JP3776507B2 - 高強度ステンレスボルトの製造方法 - Google Patents
高強度ステンレスボルトの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3776507B2 JP3776507B2 JP12815596A JP12815596A JP3776507B2 JP 3776507 B2 JP3776507 B2 JP 3776507B2 JP 12815596 A JP12815596 A JP 12815596A JP 12815596 A JP12815596 A JP 12815596A JP 3776507 B2 JP3776507 B2 JP 3776507B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- bolt
- heat treatment
- temperature
- less
- stainless steel
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性に優れた高強度ボルトの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近来、建築用その他の鋼構造接合用ボルトとして、高強度で、かつ、耐食性を有するボルトに対する要求が高まっている。このような用途には、比較的低廉であり、また、太径ボルトも製造可能なＪＩＳ ＳＵＳ６３０のようなマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼からなるボルトが使用されている。
【０００３】
ボルトの製造工程には、線材に鍛造加工を施して所定のボルト頭部形状を有するボルト素形材に成形加工する工程が含まれている。前記の鍛造加工方法としては、熱間鍛造加工と冷間鍛造加工とある。熱間加工法による場合、成形加工は容易であるが、寸法精度、表面品質の維持が困難であるという問題がある。他方、冷間鍛造加工は、寸法精度、表面品質の優れた製品を大量生産するのに適するが、冷間加工性のよい素材に限られる。
【０００４】
ところで、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は固溶化熱処理状態ではマルテンサイト組織を呈し、一般に硬さが高く、例えば、ＳＵＳ６３０では固溶化熱処理後の硬さがＨＲＣ３５程度となり、冷間加工性が劣る。ＳＵＳ６３０では、鋼を６２０〜８００℃の温度で焼鈍し、オーステナイト相を多量に含んだ金属組織状態とすれば、冷間鍛造によってボルト頭部等の成形を行うことができる。この場合には、高強度ボルトとするために、ボルト成形後に固溶化熱処理を施し、しかる後析出硬化熱処理して高強度化する必要がある。製品の表面品質を維持するには、前記固溶化熱処理を保護雰囲気中で行う必要があり、そのためコストが高くなるきらいがあった。
【０００５】
ＳＵＳ６３０において、Ｃ、Ｎの含有率を低く押える等の鋼成分調整によって冷間加工性を高めることが考えられる。このように成分調整した鋼を用いることにより、ボルト形状の成形は可能となった。しかし、これによっても、なお、ボルト頭部に内部割れが生じるものがあり、この内部われを完全に防止することができなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼をボルト形状に成形したときにボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止することによって、表面品質の優れた高強度ステンレスボルトを安価に供給できる製造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】
上記目的を達成するために、本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法は、（１）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。
（２）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後に冷却し、この冷却過程において該ボルト素形材の表面温度が１００℃より低い温度に達する以前に加熱し、４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。
（３）上記（１）および（２）の何れか１項記載の高強度ステンレスボルトの製造方法において、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組成を有することを特徴とする。
【０００８】
質量％で、
Ｃ ：０．０１５％以下、
Ｎ ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：１．５〜５．０％、
Ｎｉ：３．０〜８．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｂ：０．１〜０．５％、
残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法では、予め固溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成形する。そのため、従来のようにボルト成形後に固溶化熱処理を行う必要がないという大きな効果がある。
【００１０】
ここに、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼としては、固溶化熱処理によって、鋼マトリックスがマルテンサイト化して高強度となるとともに、析出硬化元素を固溶し、その後に行われる析出硬化熱処理によって、さらに強度が上昇する鋼であって、好ましい鋼としては、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０が挙げられる。
さらに好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％を含み残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼とする。
【００１１】
以下に、本発明を適用する好ましい鋼の化学組成を限定した理由について述べる。
Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは、固溶化熱処理時の硬さ、変形能に大きく影響する元素で、その含有率が低いほど硬さは低く、変形能は増加する。本発明の鋼においては、Ｃ含有率は低いほど好ましいが、製造コストを考慮して上限を０．０１５％とする。好ましくは、Ｃ含有率は０．００８％以下とする。
【００１２】
Ｎ：０．０１５〜０．０５０％
