JP2001348618A - 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 - Google Patents

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

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Abstract

(57)【要約】 【課題】 引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度
レベルでありながら、耐遅れ破壊性および耐リラクセー
ション特性のいずれにも優れた高強度ボルトを製造する
ための有用な方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．５０〜１．０％、Ｓｉ：０．５
％以下およびＭｎ：０．２〜１％を夫々含有すると共
に、Ｐ：０．０３％以下およびＳ：０．０３％以下に夫
々抑制した鋼からなり、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合計の面積率
が２０％未満、残部がパーライト組織である鋼材を強伸
線加工した後、冷間圧造によりボルト形状にしたものを
１００〜４００℃の温度域でブルーイング処理を行っ
て、１２００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有すると共
に、優れた耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性
を有する様にする。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主に自動車用とし
て使用される高強度ボルトを製造するための方法に関す
るものであり、特に引張強さ（強度）が１２００Ｎ／ｍ
ｍ2以上でありながら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を製造するための有用
な方法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には中炭素合金
鋼（ＳＣＭ４３５，ＳＣＭ４４０，ＳＣｒ４４０等）が
使用され、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、
一概にその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、
同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が開示されているが、遅
れ破壊発生の危険が完全に解消されたという訳ではな
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】ところで、高温で使用される締付用ボルト
では、使用中に耐力比が低くなり、締付力の低下を招く
現象が生じる場合があり、こうした現象はリラクセーシ
ョン（応力緩和）と呼ばれている。そして、特に焼入れ
・焼戻し鋼ではなくベイナイト鋼やパーライト鋼などを
ボルトなどに利用したときには、こうした現象に対する
特性（リラクセーション特性）の低下が懸念される。こ
うした現象が生じるとボルトが伸びてしまい、初期の締
付力を確保できない恐れがあるので、例えば自動車エン
ジン廻りなどに適用するボルトでは、リラクセーション
特性にも優れている必要がある。しかしながら、これま
での高強度ボルトでは、こうしたリラクセーション特性
についてはあまり考慮されていない。
【０００６】
【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
さが１２００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度レベルでありなが
ら、耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性のいず
れにも優れた高強度ボルトを製造するための有用な方法
を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明方法とは、Ｃ：０．５０〜１．０％、Ｓｉ：０．５
％以下（０％を含まない）およびＭｎ：０．２〜１％を
夫々含有すると共に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含
む）およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑
制した鋼からなり、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合計の面積率が
２０％未満、残部がパーライト組織である鋼材を強伸線
加工した後、冷間圧造によりボルト形状にしたものを１
００〜４００℃の温度域でブルーイング処理を行って、
１２００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有すると共に、優
れた耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性を有す
る様にする点に要旨を有するものである。
【０００８】また、本発明方法において用いる鋼には、
必要によって（ａ）Ｃｒ：０．５％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）、（ｂ）Ｍｏ，ＶおよびＮｂよりなる群から選ばれ
る１種または２種以上：合計で０．３％以下（０％を含
まない）、等を含有させることも有効である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、従来の高強度ボル
トにおいて耐遅れ破壊性が劣る原因等について検討し
た。その結果、従来の改善方法では、組織を焼もどしマ
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り耐遅れ破壊性を
補っていたが、それには限界があることが判明した。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、組織をある制約を持ったパー
ライト組織とし、強加工（伸線）により１２００Ｎ／ｍ
ｍ 2以上の強度にすることにより、耐遅れ破壊性の向上
が可能であることを見出した。
【００１０】本発明においては、上記の如く初析フェラ
イト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサ
イトの合計面積率を２０％未満とし、残部がパーライト
組織である（即ち、パーライト組織の面積率が８０％
超）鋼材を強伸線加工する必要があるが、こられの要件
を規定した理由は次の通りである。
【００１１】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
