４５０℃の範囲内に
あり、４２５℃の温度で焼戻しな時遅れ破壊強さくσ、
）は１１０ｋｇｒ／１１１ｍ２．３７５℃の温度で焼戻
した場合は７０ｋｇｆ／１１ｈ１２にまで急檄に低下し
、母材強度以下で破壊するか、焼戻温度が３００℃以下
になると、また上昇している。この脆化域の中心（３７
５℃）附近で焼戻しな鋼材の使用は遅れ破壊強度が非常
に低いために危険であり、時には切欠部以外の位置から
破壊が生じたりする。
温焼戻脆性の影響を強く受けることとその脆化温度域の
改善利用に基いてなされたものであり、例えば、第１図
（、）に示す現在使用されているＳ ＣＭ ４３５の場
合、低温焼戻脆化温度域は３００〜４５０℃の範囲内に
あり、４２５℃の温度で焼戻しな時遅れ破壊強さくσ、
）は１１０ｋｇｒ／１１１ｍ２．３７５℃の温度で焼戻
した場合は７０ｋｇｆ／１１ｈ１２にまで急檄に低下し
、母材強度以下で破壊するか、焼戻温度が３００℃以下
になると、また上昇している。この脆化域の中心（３７
５℃）附近で焼戻しな鋼材の使用は遅れ破壊強度が非常
に低いために危険であり、時には切欠部以外の位置から
破壊が生じたりする。
この現象は程度の差こそあれ、全べての強靭鋼に共通し
て生じるものであり、現在使用のＳＣＭ４３５は経験的
に焼戻温度４５０℃以上で用いられてきた。
て生じるものであり、現在使用のＳＣＭ４３５は経験的
に焼戻温度４５０℃以上で用いられてきた。
このような、現在使用されているＳＣＭ４３５の遅れ破
壊に鑑み、本発明に係る強靭ボルト鋼においては、低温
焼戻脆性を改善するために、（イ）Ｃ，Ｃｒ、Ａｌ含有
量を減少させて焼入性過多を調整する。
壊に鑑み、本発明に係る強靭ボルト鋼においては、低温
焼戻脆性を改善するために、（イ）Ｃ，Ｃｒ、Ａｌ含有
量を減少させて焼入性過多を調整する。
（ロ）ノ＼１、ＴｉまたはＺｒを含有させて細粒鋼とし
、その結果として焼入性が低下するのをＢを含有させる
ことにより補なう。同時に固溶Ｎを減少させる。
、その結果として焼入性が低下するのをＢを含有させる
ことにより補なう。同時に固溶Ｎを減少させる。
（ハ）粒界附近に強く偏析するＰを極度に減少させる。
（ニ）不純物元素のＳを極度に減少させる。
等を行なうことにより、効果のあることか確認された。
本発明に係る強靭ボルト鋼について以下詳細に説明する
。
。
第１図（ｂ）に本発明に係る強靭ボルト鋼（略番２１）
を示すが、この第１図（ａ）（ｂ）の比較において、現
在使用されているＳＣＭ４３Ｓは焼戻温度が４５０ ’
Ｃの時母材強度が１３０ｋｇｆ／醋２、遅れ破塊強さが
１５０ｋｇｆ／…Ｉ２であるが、本発明に係る強靭ポル
１ｌＧ４（略番２１）では焼戻温度４００℃の時は材強
度が１４０ ｋｇｒ ／ ｌ１１ｍ２、遅れ破壊強さが
１６０ ｋｇｆ ／ｍ＋＋＋２となっており、焼戻脆化
温度が約５０℃低温側に改善されていることがわかる。
を示すが、この第１図（ａ）（ｂ）の比較において、現
在使用されているＳＣＭ４３Ｓは焼戻温度が４５０ ’
Ｃの時母材強度が１３０ｋｇｆ／醋２、遅れ破塊強さが
１５０ｋｇｆ／…Ｉ２であるが、本発明に係る強靭ポル
１ｌＧ４（略番２１）では焼戻温度４００℃の時は材強
度が１４０ ｋｇｒ ／ ｌ１１ｍ２、遅れ破壊強さが
１６０ ｋｇｆ ／ｍ＋＋＋２となっており、焼戻脆化
温度が約５０℃低温側に改善されていることがわかる。
囚に、本発明に係る強靭ボルト鋼（略番２１）は上記説
明のように改善された結果、遅れ破壊発生限界が約１０
ｋｇｆ ／ＩＩ＋ｍ２上昇改善された。
明のように改善された結果、遅れ破壊発生限界が約１０
ｋｇｆ ／ＩＩ＋ｍ２上昇改善された。
また、本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊発生）原
として鋼材表面に露出したＭｎＳ系介材物か腐蝕環境下
で反応し、水素脆化を誘引すというπ実に基いて、不純
物元素Ｓを可能な限界の０．００３ｗｔ％位まで下げる
と同時に、ＭｎＳを酸に対してより安定な化合物ＴｉＳ
またはＺｒＳに置換すべくＴｉおよびＺｒの含有実験を
行ない、効果が認められた。
として鋼材表面に露出したＭｎＳ系介材物か腐蝕環境下
で反応し、水素脆化を誘引すというπ実に基いて、不純
物元素Ｓを可能な限界の０．００３ｗｔ％位まで下げる
と同時に、ＭｎＳを酸に対してより安定な化合物ＴｉＳ
またはＺｒＳに置換すべくＴｉおよびＺｒの含有実験を
行ない、効果が認められた。
本発明に係る強靭ボルト鋼の含有成分および成分割合に
ついせ説明する。
ついせ説明する。
Ｃはその含有量が増すと焼入性が増大すると共に強度お
よび硬さが高くなり、反面靭性が低下す！、 ｔ、 、
ｙ＜ ｆｆｆｉｎｎｌ−ｊｆｔ ７−占−！ｌ’ｎ
ｉ ｎ １１Ｂ １−４＋ ｒｋ ７／’含有量は最
終製品の強度水準と最適焼戻温度を調整するのに重要で
あり、焼戻温度３８０℃以上で母材の引張強さが最低１
４０ ｋｇｆ ／ｍｎ２以上得られることを鋼種設計の
基準にした場合、Ｃ含有量は０、２５−０．４０ｗｔ％
となり、含有量が０．２５ｗｔ％未満では充分な強度が
得られず、また、０．４０ｗｔ％を越えると靭性が不足
する。よって、Ｃ含有量は０．２５〜０．４０ｎｔ％と
する。
よび硬さが高くなり、反面靭性が低下す！、 ｔ、 、
ｙ＜ ｆｆｆｉｎｎｌ−ｊｆｔ ７−占−！ｌ’ｎ
ｉ ｎ １１Ｂ １−４＋ ｒｋ ７／’含有量は最
終製品の強度水準と最適焼戻温度を調整するのに重要で
あり、焼戻温度３８０℃以上で母材の引張強さが最低１
４０ ｋｇｆ ／ｍｎ２以上得られることを鋼種設計の
基準にした場合、Ｃ含有量は０、２５−０．４０ｗｔ％
となり、含有量が０．２５ｗｔ％未満では充分な強度が
得られず、また、０．４０ｗｔ％を越えると靭性が不足
する。よって、Ｃ含有量は０．２５〜０．４０ｎｔ％と
する。
Ｓｉは脱酸剤として含有させ、上限を０．５０ｗｔ％と
する。
する。
ム・１０は焼入性を増し、高強度を得られ易くするか、
偏析して靭性を害し、また、Ｓ含有量を０．０１５ｗｔ
％以下に減少するとＭｎｎ偏行反対に急、増するなど有
害性も大きいが、焼入性元素として必要であり、含有量
が０．４０ｗｔ％未満では焼入性が不足腰 また、１．
０ＩＩＩＬ％を越えると靭性の劣化が着しくなる。よっ
て、Ｍｎ含有量は０．４０〜１，４０〜１．０ｗｔ％と
する。
偏析して靭性を害し、また、Ｓ含有量を０．０１５ｗｔ
％以下に減少するとＭｎｎ偏行反対に急、増するなど有
害性も大きいが、焼入性元素として必要であり、含有量
が０．４０ｗｔ％未満では焼入性が不足腰 また、１．
０ＩＩＩＬ％を越えると靭性の劣化が着しくなる。よっ
て、Ｍｎ含有量は０．４０〜１，４０〜１．０ｗｔ％と
する。
Ｃｒは焼入性を増大し、高強度が得られ易くするが焼戻
温度を高くし、含有量が０．４０１％未満では焼入調整
元素として強度と靭性を確保することができず、また、
１．５ｗｔ％を越えると焼戻脆化温度域か広くなり、低
Ｐ化および低Ｓ化等の効果を無くす程遅れ破壊強度を低
下する。よって、耐蝕性を増大することを含めてＣｒ含
有量は０．４０〜１．５ｗｔ％とする。
温度を高くし、含有量が０．４０１％未満では焼入調整
元素として強度と靭性を確保することができず、また、
１．５ｗｔ％を越えると焼戻脆化温度域か広くなり、低
Ｐ化および低Ｓ化等の効果を無くす程遅れ破壊強度を低
下する。よって、耐蝕性を増大することを含めてＣｒ含
有量は０．４０〜１．５ｗｔ％とする。
Ｂは一定の焼入性を確保するための元素であり、含有量
が０．０００５未満では焼入性が不足し、また、０、０
０５０ｗｔ％を越えると粒界破壊を生じ易くなる。
が０．０００５未満では焼入性が不足し、また、０、０
０５０ｗｔ％を越えると粒界破壊を生じ易くなる。
よって、Ｓ含有量は帆０００５〜０．００５０ａ＋ｔ％
とする。
とする。
Ａｌは脱酸剤であって、含有量が０．０１０ｗｔ％未満
では効果が少なく、また、脱酸、窒素固定の点から０．
０８０ｗｔ％存在すれば充分である。よって、Ａｌ含有
量は０．０１０〜ｏ、ｏｓｏ１％とする。
では効果が少なく、また、脱酸、窒素固定の点から０．
０８０ｗｔ％存在すれば充分である。よって、Ａｌ含有
量は０．０１０〜ｏ、ｏｓｏ１％とする。
ＴｉまたはＺ「は遅れ破壊に有害なＭｎＳが発生する前
に無害なＴｉＳまたはＺｒＳを生成させること、および
、細粒化効果やＮ固定による耐遅れ破壊性と靭性を向上
させるために含有させるものであり、即ち、凝固末期に
不純物Ｓは大きな非金属介在物である八１ｎＳとして晶
出し、本発明に係る強靭ボルト鋼においては精錬時に脱
硫処理をした後、ＴｉまたはＺｒを１種または２種含有
させ、残存Ｓを比較的小さな金属間化合物であるＴｉＳ
またはＺｒＳ粒子を生成させてＭｎＳの品出を防止し、
また、ＴｉまたはＺｒは鋼中Ｎの固定とＴｉＮまたはＺ
ｒＮによる細粒化補強のために含有させる元素であり、
Ｎは遅れ破壊性に有害なことは知られているのでＮの固
定はＡｌの含有だけでは不充分で、ＢとＴｉまたはＺｒ