Ｎは、鋼の固溶化熱処理時の硬さ、変形能に及ぼす影響はＣと同様の傾向を示すが、その影響の程度はＣに比べて遥かに少ない。ピーク時効時の靭延性および過時効時の強度保持効果を有するので０．０１５％以上含有させる。好ましくは０．０３０％以上とする。しかし、過剰にＮを含有すると固溶化熱処理状態の鋼の硬さを高め、また、必要以上にγ相を安定として固溶化熱処理時に多量の不安定γ相が残留するほか、過時効時に多量の逆変態γ相を生じて強度の低下をきたすので、Ｎ含有率の上限を０．０５０％とする。
【００１３】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは鋼の脱酸剤として添加する。しかし、含有量が過大となると固溶化熱処理後の硬さが高くなる。また、δ−フェライトの形成量が過大となり、鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を１．０％とする。
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用するほか、高価なＮｉの代替元素としても有効なので添加する。しかし、Ｍｎ含有率が過大となると鋼のＭs 点を低下し、また、過時効時の強度を低下するので含有率の上限を１．０％とする。
【００１４】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは鋼の結晶粒界に偏析しやすく、熱間加工性を害する。また、冷間加工性をも害するのでＰ含有率は低いほど好ましいが、製造コストを考慮して許容し得るＰ含有率の上限を０．０４０％とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、耐食性を著しく損い、また冷間加工性をも害するので含有率を低くすることが必要である。許容限を０．０３０％とするが、好ましくは含有率を０．０１０％以下とする。
【００１５】
Ｃｕ：１．５〜５．０％
Ｃｕは、時効加熱時にε相を形成して鋼を硬化するために添加する。前記効果を発揮するためには１．５％の含有を必要とするが、過大に含有すれば、鋼の熱間加工性を損うので、含有率の上限を５．０％とする。
Ｎｉ：３．０〜８．０％
Ｎｉは、強力なオーステナイト形成元素で、δ−フェライトの生成を抑制し、鋼の耐食性を向上するので３．０％以上を含有させる。しかし、過大に含有すれば、鋼のＭs 点を低下して残留オーステナイト量を増し、析出硬化熱処理後の強度を損うので含有率の上限を８．０％とする。
【００１６】
Ｃｒ：１３．０〜１６．５％
Ｃｒは耐食性を確保するために１３．０％以上添加する。しかし過大に含有すれば、δ−フェライトを多量に生成し、熱間加工性を害するとともに、鋼の強度を著しく低下するので含有率の上限を１６．５％とする。
Ｍｏ：１．５％以下
Ｍｏは耐食性を向上するために添加してもよい。しかし、フェライト安定化元素であって、多量に含有するとδ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を１．５％とする。
【００１７】
Ｎｂ：０．１〜０．５％
Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼の結晶粒を微細化して固溶化熱処理後の鋼の硬さを低め、冷間加工性を向上する。また、析出硬化処理後の靭延性、特にピーク時効処理後の靭延性を高めるために添加する。前記効果を得るためには、０．１％以上のＮｂ含有率が必要である。しかしＮｂを多量に含有するとδ−フェライト量を増し鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を０．５％とする。
【００１８】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法において、固溶化熱処理は、鋼組織を強度の高いマルテンサイトとするとともに、析出硬化元素Ｃｕを鋼マトリックスに固溶するために行う。固溶化熱処理の温度が９００℃未満では、析出硬化元素の固溶が十分に行われないか、または析出硬化元素は固溶するが炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶が十分に行われないため、強度の高いマルテンサイトが得られない。また、固溶化熱処理の温度が１１００℃を超えると、炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶が進みすぎて、鋼の結晶粒が粗大化したり、固溶化熱処理後の鋼組織がフェライト相の多いものとなって、鋼強度が低下したりする。それゆえ、固溶化熱処理の温度は、９００〜１１００℃とする。
【００１９】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法においては、前述のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に固溶化熱処理を施して、体積率で９０％以上のマルテンサイト相を含む金属組織とする。前記固溶化熱処理の後に該鋼に含まれる主な金属組織はオーステナイトとフェライトであるが、このオーステナイトとフェライトはマルテンサイトに比べて強度が低い。それゆえ、鋼の強度を維持するために、マルテンサイトが９０体積％以上とすることが必要である。
【００２０】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法においては、前記鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成形する。鋼の再結晶温度以下の温度に加熱して冷間加工する温間鍛造によれば、鍛造加工の際の変形抵抗を減ずることができるが、この鋼の場合、２００℃を超える温度に加熱して鍛造するとボルト頭部に割れを生じるので、温間鍛造の際の加熱温度は２００℃以下とする必要がある。
【００２１】
上記の鍛造加工に際して、被加工材の内部ではひずみエネルギーによって、また、表層部では被加工材とダイス、パンチなどの加工工具との摩擦によって発熱し、昇温する。本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法の第１の実施態様においては、前記の鍛造加工によって昇温したボルト素形材を、該鍛造加工後少なくとも該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷却する。その後、４５０〜６５０℃の温度に加熱して析出硬化熱処理する。
【００２２】
ここに、徐冷却とは、発熱剤を用いるか、または断熱材、保温媒体によって鍛造加工後の前記ボルト素形材を覆う等の方法によって、積極的に該ボルト素形材の冷却を遅延する手段を講じて、放冷よりは遅い冷却速度で冷却することである。該ボルト素形材を、適度に加熱した空気、油等の浴槽に浸漬して冷却するのは好ましい方法である。
【００２３】
上記のように、鍛造加工後、昇温したボルト素形材を１５０℃以下の温度まで徐冷却することにより、ボルト素形材の頭部に発生する内部割れを防止することができる。
上記本発明の第１の実施態様による場合には、鍛造加工後のボルト素形材を、いったん室温まで冷却した後、ねじ切り加工等の後加工を行うことができる利点がある。