伸線できなくなり、強加工により１２００Ｎ／ｍｍ2以
上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少なくする必要がある。
【００１２】これに対してパーライト組織は、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。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を少なく
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組織の面積率を８
０％超にすることにより、優れた強度と耐遅れ破壊性が
発揮されるのである。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。
【００１３】本発明方法においては、圧延のまま或は鍛
造ままでは高強度ボルトに必要な寸法精度が得られず、
また最終的に１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を達成する
ことが困難になるので、強伸線加工を施す必要がなる。
また、この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）。
【００１４】一方、本発明者らは、ボルトにおけるリラ
クセーション特性を改善するという観点からも検討を重
ねてきた。その結果、上記の様に組織を調整した鋼材を
強伸線加工した後、冷間圧造により所定のボルト形状に
したものに対して、所定の温度域でブルーイング処理を
行なえば、強度上昇が図れてリラクセーション特性が著
しく改善できることが判明した。即ち、こうしたブルー
イング処理を施すことによって、Ｃ，Ｎによる時効硬化
が発揮されて塑性変形が防止され、ボルトの強度や耐力
比を向上させると共に、１００〜２００℃における熱へ
たりを起こしにくくなったのである。こうした効果を発
揮させる為には、ブルーイング処理温度は１００〜４０
０℃の温度範囲とする必要がある。この温度が１００℃
未満では、時効硬化が不十分であり、ボルトの強度向上
や耐力比の向上が少なく、リラクセーション特性を十分
に改善することができない。また４００℃を超えると軟
化され、ボルト強度の低下量が大きくなる。
【００１５】尚、ブルーイング処理時間は、その効果を
発揮させる為には、上記の温度範囲で３０分〜４時間程
度保持することが望ましい。また、本発明では、所定の
ボルト形状にする際に冷間圧造を施すものであるが、こ
れは温間鍛造や熱間鍛造に比べて製造コストが低いと共
に、温間鍛造や熱間鍛造では加熱によって軟化され、強
伸線加工されたパーライト組織がくずれ、所定の強度が
得られないという理由からでる。
【００１６】本発明では高強度ボルトの素材として、Ｃ
を０．５０〜１．０％含む中・高炭素鋼であり、また基
本的な化学成分組成として、Ｓｉ：０．５％以下（０％
を含まない）およびＭｎ：０．２〜１％を夫々含有する
と共に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）およびＳ：
０．０３％に夫々抑制した鋼材の使用を想定したもので
あるが、これらの成分の範囲限定理由は下記の通りであ
る。尚、以下では、棒状または線状に熱間加工された鋼
材およびその後熱処理された鋼材を「線材」と呼び、上
記線材を主として伸線等の冷間加工を施したものを「鋼
線」と呼んで区別する。
【００１７】Ｃ：０．５〜１．０％ Ｃは、ボルトの強度を上げるために有効かつ経済的な元
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。ボルトにおける目標強度を確保する為には、Ｃを
０．５０％以上含有させる必要がある。しかしながら、
Ｃ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あらわれ、伸線加工性を
劣化させるので、１．０％を上限とした。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、０．９％で
あり、より好ましくは０．８５％である。最も望ましい
のは共析成分鋼を用いるのが良い。
【００１８】Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない） Ｓｉは、鋼材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
伸線後の鋼材の延性を低下させると共に、冷間圧造性を
著しく低下させるので、０．５％を上限とする。尚、Ｓ
ｉ含有量の好ましい上限は、０．１％であり、更に好ま
しくは０．０５％である。
【００１９】Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは脱酸剤としての効果と、線材の焼入性を向上させ
て線材の断面組織の均一性を高める効果を有する。これ
らの効果は、０．２％以上含有させることによって有効
に発揮される。しかし、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、Ｍｎ量の上
限は１．０％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい範囲
は、０．４０〜０．７０％程度であり、より好ましくは
０．４５〜０．５５％程度とするのが良い。
【００２０】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％以下に抑制す
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、好ましくは０．０１５％以下に低減するのが良
い。より好ましくは０．０１％以下とするのが良く、更
に好ましくは０．００５％以下に低減するのが良い。
【００２１】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、こう
した観点から０．０３％以下に抑制するのが良い。尚、
Ｓ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０．０１％以下であり、更に好まし
くは０．００５％以下とするのが良い。
【００２２】本発明方法で高強度ボルトの素材として用
いる鋼材における基本的な化学成分組成は上記の通りで
あるが、必要によって（ａ）Ｃｒ：０．５％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）、（ｂ）Ｍｏ，ＶおよびＮｂよりなる群か
ら選ばれる１種または２種以上を、合計で０．３％以下
（０％を含まない）、等を含有させることも有効であ
る。必要によって含有される各元素における限定理由
は、下記の通りである。
【００２３】Ｃｒ：０．５０％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） Ｃｒと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、いずれもその含有量が増加するほ