を含有させることは重要であり、また、ＴｉＮ！たはＺ
ｒＮによる細粒化も焼入性を減するという問題もあるが
、焼戻脆性の改善を優先させたもので、ＴｉまたはＺｒ
の含有量が０．０１０未満ではこのような効果は少なく
、また、０、 ｆｏｕｎｔ％を越えると鋼の加工性を害
し、特に、熱間圧延後の表面疵を発生するようになる。
に無害なＴｉＳまたはＺｒＳを生成させること、および
、細粒化効果やＮ固定による耐遅れ破壊性と靭性を向上
させるために含有させるものであり、即ち、凝固末期に
不純物Ｓは大きな非金属介在物である八１ｎＳとして晶
出し、本発明に係る強靭ボルト鋼においては精錬時に脱
硫処理をした後、ＴｉまたはＺｒを１種または２種含有
させ、残存Ｓを比較的小さな金属間化合物であるＴｉＳ
またはＺｒＳ粒子を生成させてＭｎＳの品出を防止し、
また、ＴｉまたはＺｒは鋼中Ｎの固定とＴｉＮまたはＺ
ｒＮによる細粒化補強のために含有させる元素であり、
Ｎは遅れ破壊性に有害なことは知られているのでＮの固
定はＡｌの含有だけでは不充分で、ＢとＴｉまたはＺｒ
を含有させることは重要であり、また、ＴｉＮ！たはＺ
ｒＮによる細粒化も焼入性を減するという問題もあるが
、焼戻脆性の改善を優先させたもので、ＴｉまたはＺｒ
の含有量が０．０１０未満ではこのような効果は少なく
、また、０、 ｆｏｕｎｔ％を越えると鋼の加工性を害
し、特に、熱間圧延後の表面疵を発生するようになる。
しかして、ＴｉまたはＺｒの適正含有量は溶鋼中のＳレ
ベルの関連から、Ｓ ≦０．ＯＩｗｔ％のとき、Ｔｉ（
またはＺｒ）÷Ｓ ≧ ５〜２の比率で含有させる。よ
って、Ｔ１含有量は０．０１０−０．ＩＯｗｔ％とする
。
ベルの関連から、Ｓ ≦０．ＯＩｗｔ％のとき、Ｔｉ（
またはＺｒ）÷Ｓ ≧ ５〜２の比率で含有させる。よ
って、Ｔ１含有量は０．０１０−０．ＩＯｗｔ％とする
。
Ｐは焼戻脆性域の改善のｊこめに極めて低含有量とする
のがよく、含有量が０．００６ｗｔ％以下においてこの
効果が着しい。よって、Ｐ含有量は０．ＱＯ６１Ｍシ％
以下とする。因に、Ｐの凝固時の偏析は極めて多く、例
えば、罷工分析値でＰ ＝０．０２０ ｗｔ％の鋼材の
最大ミクロ偏析値Ｐ＋ｎａｘ＝０．２０％、同様にＰ＝
０．０Ｉ（ｈｗｔ％の時Ｐｍａｘ＝０．０７０％、さら
に、Ｐ”０．Ｏ０５ｗｔ％の時でもＰ ＋ｎａｘ ＝
０．０２０％らある。
のがよく、含有量が０．００６ｗｔ％以下においてこの
効果が着しい。よって、Ｐ含有量は０．ＱＯ６１Ｍシ％
以下とする。因に、Ｐの凝固時の偏析は極めて多く、例
えば、罷工分析値でＰ ＝０．０２０ ｗｔ％の鋼材の
最大ミクロ偏析値Ｐ＋ｎａｘ＝０．２０％、同様にＰ＝
０．０Ｉ（ｈｗｔ％の時Ｐｍａｘ＝０．０７０％、さら
に、Ｐ”０．Ｏ０５ｗｔ％の時でもＰ ＋ｎａｘ ＝
０．０２０％らある。
Ｃ＋↓丁ｚｔｓｈ＋−ｚ−ｙ＞＋ｎ Ｃ＋、Ｗｌｍ
ｌ−：ＴＩ！／１％＆、Ｌ７のはＴ１またはＺ「の含有
とも関連するが、遅れ破壊性改善に有害であるＭｎＳを
皆無にすることであり、同時にＴｉまたはＺｒの含有量
を必要最少限に抑えるため、精錬時のＳ含有量は少ない
程好ましく、特に、０．００３ｗｔ％以下とするのがよ
いが、現実的にＳ含有量は０．００６ｗｔ、％以下とす
る。
ｌ−：ＴＩ！／１％＆、Ｌ７のはＴ１またはＺ「の含有
とも関連するが、遅れ破壊性改善に有害であるＭｎＳを
皆無にすることであり、同時にＴｉまたはＺｒの含有量
を必要最少限に抑えるため、精錬時のＳ含有量は少ない
程好ましく、特に、０．００３ｗｔ％以下とするのがよ
いが、現実的にＳ含有量は０．００６ｗｔ、％以下とす
る。
Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは不純物元素であり、精錬時において
スクラップ等から混入し易く、何れの元素も０．０１ｗ
ｔ％を越えると粒界に偏析して焼戻脆性を強く劣化させ
、遅れ破壊性を害する。よって、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは合
計含有量は０．０１１１１ｔ％以下とする。
スクラップ等から混入し易く、何れの元素も０．０１ｗ
ｔ％を越えると粒界に偏析して焼戻脆性を強く劣化させ
、遅れ破壊性を害する。よって、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは合
計含有量は０．０１１１１ｔ％以下とする。
Ｎはその固溶Ｎは低温焼戻脆性に極めて有害であること
は知られていることから少ない程好ましく、固溶Ｎ含有
量は］Ｏｐｐｍ以下としなければならない。しがし、Ｎ
（ｔｏＬａｌ）は細粒化強化のため、主としてｌ＼ＩＮ
、さらに、ＴｉＮまたはＺｒＮの生成に最小限０．００
１５ｗｔ％以上必要で、また、最大０．０１００１１１
Ｌ％を越えると窒化物が有害な程に増加して加工性を害
する。よって、Ｎ（１，ｏｔａｌ）含有量は０．００１
５〜０．０１０４０〜１．０ｗｔ％とする。
は知られていることから少ない程好ましく、固溶Ｎ含有
量は］Ｏｐｐｍ以下としなければならない。しがし、Ｎ
（ｔｏＬａｌ）は細粒化強化のため、主としてｌ＼ＩＮ
、さらに、ＴｉＮまたはＺｒＮの生成に最小限０．００
１５ｗｔ％以上必要で、また、最大０．０１００１１１
Ｌ％を越えると窒化物が有害な程に増加して加工性を害
する。よって、Ｎ（１，ｏｔａｌ）含有量は０．００１
５〜０．０１０４０〜１．０ｗｔ％とする。
本発明に係る強靭ボルト鋼において上記に説明した以外
の含有成分について説明する。
の含有成分について説明する。
（イ） ０ｔｏＬａｌは残存酸素または酸化物はボル
ト用鋼の疲労強度、冷間加工性等の改善には、含有量は
２５ｐｐｍ以下とする必要がある。
ト用鋼の疲労強度、冷間加工性等の改善には、含有量は
２５ｐｐｍ以下とする必要がある。
（ａ） 本発明に係る強靭ポル）１に、さらに、耐候
性或いは低温衝撃性能を加える用途に適用する場合、Ｃ
”ｓ Ｎｉｓの１種または２種を含有させることができ
、そして、Ｃｕ含有量は６０．８ｗｔ％、Ｎｉ含有量は
≦２．０ｗｔ％とする。
性或いは低温衝撃性能を加える用途に適用する場合、Ｃ
”ｓ Ｎｉｓの１種または２種を含有させることができ
、そして、Ｃｕ含有量は６０．８ｗｔ％、Ｎｉ含有量は
≦２．０ｗｔ％とする。
（ハ）本発明に係る強靭ボルト鋼に耐熱性を」級備させ
る用途に適用する場合、焼入元素であるＢを除き、同等
の焼入性が得られる量のＭｏ、■、Ｎｂの１種以上を含
有させることができる。そして、Ｍｏ含有量は≦０．５
ｗｔ％、■≦０．２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．２ｗｔ％とする
。
る用途に適用する場合、焼入元素であるＢを除き、同等
の焼入性が得られる量のＭｏ、■、Ｎｂの１種以上を含
有させることができる。そして、Ｍｏ含有量は≦０．５
ｗｔ％、■≦０．２ｗｔ％、Ｎｂ≦０．２ｗｔ％とする
。
本発明に係る強靭ボルト鋼は上記に説明したように、鋼
材の遅れ破壊性改善を目的としたものであり、ボルト等
に冷開鍛造後に調質され、使用する過程において最適条
件で熱処理しないと遅れ破壊が発生するので、適正な熱
処理条件および適用強度範囲について説明する。
材の遅れ破壊性改善を目的としたものであり、ボルト等
に冷開鍛造後に調質され、使用する過程において最適条
件で熱処理しないと遅れ破壊が発生するので、適正な熱
処理条件および適用強度範囲について説明する。
第１図に示すように、本発明に係る強靭ボルト鋼は低温
焼戻脆性が改善されているが、なお、まだ３００〜３８
０℃の温度域で焼戻すと遅れ破壊強度が低下し、後で説
明するボルト状引張式の蒸留水中１００時間遅れ破壊試
験において、遅れ破壊強さσ９か母材の引張強さσ６を
下回る限界点がある。即ち、焼戻温度３８０℃のとき、
σ、＝σＢ” １４５ ｋｇｆ／ｍｍ２となっており
、この限界点以下、３５０℃で焼戻すとσうに１５８
ｋｇｒ／ｍｌ１１２、σｇ ＝ １１０ｋｇｆ／ｍｍ２
で破壊する。
焼戻脆性が改善されているが、なお、まだ３００〜３８
０℃の温度域で焼戻すと遅れ破壊強度が低下し、後で説
明するボルト状引張式の蒸留水中１００時間遅れ破壊試
験において、遅れ破壊強さσ９か母材の引張強さσ６を
下回る限界点がある。即ち、焼戻温度３８０℃のとき、
σ、＝σＢ” １４５ ｋｇｆ／ｍｍ２となっており
、この限界点以下、３５０℃で焼戻すとσうに１５８
ｋｇｒ／ｍｌ１１２、σｇ ＝ １１０ｋｇｆ／ｍｍ２
で破壊する。
また、本発明に係る強靭ボルト鋼をＣ６０．２ｕｌｔ％
として細物（直径１０φｍｍ以下）の小ねじ、ビス等の
製品に冷開加工し、さらに、浸炭（または窒化）焼入れ
した後、高強度、高靭性域で使用する場合には、今度は
遅れ破壊強さが回復する３００℃以下の低温度で焼戻す
ことが必要である。
として細物（直径１０φｍｍ以下）の小ねじ、ビス等の
製品に冷開加工し、さらに、浸炭（または窒化）焼入れ