【００２４】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法の第２の実施態様においては、前記の鍛造加工によって昇温したボルト素形材を、１００℃より低い温度に達する以前に加熱して、４５０〜６５０℃の析出硬化熱処理温度に持ちきたす。鍛造加工後のボルト素形材の冷却の下限温度を１００℃としたのは、１００℃よりも低い温度まで冷却するとボルト素形材の頭部に内部割れが発生するからである。
【００２５】
上記本発明の第２の実施態様による場合には、１００℃以上の温度における冷却速度には制限がないので、鍛造加工後のボルト素形材を短時間で冷却できる利点がある。
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法に用いるマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼では、析出硬化熱処理の温度が、４５０℃以下では析出硬化に長時間を要し、また６５０℃以上では過時効となって軟化してしまう。４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することによって高い強度を得ることができる。
【００２６】
【実施例】
（実験１）
表１に示す化学組成の鋼１および鋼２を溶製し、熱間圧延により直径１０ｍｍの線材コイルに加工後、１０４０℃、または９５０℃で固溶化熱処理し、直径９．８ｍｍに引抜き加工して素材とした。該素材を鍛造加工によって図１に示す４工程でＭ１０六角ボルト素形材に成形した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または素材を１５０℃に加熱し温間鍛造によって行った。
【００２７】
【表１】
【００２８】
鍛造加工したボルト素形材は、直ちに徐冷バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。徐冷バッックは鉄箱に断熱材を内張りされたものであり、ボルト素材を装入する前に熱風にてあらかじめ加熱した。また、オイルバスは１２０℃に保持した焼入油の油槽である。徐冷却開始後適当な時間保持してから徐冷装置から取り出し、ボルト素形材の頭部表面の温度を接触温度計によって測定し、そのまま空冷して室温まで冷却した。比較のために、鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作製した。これらのボルト素形材に所定の析出硬化熱処理を施して供試材とした。
【００２９】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形材状態での引張強さを調べた。その結果を表２に示す。
【００３０】
【表２】
【００３１】
（実験２）
表１に示す鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００３２】
冷間鍛造したボルト素形材は、直ちに実験１の場合と同様の徐冷バックに投入して徐冷却した。冷間鍛造による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を表３に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作製した。転造によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６高力ボルトを製作し、供試材とした。
【００３３】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形材状態での引張強さを調べた。その結果を表３に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】
（実験３）
表１に示す鋼３の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１６．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理後、引抜き加工して直径１６．２ｍｍの素材とした。該素材を、鍛造加工によって、図３に示す４工程でＭ１６ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって行った。
【００３６】
鍛造加工したボルト素形材は、直ちに実験１の場合と同様の徐冷バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。鍛造加工による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を表４に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作成した。転造によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６ボルトを製作し、供試材とした。
【００３７】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表４に示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】
冷間鍛造または２００℃以下の温度に加熱して行う温間鍛造の鍛造加工によってボルト素形材に成形し、その終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を測定した結果を表３および表４に示す。この結果によれば、本実施例における徐冷バックまたはオイルバスを使用した場合は、前記鍛造加工終了後空冷した場合に比べて、冷却速度が遅くなっていることが明らかである。
【００４０】
表１〜４から判るように、冷間鍛造または温間鍛造後に空冷するか、あるいは冷間鍛造後に徐冷却しても、徐冷却の終了温度が１５０℃よりも高い温度から放冷した比較例１のような場合には、ボルト素形材頭部に内部割れが検出されるものがあった。これに対して、本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材の頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十分な硬さと引張強さとを示している。
（実験４）
表１に示す鋼１および鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１０ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理後、引抜き加工して直径９．８ｍｍの素材とした。該素材を、鍛造加工によって、図１に示す４工程でＭ１０ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または前記素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって行った。
