JP3776507B2 - 高強度ステンレスボルトの製造方法 - Google Patents
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Description
【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。
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。
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