した後、高強度、高靭性域で使用する場合には、今度は
遅れ破壊強さが回復する３００℃以下の低温度で焼戻す
ことが必要である。
そして、焼戻温度の適用範囲を３８０℃以上、３００℃
以下とするのは、衝撃値も焼戻温度と関係があり、３０
０〜３８０℃の低温脆化域で焼戻しすると８ｋＨｆ／ｃ
ｉ＋２以下となり、極寒冷地での使用が危険となる。ま
た、衝撃値の下限値を８ｋｇｆ／ｃｍ”以上としたのは
、従来の経験からボルト用鋼は一般にこと値以上で使用
されてきているからである。
以下とするのは、衝撃値も焼戻温度と関係があり、３０
０〜３８０℃の低温脆化域で焼戻しすると８ｋＨｆ／ｃ
ｉ＋２以下となり、極寒冷地での使用が危険となる。ま
た、衝撃値の下限値を８ｋｇｆ／ｃｍ”以上としたのは
、従来の経験からボルト用鋼は一般にこと値以上で使用
されてきているからである。
［実 施 例１
本発明に係る強靭ボルト鋼の実施例を説明する。
実施例
ｆｆ１１表に示した含有成分および成分割合の鋼を溶製
し、鋳造後試験片は直径１７φに熱間圧延されたコイル
を直線矯正した後、カットサンプルとし調質処理を行な
って使用した。
し、鋳造後試験片は直径１７φに熱間圧延されたコイル
を直線矯正した後、カットサンプルとし調質処理を行な
って使用した。
第２表に熱処理条件と機械的性質、衝撃値および遅れ破
壊試験結果を示す。
壊試験結果を示す。
熱処理は、１７φ×２２０〜２８０關の試験片を、８７
０℃の温度に４０分保持後油焼入れし、Ｔ’Ｃに１時間
保持復水冷却の焼戻処理を行なった引張試験は、Ｉｒ５
１４Ａ号直径９．９φＧＬ＝５Ｄを、衝撃試験片はＪ
Ｉ Ｓ ４号２ｍｍＶ／ソチを用いた。
０℃の温度に４０分保持後油焼入れし、Ｔ’Ｃに１時間
保持復水冷却の焼戻処理を行なった引張試験は、Ｉｒ５
１４Ａ号直径９．９φＧＬ＝５Ｄを、衝撃試験片はＪ
Ｉ Ｓ ４号２ｍｍＶ／ソチを用いた。
遅れ破壊試験片は、第２図に示すように首下近くに水平
角度４５°、先端Ｒ半径０．０３＋ｎｉ、応力集中係数
αに＝１０．３の切欠を入れたボルト状試験片を用いた
。試験条件は、室温２３℃、蒸留水中で引張荷重を負荷
し、破断時間を測定した。遅れ破壊強さは約１０本の試
験片を使用して第３図に示したように、切欠底（直径７
、８ ｉｎ）の面積で引張荷重を除した公称応力に対
して、２００時間以内の破断曲線を求めた上で１００時
間限度で表示した。第３図のＳＣＭ４３５（焼戻温度４
５０℃１引張強さ１３１ ｋｇｆ／ｍｍ２）の１００時
間遅れ破壊強さは１５０ｋｇｆ／ｍｍ２、本発明に係る
強靭ボルト鋼（焼戻温度４００℃、引張強さ１４０ｋｇ
ｆ／＋ｎｍ２）の１００時間遅れ破壊強さは１６０ｋｇ
ｆ／ｎ＋ｍ２である。なお、焼戻温度を種々変えてこの
１００時間遅れ破壊強さを求めたのが第１図であり、同
時に調質した材料の平滑引張強さを示しである。
角度４５°、先端Ｒ半径０．０３＋ｎｉ、応力集中係数
αに＝１０．３の切欠を入れたボルト状試験片を用いた
。試験条件は、室温２３℃、蒸留水中で引張荷重を負荷
し、破断時間を測定した。遅れ破壊強さは約１０本の試
験片を使用して第３図に示したように、切欠底（直径７
、８ ｉｎ）の面積で引張荷重を除した公称応力に対
して、２００時間以内の破断曲線を求めた上で１００時
間限度で表示した。第３図のＳＣＭ４３５（焼戻温度４
５０℃１引張強さ１３１ ｋｇｆ／ｍｍ２）の１００時
間遅れ破壊強さは１５０ｋｇｆ／ｍｍ２、本発明に係る
強靭ボルト鋼（焼戻温度４００℃、引張強さ１４０ｋｇ
ｆ／＋ｎｍ２）の１００時間遅れ破壊強さは１６０ｋｇ
ｆ／ｎ＋ｍ２である。なお、焼戻温度を種々変えてこの
１００時間遅れ破壊強さを求めたのが第１図であり、同
時に調質した材料の平滑引張強さを示しである。
ホた、鋼種間の遅れ破壊限度の比較には、第１図に示す
母材の引張強さくσ、）と遅れ破壊強さくσＤ）曲線と
の交点の値を用いた。結局、遅れ破壊強さがは材の引張
強さ以下になる交点を危険限度、その時の焼戻温度以上
を使用可能限界として比較に用い、ｐｉＳ３表に示した
。
母材の引張強さくσ、）と遅れ破壊強さくσＤ）曲線と
の交点の値を用いた。結局、遅れ破壊強さがは材の引張
強さ以下になる交点を危険限度、その時の焼戻温度以上
を使用可能限界として比較に用い、ｐｉＳ３表に示した
。
この第３表から、現用鋼の遅れ破壊限度が１３０−１３
３ ｋｇｆ／ｎｕｎ２であるのに対し、本発明に係る強
靭ボルト用鋼では１４０〜ＩＳＯｋｇｆ／ｈｌｎｌ”に
向上していることがわかる。
３ ｋｇｆ／ｎｕｎ２であるのに対し、本発明に係る強
靭ボルト用鋼では１４０〜ＩＳＯｋｇｆ／ｈｌｎｌ”に
向上していることがわかる。
第４図に引張強さと衝撃値の関係を示す。現用鋼の場合
、引張強さが１３５ ｋｈｆ／ｍａ＋”以上になると衝
撃値は８ｋｇｒ／ｃｍ２以下となるが、本発明に係る強
靭ボルト鋼では引張強さ１４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上にお
いても衝撃値８ｋｇｆ／ｃｍ２以上が得られており、高
強度域での靭性にも優れていることがわかる。
、引張強さが１３５ ｋｈｆ／ｍａ＋”以上になると衝
撃値は８ｋｇｒ／ｃｍ２以下となるが、本発明に係る強
靭ボルト鋼では引張強さ１４５ｋｇｆ／ｍｍ２以上にお
いても衝撃値８ｋｇｆ／ｃｍ２以上が得られており、高
強度域での靭性にも優れていることがわかる。
第５図に焼戻脆性域で焼戻しだときの低温衝撃値を示す
。現用鋼に比して本発明に係る強靭ボルト鋼は低温衝撃
値にも優れていることがわかる。
。現用鋼に比して本発明に係る強靭ボルト鋼は低温衝撃
値にも優れていることがわかる。
第３表
＊ ： ＳＣＭ４３５
［発明の効果］
以上詳細に説明したように、本発明に係る強靭ボルト用
鋼は上記の構成であるか呟従来使用されているＳＣＭ４
３５に比較して遅れ破壊性および衝撃値に優れた材料で
あり、かつ、信頼性の高い強靭鋼である。
鋼は上記の構成であるか呟従来使用されているＳＣＭ４
３５に比較して遅れ破壊性および衝撃値に優れた材料で
あり、かつ、信頼性の高い強靭鋼である。
第１図は焼戻温度と遅れ破壊強さおよび母材の平滑引張
強さとの関係を示す図、第２図は遅れ破壊試験片を示す
図、第３図は遅れ破壊強度・時間曲線を示す図、第４図
は引張強さと衝撃値との関係を示す図、：５５図は焼戻
温度別の低温衝撃値を示す図である。 ラ２に Ｉ２岸径ｏ、０３ ガ′４ 図 ５ノ ５１駐、 ５免 てΣ （ｋ）ず／へ・−゛）特
許庁長官 黒 １）明 雄 殿 ｌ 事件の表示
７゜昭和６０年特許願第１９３３４７号 ２、発明の名称 強靭ボルト鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 神戸市中央区脇浜町１丁目３番１８号名称 （１
１９） 株式会社 神戸製鋼所補正命令の日付′ （
自発） 補正の対象 全文ｈｆｆ王明細書 補正の内容 別紙の通り 明細書 １、発明の名称 強靭ボルト用鋼 ２、特許請求の範囲 （１）Ｃ，０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０
ｖｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．Ｑｗｔ％、Ｃｒ ０．８
５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５０ｗ
ｔ％、Ａ Ｉ ０．Ｏ１Ｏ〜０．０８０ｖｔ％の１種ま
たは２種 および、 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ十ΔＳ≦０．０１ｗｔ％ とし、残部Ｆｃよりなり、引張強さが１１０〜１ ４
５ｋｇｒ／ｍｍ２（ＩＩｒｉｃ３ ０〜４ ４）、 衝
撃（直≧−０＝ ３５ σａ＋ ５７．５ ｋｇ ”／
Ｃｍ ２（最小値８ ｋｇｆｍ／ｃ ｍ ２以上）が
得られる３８０℃以上もしくは３００℃以下で焼戻して
使用されることを特徴とする強靭ボルト調。 （２）Ｇ ０．２５〜０．４０ｖｔ％、Ｓ１≦０．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０−１，４０〜１．０ｗｔ％、Ｃ
ｒ ０．８５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．
００５０ｗｔ％、Ａ Ｉ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％を含 および、 ｒ丁シ、かつ、 を含Ｃｆシ、不純物として、 ５ｎＦＳｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％、 とし、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４５ｋ
ｇｆ／ｍｍ”（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧〜０．３