【００４１】
ボルト素形材は、鍛造加工終了後放冷し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施し、供試材とした。
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表５に示す。
【００４２】
【表５】
【００４３】
（実験５）
表１に示す鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００４４】
前記ボルト素形材は、冷間鍛造終了後放冷し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施して供試材とした。
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表６に示す。
【００４５】
【表６】
【００４６】
表５および表６から判るように、冷間鍛造または温間鍛造後に１００℃よりも低い温度まで冷却した比較例においては、ボルト素形材頭部に内部割れが検出されるものがあった。これに対して、鍛造加工後１００℃以上の温度から析出硬化熱処理温度に移した本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材には頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十分な硬さと引張強さとを示している。
【００４７】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、予め固溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造または温間鍛造によってボルト成形するとき、ボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止することができ、表面品質の優れた高強度ステンレスボルトを安価製造する方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す工程図である。
【図２】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す第２の工程図である。
【図３】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す第３の工程図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性に優れた高強度ボルトの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近来、建築用その他の鋼構造接合用ボルトとして、高強度で、かつ、耐食性を有するボルトに対する要求が高まっている。このような用途には、比較的低廉であり、また、太径ボルトも製造可能なＪＩＳ ＳＵＳ６３０のようなマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼からなるボルトが使用されている。
【０００３】
ボルトの製造工程には、線材に鍛造加工を施して所定のボルト頭部形状を有するボルト素形材に成形加工する工程が含まれている。前記の鍛造加工方法としては、熱間鍛造加工と冷間鍛造加工とある。熱間加工法による場合、成形加工は容易であるが、寸法精度、表面品質の維持が困難であるという問題がある。他方、冷間鍛造加工は、寸法精度、表面品質の優れた製品を大量生産するのに適するが、冷間加工性のよい素材に限られる。
【０００４】
ところで、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼は固溶化熱処理状態ではマルテンサイト組織を呈し、一般に硬さが高く、例えば、ＳＵＳ６３０では固溶化熱処理後の硬さがＨＲＣ３５程度となり、冷間加工性が劣る。ＳＵＳ６３０では、鋼を６２０〜８００℃の温度で焼鈍し、オーステナイト相を多量に含んだ金属組織状態とすれば、冷間鍛造によってボルト頭部等の成形を行うことができる。この場合には、高強度ボルトとするために、ボルト成形後に固溶化熱処理を施し、しかる後析出硬化熱処理して高強度化する必要がある。製品の表面品質を維持するには、前記固溶化熱処理を保護雰囲気中で行う必要があり、そのためコストが高くなるきらいがあった。
【０００５】
ＳＵＳ６３０において、Ｃ、Ｎの含有率を低く押える等の鋼成分調整によって冷間加工性を高めることが考えられる。このように成分調整した鋼を用いることにより、ボルト形状の成形は可能となった。しかし、これによっても、なお、ボルト頭部に内部割れが生じるものがあり、この内部われを完全に防止することができなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼をボルト形状に成形したときにボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止することによって、表面品質の優れた高強度ステンレスボルトを安価に供給できる製造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】
上記目的を達成するために、本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法は、（１）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。
（２）９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後に冷却し、この冷却過程において該ボルト素形材の表面温度が１００℃より低い温度に達する以前に加熱し、４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする。
（３）上記（１）および（２）の何れか１項記載の高強度ステンレスボルトの製造方法において、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組成を有することを特徴とする。
【０００８】
質量％で、
Ｃ ：０．０１５％以下、
Ｎ ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：１．５〜５．０％、
Ｎｉ：３．０〜８．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｂ：０．１〜０．５％、
残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法では、予め固溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成形する。そのため、従来のようにボルト成形後に固溶化熱処理を行う必要がないという大きな効果がある。
【００１０】