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、これらの元素の好ましい範囲は０．０５〜０．
３％であり、より好ましい範囲は０．１〜０．２％程度
である。
【００２４】Ｍｏ，ＶおよびＮｂよりなる群から選ばれ
る１種または２種以上：合計で０．３％以下（０％を含
まない） Ｍｏ、ＶおよびＮｂは、いずれも微細な炭・窒化物を形
成し、耐遅れ破壊性の向上に寄与する。また、これらの
窒化物および炭化物は、結晶粒の微細化に有効である。
しかしながら、これらの含有量が過剰になると、耐遅れ
破壊性および靭性を阻害するので、合計で０．３％以下
とした。尚、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの合計量のより好まし
い範囲は、０．０２〜０．２％程度であり、より好まし
くは０．０５〜０．１％程度である。
【００２５】本発明で用いる鋼材の化学成分組成は上記
の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであ
る。ここで「実質的にＦｅ」とは、本発明の高強度ボル
トにはＦｅ以外にもその特性を阻害しない程度の微量成
分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分
としては例えばＣｕ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｃａ，Ｂ，Ｚｒ，Ｐ
ｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｎ等の元素やＯ等
の不可避的不純物が挙げられる。
【００２６】本発明で素材として用いる線材は、様々な
方法によってその組織を調整することができるが、その
代表的な方法について説明する。その方法の一つとし
て、まず上記の様な化学成分を有する鋼材を用い、鋼材
の圧延または鍛造終了温度が８００℃以上となる様に熱
間圧延または熱間鍛造を行なった後、平均冷却速度Ｖ
（℃／秒）を下記（１）式を満足する様にして４００℃
まで連続冷却し、引き続き放冷する方法が挙げられる。 １６６×（線径：ｍｍ）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径：ｍｍ）-1.4 …（１）
【００２７】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
なくなるので、上記終了温度は８００℃以上とする必要
がある。この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。
【００２８】上記平均冷却速度Ｖが１６６×（線径：ｍ
ｍ）-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：ｍｍ）-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。
【００２９】また本発明で用いる線材は、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℃以
上に加熱した後、５００〜６５０℃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。
【００３０】この方法において、鋼材加熱温度の範囲に
ついては、上記圧延または鍛造終了温度と同じ理由で８
００℃以上とする必要がある。また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
をできるだけ速い冷却速度で急冷することがする望まし
い。均質なパーライト組織を得るには、５００〜６５０
℃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℃程度であ
り、最も好ましい恒温保持温度はＴＴＴ線図のパーライ
トノーズ付近である。
【００３１】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ものである。
【００３２】
【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：８〜１４ｍｍφまで圧延終了温度が約９３０℃にな
る様に熱間圧延した後、平均冷却速度が４．２〜１２．
４℃／秒（下記表２）の範囲となる様に衝風冷却した。
その後、線径：７．０６ｍｍφまたは５．２５ｍｍφま
で伸線した（伸線率：５７〜７５％）。
【００３３】
【表１】
【００３４】得られた各種鋼線を用い、図１に示すＭ８
×Ｐ１．２５［図１（ａ）、線径：７．０６ｍｍφの鋼
線から］またはＭ６×Ｐ１．０［図１（ｂ）、線径：
５．２５ｍｍφの鋼線から］のスタッドボルトを作製
し、遅れ破壊試験を行った。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（負荷応力は引張強さの９０％）
し、１００時間後の破断の有無で価した。また、初析フ
ェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテ
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
い、各組識の面積率を求めた。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
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
試験を行った。
【００３５】（各組識の分類）線材および鋼線の横断面
を埋め込み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１
５〜３０秒間浸漬して腐食させた後、走査型電子顕微鏡
（ＳＥＭ）によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察し
た。そして、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
よって各組識の面積率を求めた。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セメンタイト
組織については図２（図面代用顕微鏡組織写真）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
組織写真）に示す様な組織を初析セメンタイト組織と判
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
て析出し、マルテンサイトは塊状に析出していた。
【００３６】また、上記鋼線を用いて、六角頭付きボル
トおよび六角フランジボルトを冷間圧造により作製し、
そのとき加工されたボルト頭部の割れ発生状況について
も確認した。