５σ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（最小値８ ｋｇｆｍ
／ｃｍ’以上）が得られる３８０℃以上もしくは３００
℃以下で焼戻して使用されることを特徴とする強靭ボル
ト鋼。 ３、発明の詳細な説明 ［産業上の利用分野］ 本発明は強靭ボルト鋼に関し、さらに詳しくは、自動車
用高強度ボルトやソケットスクリュウ等に使用される耐
遅れ破壊性および衝撃値に浸れた強靭ボルト鋼に関する
。 ［従来技術］ 一般にボルト用鋼として、クロムモリブデン鋼（ｓ ｃ
Ｍ４３５，４４０）が、過去永い間使用されてきている
が、最近になって、耐遅れ破壊性が低い、衝撃値が低い
、冷間加工性が悪いという多くの問題が発生してきた。 そして、遅れ破壊は使用状況にもよるが、引張強さ約１
２０ ｋｇｒ／＋ｎｍ”以上の高強度に調質された調材
に発生し、母材強度と応力集中係数および腐蝕環境、特
に、調料表面からの水素の侵入し易さの影響を受け、そ
の影響度の大きい程短時間で突然破壊する現象であり、
鋼種ｆｒｊの発生限度を正確に推定し、許容限度内で使
用することが必須の特性である。しかしながら、遅れ破
壊現象の定量的把握が困難なことから、実際には叫々屋
れ破壊か発生しているのが現状である。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明したようなＭ打の遅れ破壊現象の発
生を防止したものであり、本発明音が遅れ破壊現象につ
いて研究を行なっている過程に４３いて得られた知見を
現象論的に応用することにより、耐遅れ破壊性に優れ、
さらに、衝撃値、特に低温衝撃値に優れたボルト用鋼を
開発したのである。 ［問題点を解決するだめの手段］ 本発明に係る強靭ボルト鋼は、 （１）Ｇ ０．２５〜０．４０ｗｔ％、ＳｉＳ２．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃ
ｒ ０．８５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．
００５０ｖＬ％、Ａｌ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｔｉ ０．０１０〜０゜１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０
〜０．１０ｗｔ％の１種または２種 および、 Ｎ（ｔｏｔａｌ） ０．００２０を越え０．０１００ｗ
ｔ％以下（但しＮ （Ｆ ｒｅｅ）６０．０００８ｗｔ
％）を含有し、不純物として、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％Ｓｎ＋
Ｓｂ＋ＡＳ≦０．０１ｖｔ％ とし、残部Ｆｅよりなり、引張強さｈ月１０〜１ ４
５ｋｇｆ／ｍｍ”（■ｌ１ｃ３０〜４ ４）、 衝撃１
直≧−０、３５ａ、＋ ５７ 、５ ｋｇｆｍ／ｃｍ’
（最小（〆ｉ８ｋｇｆｍ／ｃｍ”以上）が得られる３８
０℃以」二もしくは３００℃以下で焼戻して使用される
ことを特徴とする強靭ボルト鋼を第１の発明とし、 （２）Ｇ ０．２５〜０．４０ｗｔ％、ＳｉＳ２．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．Ｏｗｔ％、Ｃｒ ０．８
５〜１．５ｗｔ％、ｒ３０．０００５〜０．００５０Ｗ
Ｌ％、Ａ Ｉ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％を含有し
、さらに、 Ｔ ｉ ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
０〜０．ＩＯｗｔ％の１種または２種 および、 Ｎ（ｔｏｉａｌ） ０．００２０を越え０．０１０４０
〜１．０ｗｔ％以下（但しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００
８ｗｔ％）を含有し、か−レ。 Ｎｉ ５０．２ｗｔ％、Ｃｕ≦０ 、８ｗｔ％の１種ま
たは２種 を含ａし、不純物として、 Ｓ ｎ−１−Ｓ ｂ＋ Ａｓ ≦ ０．０ｍ％、Ｐ
≦０．００ｈＬ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％とし、残部
Ｆｅよりなり、引張強さｈ月１０〜１４５ｋｇｒ／ｍｍ
’（＋目７ｃ３０〜４Ｏ１衝撃値≧−０ 、３５ （７
＋ ５７ 、５ ｋｇｆｍ／ｃｍ’（最小ｔｉｌｔ ８
ｋｇ ｒ ｍ／ｃｍ″以上）か１１トられる３８０℃
以」二らしくは３００℃以下で焼戻して使用されること
を特徴と４゛る強靭ボルト鋼を第２の発明とする２つの
発明よりなるものである。 本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊性）Ｅか鋼材の
低温焼戻脆性の影響を強く受けることとその脆化温度域
の改善利用に居いてなされたしのであり、例えば、第１
図（ａ）に示す現在使用されている３０Ｍ４３５の場合
、低温焼戻脆化温度域は３００〜４５０℃の範囲内にあ
り、４２５℃の温度で焼戻した時遅れ破壊強さくσ。）
はＩ Ｉ Ｏｋｇｆ／ｍｍ’、３７５℃の１１！度で焼
戻した場合は７０ ｋｇｆ／ｍｍ’にまで急激に低下し
、母材強度以下で破壊するが、焼戻温度が３００℃以下
になると、また上昇している。この脆化域の中心（３７
５℃）附近で焼戻しだ鋼材の使用は遅れ破壊強度か非常
に低いために危険であり、時には切欠部以外の位置から
破壊が生したりする。 この現象は程度の差こそあれ、全べての強靭鋼に共通し
て生じるものであり、現在使用の３０Ｍ４３５は経験的
に焼戻温度４５０℃以上で用いられてきた。 このような、現在使用されている３０Ｍ４３５の遅れ破
壊に鑑み、本発明に係る強靭ボルト鋼においては、低温
焼戻脆性を改善するために、（イ）Ｃ，Ｃｒ、Δ１含ｆ
ｒ５ｋを減少さＵて焼入性過多を調整する。 （＋ｕ）Ａｌ、’Ｉ’ｉまたハＺ ｒを含（ｆさｕて細
粒鋼とし、その結果として焼入性が低下するのをＢを含
有させることによりＦ＋Ｉｉなう。同時に固溶Ｎを減少
させる。 （ハ）粒界附近に強く偏析するＰを極度に減少させる。 （ニ）不純物元素のＳを極度に減少さＵ″る。 等を行なうことにより、効果のあることが確認された。 本発明に係る強靭ボルト鋼について以下詳細に説明する
。 第１図（ｂ）に本発明に係る強靭ボルト鋼（略番２１）
を示すが、この第１図（ａＸｂ）の比較において、現在
使用されている３０Ｍ４３５は焼戻温度が４５０℃の時
母材強度がｌ ３０ ｋｇｆ／ｍが、遅れ破塊強さが＋
５０ ｋｇｆ／ｍｌ１１２であるが、本発明に係る強
靭ボルト鋼（略番２＋）では焼戻温度４００℃の時母材
強度が１４０ ｋｇ「／１！、遅れ破壊強さが１６０
ｋｇｆ／ｍｍ”となっており、焼戻脆化温度が約５０℃
低温側に改善されていることがわかる。因に、本発明に
係る強靭ボルト舖（略番２１）は上記説明のように改善
された結果、遅れ破壊発生限界か約１０ｋｇｒ／ｍｍ”
上昇改善された。 また、本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊発生源と
して鋼材表面に露出したＭｎＳ系介材物か腐蝕環境下で
反応し、水素脆化を誘引すという事実に括いて、不純物
元素Ｓを可能な限界の０．００３ｗｔ％位まで下げると
同時に、ＭｎＳを酸に対してより安定な化合物ＴｉＳま
たはＺｒＳに置換ずべく Ｔ’ ｉおよびＺｒの含有実
験を行ない、効果が認められた。 本発明に係る強靭ポルト馴の含ａ成分および成分割合に
ついせ説明する。 ＣはそのＱ ｆｆｍか増すと焼入性か増大すると共に強
度および硬さが高くなり、反面靭性が低下するらので、
本発明に係る強靭ボルト舖におけるＣ含（ｆ遺は最終製
品の強度水準と最適焼戻温度を調整するのに重数てあり
、焼戻温度３８０℃以上で母材の引張強さが最低１４０
ｋｇｒ／ｍｍ’以上得られることを鋼種設計の括準に
した場合、Ｃ含有量は０．２５〜０．４０ｗｔ％となり
、含有量が０．２５ｗｔ％未満では充分な強度が得られ
ず、また、０．４０ｗｔ％を越えると靭性が不足する。 よって、Ｃ含￥、ｒ量は０．２５〜０．４０ｗｔ％とす
る。 Ｓｉは脱酸剤として含有さＵ、」二限を０．５０ｗｔ％
とする。 Ｍｎは焼入性を増し、高強度をｉ４７られ易くするが、
偏析して靭性を害し、また、Ｓ含（丁砥を０．０１５ｗ
ｔ％以下に減少するとＭｎ偏析は反対に急増するなと４
７害性ら大きいが、焼入性元素として必要であり、含有
量が０．４０ｗｔ％未満では焼入性か不足し、また、１
．０ｗｔ％を越えると靭性の劣化が著しくなる。よって
、Ｍｎ含有量は０．４０〜１．ｏｗｔ％とする。 Ｃｒは焼入性を増大し、高強度が得られ易くするが焼戻
温度を高くし、含ＦＴ量か０．８５ｗｔ％未満ては焼入
調整元素として強度と靭性を確保することがてきず、よ
た、１．５ｗｔ％を越えると焼戻脆化温度域が広くなり
、゛低Ｐ化お、鉦び低Ｓ化等の効果を無くず程遅れ破壊