ここに、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼としては、固溶化熱処理によって、鋼マトリックスがマルテンサイト化して高強度となるとともに、析出硬化元素を固溶し、その後に行われる析出硬化熱処理によって、さらに強度が上昇する鋼であって、好ましい鋼としては、ＪＩＳ ＳＵＳ６３０が挙げられる。
さらに好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｕ：１．５〜５．０％、Ｎｉ：３．０〜８．０％、Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｂ：０．１〜０．５％を含み残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼とする。
【００１１】
以下に、本発明を適用する好ましい鋼の化学組成を限定した理由について述べる。
Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは、固溶化熱処理時の硬さ、変形能に大きく影響する元素で、その含有率が低いほど硬さは低く、変形能は増加する。本発明の鋼においては、Ｃ含有率は低いほど好ましいが、製造コストを考慮して上限を０．０１５％とする。好ましくは、Ｃ含有率は０．００８％以下とする。
【００１２】
Ｎ：０．０１５〜０．０５０％
Ｎは、鋼の固溶化熱処理時の硬さ、変形能に及ぼす影響はＣと同様の傾向を示すが、その影響の程度はＣに比べて遥かに少ない。ピーク時効時の靭延性および過時効時の強度保持効果を有するので０．０１５％以上含有させる。好ましくは０．０３０％以上とする。しかし、過剰にＮを含有すると固溶化熱処理状態の鋼の硬さを高め、また、必要以上にγ相を安定として固溶化熱処理時に多量の不安定γ相が残留するほか、過時効時に多量の逆変態γ相を生じて強度の低下をきたすので、Ｎ含有率の上限を０．０５０％とする。
【００１３】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは鋼の脱酸剤として添加する。しかし、含有量が過大となると固溶化熱処理後の硬さが高くなる。また、δ−フェライトの形成量が過大となり、鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を１．０％とする。
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼の脱酸剤として作用するほか、高価なＮｉの代替元素としても有効なので添加する。しかし、Ｍｎ含有率が過大となると鋼のＭs 点を低下し、また、過時効時の強度を低下するので含有率の上限を１．０％とする。
【００１４】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは鋼の結晶粒界に偏析しやすく、熱間加工性を害する。また、冷間加工性をも害するのでＰ含有率は低いほど好ましいが、製造コストを考慮して許容し得るＰ含有率の上限を０．０４０％とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、耐食性を著しく損い、また冷間加工性をも害するので含有率を低くすることが必要である。許容限を０．０３０％とするが、好ましくは含有率を０．０１０％以下とする。
【００１５】
Ｃｕ：１．５〜５．０％
Ｃｕは、時効加熱時にε相を形成して鋼を硬化するために添加する。前記効果を発揮するためには１．５％の含有を必要とするが、過大に含有すれば、鋼の熱間加工性を損うので、含有率の上限を５．０％とする。
Ｎｉ：３．０〜８．０％
Ｎｉは、強力なオーステナイト形成元素で、δ−フェライトの生成を抑制し、鋼の耐食性を向上するので３．０％以上を含有させる。しかし、過大に含有すれば、鋼のＭs 点を低下して残留オーステナイト量を増し、析出硬化熱処理後の強度を損うので含有率の上限を８．０％とする。
【００１６】
Ｃｒ：１３．０〜１６．５％
Ｃｒは耐食性を確保するために１３．０％以上添加する。しかし過大に含有すれば、δ−フェライトを多量に生成し、熱間加工性を害するとともに、鋼の強度を著しく低下するので含有率の上限を１６．５％とする。
Ｍｏ：１．５％以下
Ｍｏは耐食性を向上するために添加してもよい。しかし、フェライト安定化元素であって、多量に含有するとδ−フェライトを生成し、鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を１．５％とする。
【００１７】
Ｎｂ：０．１〜０．５％
Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼の結晶粒を微細化して固溶化熱処理後の鋼の硬さを低め、冷間加工性を向上する。また、析出硬化処理後の靭延性、特にピーク時効処理後の靭延性を高めるために添加する。前記効果を得るためには、０．１％以上のＮｂ含有率が必要である。しかしＮｂを多量に含有するとδ−フェライト量を増し鋼の熱間加工性を損うので含有率の上限を０．５％とする。
【００１８】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法において、固溶化熱処理は、鋼組織を強度の高いマルテンサイトとするとともに、析出硬化元素Ｃｕを鋼マトリックスに固溶するために行う。固溶化熱処理の温度が９００℃未満では、析出硬化元素の固溶が十分に行われないか、または析出硬化元素は固溶するが炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶が十分に行われないため、強度の高いマルテンサイトが得られない。また、固溶化熱処理の温度が１１００℃を超えると、炭化物、窒化物、炭窒化物等の固溶が進みすぎて、鋼の結晶粒が粗大化したり、固溶化熱処理後の鋼組織がフェライト相の多いものとなって、鋼強度が低下したりする。それゆえ、固溶化熱処理の温度は、９００〜１１００℃とする。
【００１９】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法においては、前述のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼に固溶化熱処理を施して、体積率で９０％以上のマルテンサイト相を含む金属組織とする。前記固溶化熱処理の後に該鋼に含まれる主な金属組織はオーステナイトとフェライトであるが、このオーステナイトとフェライトはマルテンサイトに比べて強度が低い。それゆえ、鋼の強度を維持するために、マルテンサイトが９０体積％以上とすることが必要である。
【００２０】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法においては、前記鋼を冷間鍛造してボルト素形材に成形する。鋼の再結晶温度以下の温度に加熱して冷間加工する温間鍛造によれば、鍛造加工の際の変形抵抗を減ずることができるが、この鋼の場合、２００℃を超える温度に加熱して鍛造するとボルト頭部に割れを生じるので、温間鍛造の際の加熱温度は２００℃以下とする必要がある。