【００３７】各線材および鋼線の組織を平均冷却速度と
共に下記表２に、遅れ破壊試験結果および割れ発生状況
を、伸線条件および機械的特性と共に下記表３に示す。
ここで、遅れ破壊試験結果は、各１０本試験を行ない、
１本も破断しなかったものを耐遅れ破壊性良として○、
１０本中１本でも破断したものを耐遅れ破壊性不良とし
て×で表した。
【００３８】これらの結果から明らかな様に、本発明の
高強度ボルトでは冷間圧造によって割れが発生すること
なく、且つ耐遅れ破壊性に優れた六角頭付きボルトおよ
び六角フランジボルトが得られていることが分かる。
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】実施例２ 前記表１に示した供試鋼ＣとＩを用い、線径：８ｍｍφ
または１０．５ｍｍφまで熱間圧延した後、パテンティ
ング処理（加熱温度：９４０℃、恒温変態：５１０〜６
１０℃×４分）した。その後、線径：７．０６ｍｍφま
たは５．２５ｍｍφまで伸線した（伸線率：５５〜７５
％）。
【００４２】得られた各種鋼線を用い、前記図１に示し
たＭ８×Ｐ１．２５（線径：７．０６ｍｍφの鋼線か
ら）またはＭ６×Ｐ１．０（線径：５．２５ｍｍφの鋼
線から）のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験を実
施例１と同様にして行った。
【００４３】また上記線材を用いて、六角頭付きボルト
および六角フランジボルトを冷間圧造により作製し、そ
のとき加工されたボルト頭部の割れ発生状況を確認し
た。
【００４４】各線材の組織を恒温変態温度と共に下記表
４に、遅れ破壊試験結果および割れ発生状況を、伸線条
件および機械的特性と共に下記表５に示す。これらの結
果から明らかな様に、本発明方法では冷間圧造によって
割れが発生することなく、且つ耐遅れ破壊性に優れた六
角頭付きボルトおよび六角フランジボルトが得られてい
ることが分かる。
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】実施例３ 前記表３、表５に示した試験Ｎｏ．１１，１２，１９，
２２の鋼線（線径：５．２５φまで伸線した鋼線）を用
いて、リラクセーション試験を行った。このときリラク
セーション試験は、ＰＣ硬鋼線のＪＩＳ Ｇ３５３８に
準じて行った。但し、試験温度は常温ではなく、高温で
のリラクセーション特性を比較するため１３０℃で行っ
た。
【００４８】上記の鋼線を使用し、鋼線ままあるいはそ
の後ブルーイングを行った鋼線を用い、それぞれの０．
２％永久伸びに対する荷重を測定した。そして試験片を
適当な間隔でつかみ、０．２％永久伸びに対する荷重の
８０％に相当する荷重（載荷荷重）をかけ、その後、１
０時間つかみ間隔をそのまま保持して、荷重を測定し
た。そして１０時間リラクセーション試験を行った後の
保持応力をリラクセーション応力とした。
【００４９】その結果を、製造工程、機械的性質および
試験条件（載荷荷重）と共に下記表６に示す。これらの
結果から明らかな様に、ブルーイング処理を施したもの
では、引張強さおよび０．２％永久伸びが上昇するとと
もに、リラクセーション応力が高い状態で維持できるこ
とが分かる。
【００５０】
【表６】
【００５１】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、引
張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2以上の高強度レベルであり
ながら、耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性の
いずれにも優れた高強度ボルトが製造できた。
【図面の簡単な説明】
【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。
【図２】ベイナイト組織を示す図面代用顕微鏡写真であ
る。
【図３】初析セメンタイト組織を示す図面代用顕微鏡写
真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/04 38/04 38/30 38/30 (72)発明者 小池 精一 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 高島 光男 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内 (72)発明者 築山 勝浩 神奈川県藤沢市川名一丁目15番１号 株式 会社佐賀鉄工所内 (72)発明者 並村 裕一 神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神戸 製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 茨木 信彦 神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神戸 製鋼所神戸製鉄所内

Claims (3)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Ｃ：０．５０〜１．０％（質量％の意
    味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まな
    い）およびＭｎ：０．２〜１％を夫々含有すると共に、
    Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）およびＳ：０．０３
    ％以下（０％を含む）に夫々抑制した鋼からなり、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
    テンサイトの合計の面積率が２０％未満、残部がパーラ
    イト組織である鋼材を強伸線加工した後、冷間圧造によ
    りボルト形状にしたものを１００〜４００℃の温度域で
    ブルーイング処理を行って、１２００Ｎ／ｍｍ2以上の
    引張強さを有すると共に、優れた耐遅れ破壊性および耐
    リラクセーション特性を有する様にすることを特徴とす
    る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。
  2. 【請求項２】 前記鋼が、更にＣｒ：０．５％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
    高強度ボルトの製造方法。
  3. 【請求項３】 前記鋼が、更にＭｏ，ＶおよびＮｂより
    なる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．３
    ％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１
    または２に記載の高強度ボルトの製造方法。
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