強度を低下する。よって、耐蝕性を増大することを含め
てＧｒ含（Ｔ量は０．８５〜１５冑ｔ％とする。 Ｂは一定の焼入性を確保するだめの元素であり、含有量
が０．０００５未満では焼入性が不足し、また、０．０
０５０ｖｔ％を越えると粒界破壊を生じ易くなる。 よって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０ｗｔ％
とする。 Ａ！は脱酸剤であって、含有量が０．０１０ｗｔ％未満
では効果が少なく、また、脱酸、窒素固定の点から０．
０８０ｖｔ％存在すれば充分である。よって、Ａｌ含ａ
ｆｆｉは０．０１０〜０．０８０ｗｔ％とする。 ′ｒｉまたはＺｒは遅れ破壊に４Ｎ害なＭｎＳが発生ず
る前に無害なＴｉＳまたはＺｒＳを生成させること、お
よび、細粒化効果やＮ固定による耐遅れ破壊性と靭性を
向上させるために含有さＵ・るものであり、即ち、凝固
末期に不純物Ｓは大きな非金属介在物であるＭｎＳとし
て晶出し、本発明に係る強靭ボルト鋼においては精練時
に脱硫処理をした後、ＴｉまたはＺｒを１種または２Ｎ
含有させ、残存Ｓを比較的小さな金属間化合物であるＴ
ｉＳまたはＺｒＳ拉子を生成さＵてＭｎＳの晶出を防止
し、また、ＴｉまたはＺｒは鋼中Ｎの固定とＴｉＮまた
はＺｒＮによる細粒化ｈｌｉ強のために含有さＵる元素
であり、Ｎは遅れ破壊性にｆ子方なことは知られている
のでＮの固定はＡｌの含ｆ旬Ｊけては不充分で、ＢとＴ
ｉまたはＺｒを含有さＵることは重要であり、また、Ｔ
ｉＮまたはＺｒＮによる細粒化ら焼入性を減するという
問題らあるが、焼戻脆性の改近を優先させたもので、Ｔ
ｉまたはＺ「の含有量か０．０１０未満ではこのような
効果は少なく、また、０、ＩＯｗｔ％を越えると鋼の加
工性を害し、特に、熱間圧延後の表面疵を発生するよう
になる。しかして、ＴｉまたはＺｒの適正含有量は溶鋼
中のＳレベルの関連から、Ｓ ≦０．ＯＩｗｔ％のとき
、Ｔｉ（またはＺｒ）÷Ｓ≧ ５〜２の比率で含有さＵ
“る。よって、Ｔｉ含ｆ丁量は０．０１０〜０． ｌ０
ｗｔ％とする。 Ｐは焼戻脆性域の改違のために極めて低含有量とするの
がよく、含？Ｔｆｆｉが０．００６ｗｔ％以下において
この効果が著しい。よって、Ｐ含（ｆ１３はＱ、００６
ｗｔ％以下どする。 Ｓは不純物元素であり、Ｓを極度に減少させるのはＴｉ
またはＺｒの含有とも関連するが、遅れ破壊性改善に有
害であるＭｎＳを皆無にすることであり、同時にＴｉま
たはＺ「の含ａ１を必要最小限に抑えるため、精練時の
Ｓ含有量は少ない程好ましく、特に、０．００３ｗｔ％
以下とするのがよいが、現実的にＳ含有量は０．００６
ｗｔ％以下とする。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは不純物元素であり、精錬時において
スクラップ等から混入し易く、何れの元素も０．０１ｗ
ｔ％を越えると粒界に偏析して焼戻脆性を強く劣化させ
、遅れ破壊性を害する。よって、Ｓｎ、Ｓｂ％Ａｓは合
計含有量は０．０１ｗｔ％以下とする。 Ｎはその固溶Ｎは低温焼戻脆性に極めて有害であること
は知られていることから少ない程好ましく、固溶Ｎ含有
量はＬＯｐｐ＋１１以下としなければならない。しかし
、Ｎ（ｔｏｔａｌ）は細粒化強化のため、主としてΔＩ
Ｎ、さらに、ＴｉＮまたはＺｒＮの生成に最小限０．０
０２ｈｔ％を越える含有量が必要で、また、最大０．０
１００ｗｔ％を越えると窒化物が有害な程に増加して加
工性を害する。よって、Ｎ（ｔｏｔａｌ）含有量は０．
００２０〜０．０１００ｗｔ％とする。 本発明に係る強靭ボルト鋼において上記に説明した以外
の含有成分について説明する。 （イ） Ｏｔｏｔａｌは残存酸素または酸化物はボル
ト用賛の疲労強度、冷間加工性等の改善には、含有量は
２５ｐｐ１１１以下とする必要がある。 （ロ）本発明に係る強靭ボルト鋼に、さらに、耐候性或
いは低温衝撃性能を加える用途に適用する場合、Ｃｕ、
Ｎｉ、の１種または２種を含存さｌ゛ることかでき、そ
して、Ｃｕ含Ｒｍは≦０．８ｗｔ％、Ｎｉ含ｆイ爪は≦
０．２ｗｔ％とする。 本発明に係る強靭ボルト舖は上記に説明したように、ｊ
１！！＋＝ｌの遅れ破壊性改善を目的とした乙のであり
、ボルト等に冷間鍛造後に１．＜Ｈ質され、使用する過
）′５において最適条件で熱処理しないと遅れ破壊が発
生′・１゛るので、適正な熟処理条４ノ１および適用強
度範囲について説明する。 第１図に示４°ように、本発明に係る強靭ボルト鋼は低
温焼戻脆性が改簿されているが、なお、まだ３００〜３
８０８Ｃの温度域で焼戻すと遅れ破壊強度が低下し、後
で説明するボルト状引張式の蒸留水中１００時罰遅れ破
壊試験において、遅れ破壊強さσ、が母材の引張強さ−
を下回る限界点がある。即ち、焼戻温度３８０℃のとき
、σ。−σ８＝ Ｉ ４５ ｋｇｆ／ｍｍ’となってお
り、この限界点以下、３５０℃で焼戻ずとσ、にＩ ５
８ ｋｇｆ／ｍｍ”、σ。 ＝ ｌ Ｉ Ｏｋｇｆ／ｍｍ’で破壊する。 また、衝撃値ら焼戻温度と関係があり、３００〜３８０
℃の低温脆化域で焼戻しすると８ｋｇ１’ｍ／ｃｍ２以
下となり、極寒冷地での使用が危険となる。 また、衝撃値の下限値を８ｋｇｆｍ／ｃｍ’以」二とし
たのは、従来の経験からボルト用鋼は一般にこの値以−
ヒで使用されてきているからである。従って、本発明に
係る強靭ボルト用鋼が適用される焼戻し’ＩＫＬ度は、
３８０℃以−ヒ、らしくは、３００℃以下とすべきであ
る。 ［実 施 例］ 本発明に係る強靭ボルト舖の実施例を説明する。 実施例 第１表に示した含（釘戊分および成分割合の鋼を溶製し
、鋳造後試験片は直径１７φに熱間圧延されたコイルを
直線矯正した後、カットサンプルとし調質処理を行なっ
て使用した。 第２表に熱処理条件と機械的性質、衝撃値および遅れ破
壊試験結果を示す。 熱処理は、１７φＸ２２０〜２８０ｍｍの試験片を、８
７０℃の温度に４０分保持後浦焼入れし、Ｔ’Ｃに１時
間保持後水冷却の焼戻処理を行なった後、各種試験片に
機械加工した。 引張試験はＪＩＳＩ’４Ａ号直区９，９φＧ Ｌ ＝５
Ｄを、衝撃試験片はＪＩＳ４号２ｎ＋りＶノッヂを用い
た。 遅れ破壊試験片は、第２図に示すように首下近くに水平
角度４５°、先端Ｒ半径０．０３ｍｍ、応力集中係数α
に＝Ｉ０．３の切欠を入れたボルト状試験片を用いた。 試験条件は、室温２３℃、蒸留水中で引張荷重を負荷し
、破断時間を測定した。遅れ破壊強さは約１０本の試験
片を使用して第３図に示したように、切欠底（直径７
、８ ｍｍ）の面積で引張６ｉｔ重を除した公称応力に
対して、２００時間以内の破断曲線を求めた上で１００
時間限度で表示した。第３図の８０Ｍ４３５（焼戻温度
４５０℃、引張強さＩ ３１ ｋｇｆ／ｍｍ”）の１０
０時間遅れ破壊強さはＩ ５０ ｋｇｆ／ｍｍ”、本発
明に係る強靭ポアＮ−Ｍ（焼戻温度４００℃、引張強す
ｌ ４０ｋｇｆ／ｍｍ’）の１００時間遅れ破壊強さは
Ｉ ６０ ｋｇｒ／ｍｍ”である。なお、焼戻温度を種
々変えてこの１００時間遅れ破壊強さを求めたのが第１
図であり、同時に：ＪＡ＋質した（オ料の平滑引張強さ
を示しである。 また、鋼種間の遅れ破壊限度の比較には、第１図に示す
母材の引張強さくσ）と遅れ破壊強さくσ）曲線との交
点の値を用いた。結局、遅れ破壊強さが母材の引張強さ
以下になる交点を危険限度、その時の焼戻温度以上を使
用可能限界として比較に用い、第３表に示した。 この第３表か呟現用鋼の遅れ破壊限度が１３０〜Ｉ ３
３ ｋｇｒ／ｍｍ’であるのに対し、本発明に係る強靭
ボルト用鋼では１４０〜１５０ｋｇｒ／ｍｌ１１２に向
上していることかわかる。 第４図に引張強さと衝撃値の関係を示す。現用鋼の場合
、引張強さかｌ ３５ ｋｈｒ／ｍｍ２以−にになると
衝撃値は８ｋｇｆ／ｃｍ２以下となるが、本発明に係る
強靭ボルト鋼では引張強さＩ ４０ ｋｇｆ／ｍｍ２に
おいてら衝撃値８ｋｇｆ／ａｍ’以」二が得られており
、高強度域での靭性にも優れていることかわかる。 第５図に焼戻脆性域で焼戻したと、きの低温術゛γ値を
示す。現用鋼に比して本発明に係る強・籾ボルト鋼は低
１７Ｍ１ｒ撃（直にも（費れていることかわかる。 第３表 ※： ３０Ｍ４３５ 「発明の効果〕 以上詳細に説明したように、本発明に係る強靭ボルト用
鋼は上記の構成であるから、従来使用されているＳ ０
Ｍ４３５に比較して耐遅れ破壊性および衝撃値に優れた
材料であり、かつ、信頼性の高い強靭鋼である。 ４、図面の簡単な説明 第１図は焼戻温度と遅れ破壊強さおよび母材の平滑引張
強さとの関係を示す図、第２図は遅れ破壊試験片を示す
図、第３図は遅れ破壊強度・時間曲線を示す図、第４図
は引張強さと衝撃値上の関係を示す図、第５図は焼戻温
度別の低温衝撃（直を示す図である。
強さとの関係を示す図、第２図は遅れ破壊試験片を示す
図、第３図は遅れ破壊強度・時間曲線を示す図、第４図
は引張強さと衝撃値との関係を示す図、：５５図は焼戻