【００２１】
上記の鍛造加工に際して、被加工材の内部ではひずみエネルギーによって、また、表層部では被加工材とダイス、パンチなどの加工工具との摩擦によって発熱し、昇温する。本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法の第１の実施態様においては、前記の鍛造加工によって昇温したボルト素形材を、該鍛造加工後少なくとも該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷却する。その後、４５０〜６５０℃の温度に加熱して析出硬化熱処理する。
【００２２】
ここに、徐冷却とは、発熱剤を用いるか、または断熱材、保温媒体によって鍛造加工後の前記ボルト素形材を覆う等の方法によって、積極的に該ボルト素形材の冷却を遅延する手段を講じて、放冷よりは遅い冷却速度で冷却することである。該ボルト素形材を、適度に加熱した空気、油等の浴槽に浸漬して冷却するのは好ましい方法である。
【００２３】
上記のように、鍛造加工後、昇温したボルト素形材を１５０℃以下の温度まで徐冷却することにより、ボルト素形材の頭部に発生する内部割れを防止することができる。
上記本発明の第１の実施態様による場合には、鍛造加工後のボルト素形材を、いったん室温まで冷却した後、ねじ切り加工等の後加工を行うことができる利点がある。
【００２４】
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法の第２の実施態様においては、前記の鍛造加工によって昇温したボルト素形材を、１００℃より低い温度に達する以前に加熱して、４５０〜６５０℃の析出硬化熱処理温度に持ちきたす。鍛造加工後のボルト素形材の冷却の下限温度を１００℃としたのは、１００℃よりも低い温度まで冷却するとボルト素形材の頭部に内部割れが発生するからである。
【００２５】
上記本発明の第２の実施態様による場合には、１００℃以上の温度における冷却速度には制限がないので、鍛造加工後のボルト素形材を短時間で冷却できる利点がある。
本発明の高強度ステンレスボルトの製造方法に用いるマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼では、析出硬化熱処理の温度が、４５０℃以下では析出硬化に長時間を要し、また６５０℃以上では過時効となって軟化してしまう。４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することによって高い強度を得ることができる。
【００２６】
【実施例】
（実験１）
表１に示す化学組成の鋼１および鋼２を溶製し、熱間圧延により直径１０ｍｍの線材コイルに加工後、１０４０℃、または９５０℃で固溶化熱処理し、直径９．８ｍｍに引抜き加工して素材とした。該素材を鍛造加工によって図１に示す４工程でＭ１０六角ボルト素形材に成形した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または素材を１５０℃に加熱し温間鍛造によって行った。
【００２７】
【表１】
鍛造加工したボルト素形材は、直ちに徐冷バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。徐冷バッックは鉄箱に断熱材を内張りされたものであり、ボルト素材を装入する前に熱風にてあらかじめ加熱した。また、オイルバスは１２０℃に保持した焼入油の油槽である。徐冷却開始後適当な時間保持してから徐冷装置から取り出し、ボルト素形材の頭部表面の温度を接触温度計によって測定し、そのまま空冷して室温まで冷却した。比較のために、鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作製した。これらのボルト素形材に所定の析出硬化熱処理を施して供試材とした。
【００２９】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形材状態での引張強さを調べた。その結果を表２に示す。
【００３０】
【表２】
（実験２）
表１に示す鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００３２】
冷間鍛造したボルト素形材は、直ちに実験１の場合と同様の徐冷バックに投入して徐冷却した。冷間鍛造による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を表３に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作製した。転造によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６高力ボルトを製作し、供試材とした。
【００３３】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、ボルト素形材状態での引張強さを調べた。その結果を表３に示す。
【００３４】
【表３】
（実験３）
表１に示す鋼３の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１６．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理後、引抜き加工して直径１６．２ｍｍの素材とした。該素材を、鍛造加工によって、図３に示す４工程でＭ１６ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって行った。
【００３６】
鍛造加工したボルト素形材は、直ちに実験１の場合と同様の徐冷バックまたはオイルバスに投入して徐冷却した。鍛造加工による成形終了後の時間経過に伴うボルト素形材頭部の表面温度を測定した。成形終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を表４に示す。徐冷却終了時のボルト素形材頭部表面の温度を測定した後、室温まで空冷した。比較のために鍛造加工後そのまま空冷したボルト素形材を作成した。転造によってＭ１６、ピッチ２ｍｍのねじを切り、その後５９５℃で析出硬化熱処理を行ってＭ１６ボルトを製作し、供試材とした。
【００３７】
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表４に示す。
【００３８】
【表４】
冷間鍛造または２００℃以下の温度に加熱して行う温間鍛造の鍛造加工によってボルト素形材に成形し、その終了後１５分経過したときのボルト素形材頭部の表面温度を測定した結果を表３および表４に示す。この結果によれば、本実施例における徐冷バックまたはオイルバスを使用した場合は、前記鍛造加工終了後空冷した場合に比べて、冷却速度が遅くなっていることが明らかである。
【００４０】
表１〜４から判るように、冷間鍛造または温間鍛造後に空冷するか、あるいは冷間鍛造後に徐冷却しても、徐冷却の終了温度が１５０℃よりも高い温度から放冷した比較例１のような場合には、ボルト素形材頭部に内部割れが検出されるものがあった。これに対して、本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材の頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十分な硬さと引張強さとを示している。
（実験４）
表１に示す鋼１および鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１０ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃または９５０℃で固溶化熱処理後、引抜き加工して直径９．８ｍｍの素材とした。該素材を、鍛造加工によって、図１に示す４工程でＭ１０ボルト素形材に加工した。鍛造加工としては、冷間鍛造、または前記素材を１５０℃に加熱して温間鍛造によって行った。
【００４１】
ボルト素形材は、鍛造加工終了後放冷し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施し、供試材とした。
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表５に示す。
【００４２】
【表５】
（実験５）
表１に示す鋼２の化学組成を有する鋼を、熱間圧延して直径１７．５ｍｍの線材コイルとした。これを１０４０℃で固溶化熱処理後、切断して長さ８１ｍｍのスラグとし、冷間鍛造によって、図２に示す４工程でＭ１６高力ボルト素形材に加工した。
【００４４】
前記ボルト素形材は、冷間鍛造終了後放冷し、所定の温度に達したら、予め所定の析出硬化熱処理温度に調整した熱処理炉に装入して析出硬化熱処理を施して供試材とした。
前記供試材について、超音波探傷試験によるボルト素形材の頭部の内部割れの有無、ボルト素形材の頭部のロックウエル硬さを調べた。また、供試材からの削り出し試験片によって引張強さを調べた。その結果を表６に示す。
【００４５】
【表６】
表５および表６から判るように、冷間鍛造または温間鍛造後に１００℃よりも低い温度まで冷却した比較例においては、ボルト素形材頭部に内部割れが検出されるものがあった。これに対して、鍛造加工後１００℃以上の温度から析出硬化熱処理温度に移した本発明の実施例においては、析出硬化熱処理後のボルト素形材には頭部の内部割れは全く検出されない。また、本発明の実施例においては、高強度ステンレスボルトとして十分な硬さと引張強さとを示している。
【００４７】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、予め固溶化熱処理を施したマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を冷間鍛造または温間鍛造によってボルト成形するとき、ボルト頭部の内部に生じる割れの発生を防止することができ、表面品質の優れた高強度ステンレスボルトを安価製造する方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す工程図である。
【図２】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す第２の工程図である。
【図３】本発明の実施例におけるボルト素形材の成形過程を示す第３の工程図である。
Claims (3)
- ９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後、該ボルト素形材の表面温度が１５０℃以下となるまで徐冷却し、その後４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする高強度ステンレスボルトの製造方法。
- ９００〜１１００℃で固溶化熱処理して、体積百分率で、マルテンサイト相９０％以上としたマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼を、冷間鍛造または２００℃以下の温度で加熱して行う温間鍛造によってボルト素形材に成形した後に冷却し、この冷却過程において該ボルト素形材の表面温度が１００℃より低い温度に達する以前に加熱し、４５０〜６５０℃の温度で析出硬化熱処理することを特徴とする高強度ステンレスボルトの製造方法。
- 請求項１および請求項２の何れか１項記載の高強度ステンレスボルトの製造方法において、マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼が、以下の化学組成を有することを特徴とする。
質量％で、
Ｃ ：０．０１５％以下、
Ｎ ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｃｕ：１．５〜５．０％、
Ｎｉ：３．０〜８．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１６．５％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｎｂ：０．１〜０．５％、
残余Ｆｅおよび不可避的不純物元素。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12815596A JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12815596A JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09314276A JPH09314276A (ja) | 1997-12-09 |
| JP3776507B2 true JP3776507B2 (ja) | 2006-05-17 |
Family
ID=14977752
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12815596A Expired - Fee Related JP3776507B2 (ja) | 1996-05-23 | 1996-05-23 | 高強度ステンレスボルトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3776507B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6109851A (en) * | 1999-01-13 | 2000-08-29 | Illinois Tool Works Inc. | Screws having selected heat treatment and hardening |
| TWI394848B (zh) | 2007-10-10 | 2013-05-01 | Nippon Steel & Sumikin Sst | 雙相不銹鋼線材、鋼線及螺釘以及其製造方法 |