温度別の低温衝撃値を示す図である。 ラ２に Ｉ２岸径ｏ、０３ ガ′４ 図 ５ノ ５１駐、 ５免 てΣ （ｋ）ず／へ・−゛）特
許庁長官 黒 １）明 雄 殿 ｌ 事件の表示
７゜昭和６０年特許願第１９３３４７号 ２、発明の名称 強靭ボルト鋼 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 神戸市中央区脇浜町１丁目３番１８号名称 （１
１９） 株式会社 神戸製鋼所補正命令の日付′ （
自発） 補正の対象 全文ｈｆｆ王明細書 補正の内容 別紙の通り 明細書 １、発明の名称 強靭ボルト用鋼 ２、特許請求の範囲 （１）Ｃ，０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０
ｖｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．Ｑｗｔ％、Ｃｒ ０．８
５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５０ｗ
ｔ％、Ａ Ｉ ０．Ｏ１Ｏ〜０．０８０ｖｔ％の１種ま
たは２種 および、 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ十ΔＳ≦０．０１ｗｔ％ とし、残部Ｆｃよりなり、引張強さが１１０〜１ ４
５ｋｇｒ／ｍｍ２（ＩＩｒｉｃ３ ０〜４ ４）、 衝
撃（直≧−０＝ ３５ σａ＋ ５７．５ ｋｇ ”／
Ｃｍ ２（最小値８ ｋｇｆｍ／ｃ ｍ ２以上）が
得られる３８０℃以上もしくは３００℃以下で焼戻して
使用されることを特徴とする強靭ボルト調。 （２）Ｇ ０．２５〜０．４０ｖｔ％、Ｓ１≦０．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０−１，４０〜１．０ｗｔ％、Ｃ
ｒ ０．８５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．
００５０ｗｔ％、Ａ Ｉ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ
％を含 および、 ｒ丁シ、かつ、 を含Ｃｆシ、不純物として、 ５ｎＦＳｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％、 とし、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４５ｋ
ｇｆ／ｍｍ”（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧〜０．３
５σ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ２（最小値８ ｋｇｆｍ
／ｃｍ’以上）が得られる３８０℃以上もしくは３００
℃以下で焼戻して使用されることを特徴とする強靭ボル
ト鋼。 ３、発明の詳細な説明 ［産業上の利用分野］ 本発明は強靭ボルト鋼に関し、さらに詳しくは、自動車
用高強度ボルトやソケットスクリュウ等に使用される耐
遅れ破壊性および衝撃値に浸れた強靭ボルト鋼に関する
。 ［従来技術］ 一般にボルト用鋼として、クロムモリブデン鋼（ｓ ｃ
Ｍ４３５，４４０）が、過去永い間使用されてきている
が、最近になって、耐遅れ破壊性が低い、衝撃値が低い
、冷間加工性が悪いという多くの問題が発生してきた。 そして、遅れ破壊は使用状況にもよるが、引張強さ約１
２０ ｋｇｒ／＋ｎｍ”以上の高強度に調質された調材
に発生し、母材強度と応力集中係数および腐蝕環境、特
に、調料表面からの水素の侵入し易さの影響を受け、そ
の影響度の大きい程短時間で突然破壊する現象であり、
鋼種ｆｒｊの発生限度を正確に推定し、許容限度内で使
用することが必須の特性である。しかしながら、遅れ破
壊現象の定量的把握が困難なことから、実際には叫々屋
れ破壊か発生しているのが現状である。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明したようなＭ打の遅れ破壊現象の発
生を防止したものであり、本発明音が遅れ破壊現象につ
いて研究を行なっている過程に４３いて得られた知見を
現象論的に応用することにより、耐遅れ破壊性に優れ、
さらに、衝撃値、特に低温衝撃値に優れたボルト用鋼を
開発したのである。 ［問題点を解決するだめの手段］ 本発明に係る強靭ボルト鋼は、 （１）Ｇ ０．２５〜０．４０ｗｔ％、ＳｉＳ２．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃ
ｒ ０．８５〜１．５ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．
００５０ｖＬ％、Ａｌ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｔｉ ０．０１０〜０゜１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１０
〜０．１０ｗｔ％の１種または２種 および、 Ｎ（ｔｏｔａｌ） ０．００２０を越え０．０１００ｗ
ｔ％以下（但しＮ （Ｆ ｒｅｅ）６０．０００８ｗｔ
％）を含有し、不純物として、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％Ｓｎ＋
Ｓｂ＋ＡＳ≦０．０１ｖｔ％ とし、残部Ｆｅよりなり、引張強さｈ月１０〜１ ４
５ｋｇｆ／ｍｍ”（■ｌ１ｃ３０〜４ ４）、 衝撃１
直≧−０、３５ａ、＋ ５７ 、５ ｋｇｆｍ／ｃｍ’
（最小（〆ｉ８ｋｇｆｍ／ｃｍ”以上）が得られる３８
０℃以」二もしくは３００℃以下で焼戻して使用される
ことを特徴とする強靭ボルト鋼を第１の発明とし、 （２）Ｇ ０．２５〜０．４０ｗｔ％、ＳｉＳ２．５０
ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．Ｏｗｔ％、Ｃｒ ０．８
５〜１．５ｗｔ％、ｒ３０．０００５〜０．００５０Ｗ
Ｌ％、Ａ Ｉ ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％を含有し
、さらに、 Ｔ ｉ ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ ０．０１
０〜０．ＩＯｗｔ％の１種または２種 および、 Ｎ（ｔｏｉａｌ） ０．００２０を越え０．０１０４０
〜１．０ｗｔ％以下（但しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００
８ｗｔ％）を含有し、か−レ。 Ｎｉ ５０．２ｗｔ％、Ｃｕ≦０ 、８ｗｔ％の１種ま
たは２種 を含ａし、不純物として、 Ｓ ｎ−１−Ｓ ｂ＋ Ａｓ ≦ ０．０ｍ％、Ｐ
≦０．００ｈＬ％、Ｓ ≦０．００６ｗｔ％とし、残部
Ｆｅよりなり、引張強さｈ月１０〜１４５ｋｇｒ／ｍｍ
’（＋目７ｃ３０〜４Ｏ１衝撃値≧−０ 、３５ （７
＋ ５７ 、５ ｋｇｆｍ／ｃｍ’（最小ｔｉｌｔ ８
ｋｇ ｒ ｍ／ｃｍ″以上）か１１トられる３８０℃
以」二らしくは３００℃以下で焼戻して使用されること
を特徴と４゛る強靭ボルト鋼を第２の発明とする２つの
発明よりなるものである。 本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊性）Ｅか鋼材の
低温焼戻脆性の影響を強く受けることとその脆化温度域
の改善利用に居いてなされたしのであり、例えば、第１
図（ａ）に示す現在使用されている３０Ｍ４３５の場合
、低温焼戻脆化温度域は３００〜４５０℃の範囲内にあ
り、４２５℃の温度で焼戻した時遅れ破壊強さくσ。）
はＩ Ｉ Ｏｋｇｆ／ｍｍ’、３７５℃の１１！度で焼
戻した場合は７０ ｋｇｆ／ｍｍ’にまで急激に低下し
、母材強度以下で破壊するが、焼戻温度が３００℃以下
になると、また上昇している。この脆化域の中心（３７
５℃）附近で焼戻しだ鋼材の使用は遅れ破壊強度か非常
に低いために危険であり、時には切欠部以外の位置から
破壊が生したりする。 この現象は程度の差こそあれ、全べての強靭鋼に共通し
て生じるものであり、現在使用の３０Ｍ４３５は経験的
に焼戻温度４５０℃以上で用いられてきた。 このような、現在使用されている３０Ｍ４３５の遅れ破
壊に鑑み、本発明に係る強靭ボルト鋼においては、低温
焼戻脆性を改善するために、（イ）Ｃ，Ｃｒ、Δ１含ｆ
ｒ５ｋを減少さＵて焼入性過多を調整する。 （＋ｕ）Ａｌ、’Ｉ’ｉまたハＺ ｒを含（ｆさｕて細
粒鋼とし、その結果として焼入性が低下するのをＢを含
有させることによりＦ＋Ｉｉなう。同時に固溶Ｎを減少
させる。 （ハ）粒界附近に強く偏析するＰを極度に減少させる。 （ニ）不純物元素のＳを極度に減少さＵ″る。 等を行なうことにより、効果のあることが確認された。 本発明に係る強靭ボルト鋼について以下詳細に説明する
。 第１図（ｂ）に本発明に係る強靭ボルト鋼（略番２１）
を示すが、この第１図（ａＸｂ）の比較において、現在
使用されている３０Ｍ４３５は焼戻温度が４５０℃の時
母材強度がｌ ３０ ｋｇｆ／ｍが、遅れ破塊強さが＋
５０ ｋｇｆ／ｍｌ１１２であるが、本発明に係る強
靭ボルト鋼（略番２＋）では焼戻温度４００℃の時母材
強度が１４０ ｋｇ「／１！、遅れ破壊強さが１６０
ｋｇｆ／ｍｍ”となっており、焼戻脆化温度が約５０℃
低温側に改善されていることがわかる。因に、本発明に
係る強靭ボルト舖（略番２１）は上記説明のように改善
された結果、遅れ破壊発生限界か約１０ｋｇｒ／ｍｍ”
上昇改善された。 また、本発明に係る強靭ボルト鋼は、遅れ破壊発生源と
して鋼材表面に露出したＭｎＳ系介材物か腐蝕環境下で
反応し、水素脆化を誘引すという事実に括いて、不純物
元素Ｓを可能な限界の０．００３ｗｔ％位まで下げると
同時に、ＭｎＳを酸に対してより安定な化合物ＴｉＳま
たはＺｒＳに置換ずべく Ｔ’ ｉおよびＺｒの含有実
験を行ない、効果が認められた。 本発明に係る強靭ポルト馴の含ａ成分および成分割合に
ついせ説明する。 ＣはそのＱ ｆｆｍか増すと焼入性か増大すると共に強
度および硬さが高くなり、反面靭性が低下するらので、
本発明に係る強靭ボルト舖におけるＣ含（ｆ遺は最終製
品の強度水準と最適焼戻温度を調整するのに重数てあり
、焼戻温度３８０℃以上で母材の引張強さが最低１４０
ｋｇｒ／ｍｍ’以上得られることを鋼種設計の括準に
した場合、Ｃ含有量は０．２５〜０．４０ｗｔ％となり
、含有量が０．２５ｗｔ％未満では充分な強度が得られ
ず、また、０．４０ｗｔ％を越えると靭性が不足する。 よって、Ｃ含￥、ｒ量は０．２５〜０．４０ｗｔ％とす
る。 Ｓｉは脱酸剤として含有さＵ、」二限を０．５０ｗｔ％
とする。 Ｍｎは焼入性を増し、高強度をｉ４７られ易くするが、
偏析して靭性を害し、また、Ｓ含（丁砥を０．０１５ｗ
ｔ％以下に減少するとＭｎ偏析は反対に急増するなと４
７害性ら大きいが、焼入性元素として必要であり、含有
量が０．４０ｗｔ％未満では焼入性か不足し、また、１
．０ｗｔ％を越えると靭性の劣化が著しくなる。よって
、Ｍｎ含有量は０．４０〜１．ｏｗｔ％とする。 Ｃｒは焼入性を増大し、高強度が得られ易くするが焼戻
温度を高くし、含ＦＴ量か０．８５ｗｔ％未満ては焼入
調整元素として強度と靭性を確保することがてきず、よ
た、１．５ｗｔ％を越えると焼戻脆化温度域が広くなり
、゛低Ｐ化お、鉦び低Ｓ化等の効果を無くず程遅れ破壊
強度を低下する。よって、耐蝕性を増大することを含め
てＧｒ含（Ｔ量は０．８５〜１５冑ｔ％とする。 Ｂは一定の焼入性を確保するだめの元素であり、含有量
が０．０００５未満では焼入性が不足し、また、０．０
０５０ｖｔ％を越えると粒界破壊を生じ易くなる。 よって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０ｗｔ％
とする。 Ａ！は脱酸剤であって、含有量が０．０１０ｗｔ％未満
では効果が少なく、また、脱酸、窒素固定の点から０．
０８０ｖｔ％存在すれば充分である。よって、Ａｌ含ａ
ｆｆｉは０．０１０〜０．０８０ｗｔ％とする。 ′ｒｉまたはＺｒは遅れ破壊に４Ｎ害なＭｎＳが発生ず
る前に無害なＴｉＳまたはＺｒＳを生成させること、お
よび、細粒化効果やＮ固定による耐遅れ破壊性と靭性を
向上させるために含有さＵ・るものであり、即ち、凝固
末期に不純物Ｓは大きな非金属介在物であるＭｎＳとし
て晶出し、本発明に係る強靭ボルト鋼においては精練時
に脱硫処理をした後、ＴｉまたはＺｒを１種または２Ｎ
含有させ、残存Ｓを比較的小さな金属間化合物であるＴ
ｉＳまたはＺｒＳ拉子を生成さＵてＭｎＳの晶出を防止
し、また、ＴｉまたはＺｒは鋼中Ｎの固定とＴｉＮまた
はＺｒＮによる細粒化ｈｌｉ強のために含有さＵる元素
であり、Ｎは遅れ破壊性にｆ子方なことは知られている
のでＮの固定はＡｌの含ｆ旬Ｊけては不充分で、ＢとＴ
ｉまたはＺｒを含有さＵることは重要であり、また、Ｔ
ｉＮまたはＺｒＮによる細粒化ら焼入性を減するという
問題らあるが、焼戻脆性の改近を優先させたもので、Ｔ
ｉまたはＺ「の含有量か０．０１０未満ではこのような
効果は少なく、また、０、ＩＯｗｔ％を越えると鋼の加
工性を害し、特に、熱間圧延後の表面疵を発生するよう
になる。しかして、ＴｉまたはＺｒの適正含有量は溶鋼
中のＳレベルの関連から、Ｓ ≦０．ＯＩｗｔ％のとき
、Ｔｉ（またはＺｒ）÷Ｓ≧ ５〜２の比率で含有さＵ
“る。よって、Ｔｉ含ｆ丁量は０．０１０〜０． ｌ０
ｗｔ％とする。 Ｐは焼戻脆性域の改違のために極めて低含有量とするの
がよく、含？Ｔｆｆｉが０．００６ｗｔ％以下において
この効果が著しい。よって、Ｐ含（ｆ１３はＱ、００６
ｗｔ％以下どする。 Ｓは不純物元素であり、Ｓを極度に減少させるのはＴｉ
またはＺｒの含有とも関連するが、遅れ破壊性改善に有
害であるＭｎＳを皆無にすることであり、同時にＴｉま
たはＺ「の含ａ１を必要最小限に抑えるため、精練時の
Ｓ含有量は少ない程好ましく、特に、０．００３ｗｔ％
以下とするのがよいが、現実的にＳ含有量は０．００６
ｗｔ％以下とする。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは不純物元素であり、精錬時において
スクラップ等から混入し易く、何れの元素も０．０１ｗ
ｔ％を越えると粒界に偏析して焼戻脆性を強く劣化させ
、遅れ破壊性を害する。よって、Ｓｎ、Ｓｂ％Ａｓは合
計含有量は０．０１ｗｔ％以下とする。 Ｎはその固溶Ｎは低温焼戻脆性に極めて有害であること
は知られていることから少ない程好ましく、固溶Ｎ含有
量はＬＯｐｐ＋１１以下としなければならない。しかし
、Ｎ（ｔｏｔａｌ）は細粒化強化のため、主としてΔＩ
Ｎ、さらに、ＴｉＮまたはＺｒＮの生成に最小限０．０
０２ｈｔ％を越える含有量が必要で、また、最大０．０
１００ｗｔ％を越えると窒化物が有害な程に増加して加
工性を害する。よって、Ｎ（ｔｏｔａｌ）含有量は０．
００２０〜０．０１００ｗｔ％とする。 本発明に係る強靭ボルト鋼において上記に説明した以外
の含有成分について説明する。 （イ） Ｏｔｏｔａｌは残存酸素または酸化物はボル
ト用賛の疲労強度、冷間加工性等の改善には、含有量は
２５ｐｐ１１１以下とする必要がある。 （ロ）本発明に係る強靭ボルト鋼に、さらに、耐候性或
いは低温衝撃性能を加える用途に適用する場合、Ｃｕ、
Ｎｉ、の１種または２種を含存さｌ゛ることかでき、そ
して、Ｃｕ含Ｒｍは≦０．８ｗｔ％、Ｎｉ含ｆイ爪は≦
０．２ｗｔ％とする。 本発明に係る強靭ボルト舖は上記に説明したように、ｊ
１！！＋＝ｌの遅れ破壊性改善を目的とした乙のであり
、ボルト等に冷間鍛造後に１．＜Ｈ質され、使用する過
）′５において最適条件で熱処理しないと遅れ破壊が発
生′・１゛るので、適正な熟処理条４ノ１および適用強
度範囲について説明する。 第１図に示４°ように、本発明に係る強靭ボルト鋼は低
温焼戻脆性が改簿されているが、なお、まだ３００〜３
８０８Ｃの温度域で焼戻すと遅れ破壊強度が低下し、後
で説明するボルト状引張式の蒸留水中１００時罰遅れ破
壊試験において、遅れ破壊強さσ、が母材の引張強さ−
を下回る限界点がある。即ち、焼戻温度３８０℃のとき
、σ。−σ８＝ Ｉ ４５ ｋｇｆ／ｍｍ’となってお
り、この限界点以下、３５０℃で焼戻ずとσ、にＩ ５
８ ｋｇｆ／ｍｍ”、σ。 ＝ ｌ Ｉ Ｏｋｇｆ／ｍｍ’で破壊する。 また、衝撃値ら焼戻温度と関係があり、３００〜３８０
℃の低温脆化域で焼戻しすると８ｋｇ１’ｍ／ｃｍ２以
下となり、極寒冷地での使用が危険となる。 また、衝撃値の下限値を８ｋｇｆｍ／ｃｍ’以」二とし
たのは、従来の経験からボルト用鋼は一般にこの値以−
ヒで使用されてきているからである。従って、本発明に
係る強靭ボルト用鋼が適用される焼戻し’ＩＫＬ度は、
３８０℃以−ヒ、らしくは、３００℃以下とすべきであ
る。 ［実 施 例］ 本発明に係る強靭ボルト舖の実施例を説明する。 実施例 第１表に示した含（釘戊分および成分割合の鋼を溶製し
、鋳造後試験片は直径１７φに熱間圧延されたコイルを
直線矯正した後、カットサンプルとし調質処理を行なっ
て使用した。 第２表に熱処理条件と機械的性質、衝撃値および遅れ破
壊試験結果を示す。 熱処理は、１７φＸ２２０〜２８０ｍｍの試験片を、８
７０℃の温度に４０分保持後浦焼入れし、Ｔ’Ｃに１時
間保持後水冷却の焼戻処理を行なった後、各種試験片に
機械加工した。 引張試験はＪＩＳＩ’４Ａ号直区９，９φＧ Ｌ ＝５
Ｄを、衝撃試験片はＪＩＳ４号２ｎ＋りＶノッヂを用い
た。 遅れ破壊試験片は、第２図に示すように首下近くに水平
角度４５°、先端Ｒ半径０．０３ｍｍ、応力集中係数α
に＝Ｉ０．３の切欠を入れたボルト状試験片を用いた。 試験条件は、室温２３℃、蒸留水中で引張荷重を負荷し
、破断時間を測定した。遅れ破壊強さは約１０本の試験
片を使用して第３図に示したように、切欠底（直径７
、８ ｍｍ）の面積で引張６ｉｔ重を除した公称応力に
対して、２００時間以内の破断曲線を求めた上で１００
時間限度で表示した。第３図の８０Ｍ４３５（焼戻温度
４５０℃、引張強さＩ ３１ ｋｇｆ／ｍｍ”）の１０
０時間遅れ破壊強さはＩ ５０ ｋｇｆ／ｍｍ”、本発
明に係る強靭ポアＮ−Ｍ（焼戻温度４００℃、引張強す
ｌ ４０ｋｇｆ／ｍｍ’）の１００時間遅れ破壊強さは
Ｉ ６０ ｋｇｒ／ｍｍ”である。なお、焼戻温度を種
々変えてこの１００時間遅れ破壊強さを求めたのが第１
図であり、同時に：ＪＡ＋質した（オ料の平滑引張強さ
を示しである。 また、鋼種間の遅れ破壊限度の比較には、第１図に示す
母材の引張強さくσ）と遅れ破壊強さくσ）曲線との交
点の値を用いた。結局、遅れ破壊強さが母材の引張強さ
以下になる交点を危険限度、その時の焼戻温度以上を使
用可能限界として比較に用い、第３表に示した。 この第３表か呟現用鋼の遅れ破壊限度が１３０〜Ｉ ３
３ ｋｇｒ／ｍｍ’であるのに対し、本発明に係る強靭
ボルト用鋼では１４０〜１５０ｋｇｒ／ｍｌ１１２に向
上していることかわかる。 第４図に引張強さと衝撃値の関係を示す。現用鋼の場合
、引張強さかｌ ３５ ｋｈｒ／ｍｍ２以−にになると
衝撃値は８ｋｇｆ／ｃｍ２以下となるが、本発明に係る
強靭ボルト鋼では引張強さＩ ４０ ｋｇｆ／ｍｍ２に
おいてら衝撃値８ｋｇｆ／ａｍ’以」二が得られており
、高強度域での靭性にも優れていることかわかる。 第５図に焼戻脆性域で焼戻したと、きの低温術゛γ値を
示す。現用鋼に比して本発明に係る強・籾ボルト鋼は低
１７Ｍ１ｒ撃（直にも（費れていることかわかる。 第３表 ※： ３０Ｍ４３５ 「発明の効果〕 以上詳細に説明したように、本発明に係る強靭ボルト用
鋼は上記の構成であるから、従来使用されているＳ ０
Ｍ４３５に比較して耐遅れ破壊性および衝撃値に優れた
材料であり、かつ、信頼性の高い強靭鋼である。 ４、図面の簡単な説明 第１図は焼戻温度と遅れ破壊強さおよび母材の平滑引張
強さとの関係を示す図、第２図は遅れ破壊試験片を示す
図、第３図は遅れ破壊強度・時間曲線を示す図、第４図
は引張強さと衝撃値上の関係を示す図、第５図は焼戻温
度別の低温衝撃（直を示す図である。
Claims (4)
- （１）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．４０〜１
．５ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５０ｗｔ％、 Ａｌ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、 Ｔｉ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％Ｎ（ｔｏ
ｔａｌ）０．００１５〜０．０１００ｗｔ％（但しＮ（
Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｍｍ＾２（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧−
０．３５σ＿Ｂ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２（最小値
８ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２以上）が得られる３８０℃以上も
しくは３００℃以下で焼戻して使用されることを特徴と
する強靭ボルト鋼。 - （２）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．４０〜１
．５ｗｔ％、Ａｌ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、 Ｔｉ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％、Ｎ（ｔ
ｏｔａｌ）０．００１５〜０．０１００ｗｔ％（但しＮ
（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、かつ、 Ｍｏ≦０．５ｗｔ％、Ｖ≦０．２ｗｔ％、 Ｎｂ≦０．２ｗｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｍｍ＾２（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧−
０．３５σ＿Ｂ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２（最小値
８ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２以上）が得られる３８０℃以上も
しくは３００℃以下で焼戻して使用されることを特徴と
する強靭ボルト鋼。 - （３）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．４０〜１
．５ｗｔ％、Ｂ０．０００５〜０．００５０ｗｔ％、 Ａｌ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、 Ｔｉ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％、Ｎ（ｔ
ｏｔａｌ）０．００１５〜０．０１００ｗｔ％（但しＮ
（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ≦０．２ｗｔ％、Ｃｕ≦０．８ｗｔ％ の１種または２種 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｍｍ＾２（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧−
０．３５σ＿Ｂ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２（最小値
８ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２以上）が得られる３８０℃以上も
しくは３００℃以下で焼戻して使用されることを特徴と
する強靭ボルト鋼。 - （４）Ｃ０．２５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．０ｗｔ％、Ｃｒ０．４０〜１
．５ｗｔ％、Ａｌ０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、 Ｔｉ０．０１０〜０．１０ｗｔ％、Ｚｒ０．０１０〜０
．１０ｗｔ％の１種または２種、 Ｐ≦０．００６ｗｔ％、Ｓ≦０．００６ｗｔ％ｗｔ％Ｎ
（ｔｏｔａｌ）０．００１５〜０．０１００ｗｔ％（但
しＮ（Ｆｒｅｅ）≦０．０００８ｗｔ％） を含有し、かつ、 Ｎｉ≦２．０ｗｔ％、Ｍｏ≦０．５ｗｔ％、Ｖ≦０．２
ｗｔ％、Ｎｂ≦０．２ｗｔ％、 Ｃｕ≦０．８ｗｔ％ の１種以上 を含有し、不純物として、 Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅよりなり、引張強さが１１０〜１４
５ｋｇｆ／ｍｍ＾２（ＨＲｃ３０〜４４）、衝撃値≧−
０．３５σ＿Ｂ＋５７．５ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２（最小値
８ｋｇｆｍ／ｃｍ＾２以上）が得られる３８０℃以上も
しくは３００℃以下で焼戻して使用されるることを特徴
とする強靭ボルト鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19334785A JPS6286149A (ja) | 1985-09-02 | 1985-09-02 | 強靭ボルト用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19334785A JPS6286149A (ja) | 1985-09-02 | 1985-09-02 | 強靭ボルト用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6286149A true JPS6286149A (ja) | 1987-04-20 |
Family
ID=16306385
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19334785A Pending JPS6286149A (ja) | 1985-09-02 | 1985-09-02 | 強靭ボルト用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6286149A (ja) |
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