| JP5541575B2 (ja) * | 2010-03-18 | 2014-07-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 温間鍛造用ステンレス鋼線材およびその塑性加工方法 |
| JP6091046B2 (ja) | 2010-11-10 | 2017-03-08 | 株式会社トープラ | アルミ合金ボルトの製造方法及びアルミ合金ボルト |
| CN103866198B (zh) * | 2012-12-17 | 2015-10-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种外科手术用沉淀硬化马氏体不锈钢及其热处理工艺 |
| CN103398067B (zh) * | 2013-07-17 | 2015-08-05 | 春雨(东莞)五金制品有限公司 | 一种螺栓制造工艺 |
| JP7320936B2 (ja) * | 2018-11-16 | 2023-08-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | 棒状鋼材 |
-
1996
- 1996-05-23 JP JP12815596A patent/JP3776507B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09314276A (ja) | 1997-12-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6031022B2 (ja) | 耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼線および高強度ボルト並びにそれらの製造方法 | |
| JP5776623B2 (ja) | 冷間加工性に優れた鋼線材・棒鋼とその製造方法 | |
| US6059898A (en) | Induction hardening of heat treated gear teeth | |
| EP2765213A1 (en) | Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor | |
| JP5277658B2 (ja) | 熱間プレス部材の製造方法 | |
| CN107406949B (zh) | 机械结构零件用钢线 | |
| JP2007131907A (ja) | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 | |
| KR20210091282A (ko) | 전봉 강관 | |
| JP3776507B2 (ja) | 高強度ステンレスボルトの製造方法 | |
| JP4497842B2 (ja) | 超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法 | |
| JPH09263875A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JPH11131176A (ja) | 高周波焼入部品およびその製造方法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| JPH06172867A (ja) | 衝撃疲労寿命に優れた歯車の製造方法 | |
| JP6454635B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および疲労特性に優れた高強度ボルト、およびその製造方法 | |
| JP3550886B2 (ja) | 被削性および疲労強度に優れた高周波焼入用の歯車用鋼材の製造方法 | |
| JP2000063935A (ja) | 窒化部品の製造方法 | |
| JPH02166229A (ja) | 非調質ボルト用鋼線材の製造方法 | |
| JPH11131134A (ja) | 非調質鋼製高強度成形品の製法 | |
| JPH08170146A (ja) | 窒化非調質鍛造用鋼および窒化非調質鍛造品 | |
| US20060057419A1 (en) | High-strength steel product excelling in fatigue strength and process for producing the same | |
| JP4786063B2 (ja) | マルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP3623313B2 (ja) | 浸炭歯車部品 | |
| JP4393344B2 (ja) | 冷間加工性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼き用鋼の製造方法 | |
| JPH07305139A (ja) | 非調質機械部品およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050516 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050622 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050819 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060131 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060223 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100303 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100303 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110303 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110303 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120303 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120303 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130303 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130303 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140303 Year of fee payment: 8 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |