WO2005083141A1 - 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト - Google Patents

耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト Download PDF

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WO2005083141A1
WO2005083141A1 PCT/JP2005/003393 JP2005003393W WO2005083141A1 WO 2005083141 A1 WO2005083141 A1 WO 2005083141A1 JP 2005003393 W JP2005003393 W JP 2005003393W WO 2005083141 A1 WO2005083141 A1 WO 2005083141A1
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less
resistance
strength bolt
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strength
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PCT/JP2005/003393
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Inventor
Mitsuo Takashima
Kentaro Takada
Zenji Iida
Katsuhiro Tsukiyama
Takehiko Egawa
Yuichi Namimura
Nobuhiko Ibaraki
Original Assignee
Honda Motor Co., Ltd.
Saga Tekkohsho Co., Ltd.
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B35/00—Screw-bolts; Stay-bolts; Screw-threaded studs; Screws; Set screws

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength bolt mainly used for automobiles, and in particular, has a low tensile strength (strength) of 1200 NZmm 2 or more; It relates to an excellent high-strength bolt.
  • General high-strength bolts use medium-carbon alloy steel (SCM435, SCM440, SCr440, etc.) power S to ensure the necessary strength by quenching and tempering.
  • SCM435, SCM440, SCr440, etc. medium-carbon alloy steel
  • general high-strength bolts used for automobiles and various industrial machines have a tensile strength of about
  • Patent Document 4 discloses a technique for further improving the resistance to delay;
  • the structure of high-strength bolt steel is not quenched and tempered, but pearlite.
  • a high-strength bolt with a bow I tension of 1200 NZmm 2 or more has been obtained by using a strong wire drawing with V ⁇ .
  • the pearlite structure introduced into these high-strength bolts is cementite and ferrite. Since it has the effect of trapping hydrogen at the light interface and reducing hydrogen accumulated at the interface, the delayed fracture resistance is improved.
  • pearlite steel has its own problems.
  • tightening bolts that are used at high temperatures have a low power resistance ratio during use and may cause a phenomenon that causes a decrease in tightening force.
  • Such a phenomenon is called relaxation.
  • the characteristics (relaxation characteristics) for such phenomena may decrease. If such a phenomenon occurs, the bolt may be stretched and the initial tightening force may not be secured. Therefore, for example, a bolt applied to an area around an automobile engine, for example, needs to have excellent relaxation characteristics.
  • Patent Document 5 is only known.
  • Patent Document 5 after a pearlite steel having a predetermined component is subjected to strong drawing, it is formed into a bolt shape by cold heading, and then subjected to a bluing treatment in a temperature range of 100 to 400 ° C. During the bulling process, age hardening due to C and N is exerted to prevent plastic deformation, improve the strength and power resistance of the bolt, and reduce the possibility of heat settling at a temperature of 100-200 ° C. In addition, the relaxation resistance is improved. Although this Patent Document 5 is an invention for improving the relaxation resistance, it does not disclose the relationship between Si and the relaxation resistance. It is said that the content of Si should be less than 0.5% in order to reduce the ductility of steel and the cold forging property remarkably.
  • Patent Document 1 JP-A-60-114551
  • Patent Document 2 JP-A-2-267243
  • Patent Document 3 JP-A-3-243745
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-337332
  • Patent Document 5 JP 2001-348618 A
  • the present invention was made in view of the circumstances as described above, and its object is the tensile strength of 1200 N / mm 2 or more in a high-strength ball excellent pearlite structure in the delayed ⁇ property
  • the object of the present invention is to establish a technique that can further improve the relaxation resistance characteristics.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing the shape of a stud bolt used in a delayed fracture test.
  • FIG. 2 is a drawing substitute photograph showing a bainite structure.
  • FIG. 3 is a photograph substituted for a drawing showing a proeutectoid cementite structure.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of Si, the presence or absence of a bluing process, and a relaxation value.
  • the inventors of the present invention have conducted intensive studies to solve the above-mentioned problems. As a result, even if only the bluing treatment is performed on the steel for bolts, there is a limit in the improvement of the relaxation resistance.
  • the steel for bolts (steel for high-strength bolts) used in the present invention usually has a linear or rod-like form, and more specifically, is hot-worked into a linear or rod-like form. It includes both a steel material and a steel material (wire material) heat-treated thereafter, and a material obtained by subjecting the wire material to cold working such as wire drawing (steel wire), and preferably means a steel wire.
  • the high-strength bolt steel is a type of pearlite steel. More specifically, the total area ratio of proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite, bainite and martensite is less than 20%.
  • the pearlite structure has the effect of trapping hydrogen at the interface between cementite and ferrite and reducing the amount of hydrogen accumulated at the grain boundaries. is there. It is recommended that the area ratio of the pearlite structure be 90% or more, more preferably 95% or more.
  • the steel for high-strength bolts of the present invention has C: 0.5-1.0% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.55-3%, Mn: 0.2-2. %, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.03% or less (excluding 0%), and A1: 0.3% or less (excluding 0%) are doing.
  • C 0.5-1.0% (meaning of mass%, the same applies hereinafter)
  • Si 0.55-3%
  • Mn 0.2-2. %
  • P 0.03% or less (excluding 0%)
  • S 0.03% or less
  • A1 0.3% or less (excluding 0%) are doing.
  • C is an effective and economical element for increasing the strength of bolts, and the strength increases as the C content increases.
  • C is contained at 0.5% or more, preferably 0.55% or more, and more preferably 0.60% or more.
  • the C content is 1.0% or less, preferably 0.9% or less, and more preferably 0.85% or less.
  • the most desirable C content is Ce ⁇ 0.2% (preferably Ce ⁇ 0.1%, particularly Ce ⁇ 0.05%) when the eutectoid carbon amount is Ce.
  • Si can further improve the relaxation resistance properties of the blue-treated bolt. This is considered to be because Si is dissolved in ferrite / ferrite, which is the largest cause of relaxation, and exerts a solid solution strengthening action. Therefore, the Si content is set to 0.55% or more, preferably 0.7% or more, more preferably 1.0% or more, and particularly 1.5% or more. Si has the effect of promoting the decarburization of steel during heating during hot rolling and patenting (such as lead patenting). Normally, operating conditions are set so that decarburization does not occur.However, if decarburization is actively promoted, the surface can be softened, and the amount of Si can be increased. It is also possible to suppress the occurrence of cracks during bolting. If too much Si is applied, the ductility of the core decreases. Therefore, the amount of Si is set to 3% or less, preferably 2.5% or less, and more preferably 2.0% or less.
  • Mn has an effect as a deoxidizing agent and an effect of improving the hardenability of the wire and improving the uniformity of the cross-sectional structure of the wire.
  • the Mn content is 0.2% or more, preferably 0.4% or more, and more preferably 0.5% or more.
  • the Mn content is 2% or less, preferably 1.5% or less, and more preferably 1.0% or less.
  • P is an element that causes grain boundary segregation and degrades the resistance to retardation; Therefore, the ⁇ content is controlled to 0.03% or less, preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less, and particularly 0.010% or less.
  • S forms MnS in steel, and becomes a stress concentration point when stress is applied. Therefore, it is desirable to reduce the s content as much as possible to improve the delayed fracture resistance.
  • Such viewpoint power is also controlled so that the S content is 0.03% or less, preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less, and particularly 0.010% or less.
  • A1 forms nitride-based inclusions and oxidized inclusion-based inclusions, and lowers the drawability. Therefore, A1 is set to 0.3% or less, preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less, and especially when drawability is emphasized, 0.03% or less (preferably 0.02% or less) , Especially 0.010% or less). On the other hand, A1 captures N in steel to form A1N and contributes to the improvement of delayed fracture resistance by making the crystal grains fine, so that A1 may be positively added. In this case, the amount of A1 is, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • the steel for high-strength bolts may contain other elements within a range not to impair the object of the present invention.
  • the first additional element Cr, Co, etc.
  • Additional element such as Ni
  • third additional element such as Cu
  • fourth additional element such as Mo, V, Nb, Ti, W
  • fifth additional element such as B
  • Cr and Co as the first additional elements are as follows: Cr: 2.5% or less (excluding 0%), or Co: 0.5% % Or less (not including 0%). Cr and Co have an effect of suppressing precipitation of proeutectoid cementite, and are particularly effective as additional components in the high-strength bolt of the present invention for reducing proeutectoid cementite. In order for any of these effects to be remarkable as a force effect that increases as the content increases, Cr: 0.05% or more (for example, 0.2% or more, particularly 0.1% or more), or Co: : 0.01% or more (for example, 0.03% or more, especially 0.05% or more) is recommended. Note that the effect is saturated and uneconomical even if added in excess.
  • Cr 2.5% or less (preferably 2.0% or less, more preferably 1.2% or less)
  • Co 0.5% or less (preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less) below).
  • Co and Co either one may be added or both may be added.
  • Ni which is the second additional element, may be supplemented with 1.0% or less (excluding 0%). Ni does not contribute much to improving the strength of the bolt, but has the effect of increasing the toughness of the drawn wire. This effect increases as the Ni content increases, but in order to make the effect remarkable, the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, particularly 0.15% or more. % Is recommended. However, when the amount of Ni is excessive, the transformation end time becomes too long, resulting in an increase in equipment size and a decrease in productivity. Therefore, the Ni content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less, and more preferably 0.3% or less.
  • Cu as the third additional element may be added in a range of 1.0% or less (excluding 0%).
  • Cu is an element that contributes to increasing the strength of the bolt by the precipitation hardening action.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and particularly 0.2% or more. It is recommended that However, when the amount of Cu is excessive, it causes grain boundary brittleness and deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the Cu content is set to 1.0% or less, preferably 0.5% or less, and more preferably 0.3% or less.
  • Mo, V, Nb, Ti, W, and the like which are the fourth additional elements, may be added in a range of a total of 0.5% or less (excluding 0%). These Mo, V, Nb, Ti, and W form fine carbonitrides and contribute to the improvement of anti-degradation properties and fracture characteristics. This effect increases as the total amount of these elements increases, and the total amount is preferably at least 0.02%, more preferably at least 0.05%. However, when the total amount of these elements becomes excessive, It hinders and deteriorates toughness. Therefore, the total amount of these elements is set to 0.5% or less, preferably 0.2% or less, and more preferably 0.15% or less. Mo, V, Nb, Ti, W, etc. may be added alone or in combination of two or more as appropriate.
  • the fifth additional element B may be added in a range of 0.003% or less (not including 0%! /,).
  • B is added for improving hardenability. This effect increases as the B content increases, but in order to make the effect more remarkable, the B amount is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more. Is recommended. However, if B becomes excessive, it impairs toughness. Therefore, the B content is 0.003% or less, preferably 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • the balance may be Fe and inevitable impurities!
  • the steel for bolts used in the present invention has a bow I tensile strength that can have a predetermined strength when the bolt is subjected to wire drawing, bluing, or the like.
  • Bayogu example LOOONZmm 2 or more, preferably LlOONZmm 2 or more, more preferably 120 ONZmm 2 or more, the degree especially 1300NZmm 2 or more.
  • the steel for a bolt (wire or steel wire) is drawn, then cold forged, and then subjected to bluing in a temperature range of 100 to 500 ° C. It is obtained by doing so.
  • Such bolt has a tensile strength 1200NZmm 2 or more (preferably 1400NZmm 2 or more, more preferably 1500NZmm 2 or more, especially 1600NZmm on 2 or more), yet high strength, delayed; excellent « ⁇ resistance and relaxation resistance ing.
  • the reason why the wire drawing is performed is that dimensional accuracy required for a high-strength bolt cannot be obtained as it is rolled or forged, and it is difficult to finally achieve a predetermined strength. Cementite in some pearlite structures is finely dispersed by the high-strength drawn wire, improving the hydrogen trapping ability, and the structure is arranged along the drawing direction to resist crack propagation.
  • the wire drawing condition may be a wire drawing process that can obtain a predetermined tensile strength when the bolt is used.
  • the wire reduction rate is about 30 to 85% (preferably about 50 to 70%). It is recommended to perform such processing.
  • the bluing treatment is not suitable for the present invention utilizing the relaxation resistance property of Si. This is an essential step.
  • the bluing treatment is useful in that age hardening due to C and N is exerted, plastic deformation is prevented, and the bolt strength and power resistance are improved, and heat treatment at a temperature of 100-200 ° C Since sagging hardly occurs, it is useful for remarkably improving the relaxation resistance characteristics in combination with the effect of the addition of Si (solid solution strengthening in ferrite that causes relaxation). Further, in the present invention, since the amount of Si is increased, a decrease in tensile strength / proof stress during the bluing treatment can be suppressed even when a high-temperature bluing treatment is performed.
  • the bluing treatment temperature is 100 ° C. or higher, preferably 200 ° C. or higher, and more preferably 300 ° C. or higher.
  • the bluing treatment temperature is set to 500 ° C or lower, preferably 450 ° C or lower, and more preferably 400 ° C or lower.
  • test steel having the chemical composition shown in Table 1 below
  • Table 2 Table 2 below
  • a patenting treatment was performed (heating temperature: 940 ° C, constant temperature transformation: 510-620 ° C for 4 minutes).
  • test steel M was quenched and tempered to have a 100% tempered martensite structure.
  • the structure, the degree of decarburization, and the tensile strength of the obtained steel wire were examined.
  • proeutectoid ferrite, proeutectoid cementite, bainite, and martensite or pearlite microstructures were classified by the following method, and the area ratio of each microstructure was determined.
  • M8 X P1.25 [Fig. 1 (a), wire diameter: 7.06 mm ⁇ steel wire] or M6 X P1.0 (Fig. 1 (b), wire diameter: 5. From 25mm ⁇ steel wire], a stud bolt was manufactured and a delayed fracture test was performed. In the delayed fracture test, the bolts were immersed in acid (15% HC1 x 30 minutes), washed with water, dried, and subjected to a stress load in air (load stress was 90% of the tensile strength). Evaluation was made based on the presence or absence of break ( ⁇ : no break, X: break). [Table 3]
  • the strongly drawn wire obtained as described above was partially subjected to bluing treatment at a temperature of 200 to 400 ° C. Tensile strength and 0.2% resistance to heat were examined for both the blued and the unbrowned.
  • a relaxation test was performed in accordance with JIS G 3538. However, the temperature of the relaxation test was 150 ° C. Also this time In the test, the test pieces are gripped at appropriate intervals, a load (load load) W1 equivalent to 80% of the load with respect to 0.2% resistance is applied, and the distance between the scores (GL; 300 mm) set for the test pieces is reduced. The load was lowered by moving the bell (weight for adjusting the amount of elongation of the test piece) so as to keep it constant, the load W2 after 10 hours was measured, and the relaxation value was calculated according to the following equation.
  • steels A-I are both pearlitic steels that have been subjected to a bluing treatment and have been subjected to a bluing treatment and have a slow resistance; See Table 3 and Table 4). Since the bluing treatment was performed with a Si content of 0.55% or more, the relaxation resistance was further improved (see white and black circles in Fig. 4). As is clear from FIG. 4, even if the Si content is simply set to 0.55% or more, the relaxation resistance characteristics are not improved without bluing treatment (see the box in FIG. 4). The relaxation treatment can be improved by a combination of the quenching treatment.
  • the high-strength bolt according to the present invention has a gist in that the relaxation resistance is remarkably improved by adding a predetermined amount or more of Si.
  • the high-strength bolt according to the present invention is excellent in delayed fracture resistance and relaxation resistance even when the tensile strength is 1200 NZmm 2 or more, and C: 0.5-1.0% (meaning mass 0/0, the same below), Si: 0. 55-3%, Mn: 0. 2-2%, P: 0. 03% or less under (not including 0%), S: 0.
  • the high-strength bolt of the present invention further contains Cr: 2.5% or less (excluding 0%) and Co: 0.5% or less.
  • the high-strength bolt of the present invention further contains at least one selected from the group consisting of Cr: 2.5% or less (excluding 0%) and Co: 0.5% or less (excluding 0%). It is desirable to do. or, Further, it is more desirable to contain Ni: l. 0% or less (excluding 0%). Further, it is more preferable that at least one selected from Mo, V, Nb, Ti, and W is contained in a range of 0.5% or less (not including 0%) in total. Further, it is more desirable to further contain B: 0.003% or less (excluding 0%).
  • the high-strength bolt of the present invention desirably further contains Ni: 1.0% or less (excluding 0%).
  • the high-strength bolt of the present invention desirably further contains Cu: 1.0% or less (excluding 0%).
  • the high-strength bolt of the present invention further contains at least one selected from Mo, V, Nb, Ti, and W forces in a range of a total of 0.5% or less (excluding 0%). It is desirable to do.
  • the high-strength bolt of the present invention preferably contains B: 0.003% or less (excluding 0%).
  • the remaining component may be Fe and inevitable impurities.
  • the present invention it is possible to improve a problem specific to a bolt obtained from a pearlite steel material having excellent delayed fracture resistance. That is, by adding a predetermined amount or more of Si, the relaxation resistance characteristics can be remarkably improved.
  • the present invention is constructed as described above, yet a tensile strength of 1200NZmm 2 or more, by the addition of Si more than a predetermined amount, delayed;

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Abstract

　Ｃ：０．５～１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５５～３％、Ｍｎ：０．２～２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、及びＡｌ：０．３％以下（０％を含まない）を含有し、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％未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を、伸線加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで１００～５００°Cの温度域でブルーイング処理することによって得られる引張強度１２００Ｎ／ｍｍ2以上の耐遅れ破壊特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開示する。

Description

明 細 書
耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト 技術分野
[0001] 本発明は、主に自動車用として使用される高強度ボルトに関するものであり、特に 引張強さ（強度）が 1200NZmm2以上でありながら耐遅; |τ¾壊特性および耐リラクセ ーシヨン特性に優れた高強度ボルトに関するものである。
背景技術
[0002] 一般の高強度ボルトには中炭素合金鋼（SCM435, SCM440, SCr440等）力 S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
1200NZmm2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; |τ¾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、 その発生は種々の要因が複雑に力も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; ίτ¾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; |τ¾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ぐ試 行錯誤的に種々の方法が提案されて！ヽるに過ぎな、、のが実状である。
[0004] これまでにも耐遅; |τ¾壊特性を改善する技術が提案されて ヽる（特許文献 1一 3な ど)。これらの技術では、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
1400NZmm2以上の高強度ボルトでも耐遅れ破壊特性を改善して ヽるが、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ぐ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] 耐遅; |τ¾壊特性をさらに改善した技術として特許文献 4がある。この特許文献 4で は、高強度ボルト用鋼の組織を、焼入れ'焼戻し組織ではなくパーライト組織とし、次
Vヽで強伸線カ卩ェとすることによって、弓 I張強さ 1200NZmm2以上の高強度ボルトを 得ている。そしてこの高強度ボルトに導入されたパーライト組織は、セメンタイトとフエ ライトの界面で水素をトラップし、界面に集積する水素を低減させる効果を有するた め、耐遅れ破壊特性が改善される。
[0006] しかしパーライト鋼には特有の課題が存する。すなわち、高温で使用される締付用 ボルトでは、使用中に耐カ比が低くなり、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. 焼戻し鋼ではなくパーライト鋼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¾ ^こついてはあま り考慮されておらず、特許文献 5が知られて ヽる程度である。
[0007] 特許文献 5では、所定の成分のパーライト鋼を強伸線加工した後、冷間圧造によつ てボルト形状とし、次いで 100— 400°Cの温度域でブルーイング処理している。ブル 一イング処理すると、 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 の強度や耐カ比を向上させると共に、温度 100— 200°Cでの熱へたりを起こしにくく なるために、耐リラクセーション特性が改善されている。なおこの特許文献 5は耐リラク セーシヨン特性を改善する発明であるにも拘わらず、 Siと耐リラクセーション特性との 関係については開示しておらず、むしろ 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ため、 Siは 0. 5%以下にすべ きであるとしている。
特許文献 1：特開昭 60— 114551号公報
特許文献 2：特開平 2-267243号公報
特許文献 3：特開平 3— 243745号公報
特許文献 4：特開 2000 - 337332号公報
特許文献 5 :特開 2001—348618号公報
発明の開示
[0008] 本発明は上記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 度 1200N/mm2以上であって耐遅 壊特性に優れたパーライト組織の高強度ボ ルトであって、耐リラクセーション特性をさらに改善できる技術を確立することにある。
[0009] 本発明に係る高強度ボルトは、引張強度 1200NZmm2以上であっても耐遅
壊特性および耐リラクセーション特性に優れているものであり、 C : 0. 5-1. 0% (質 量0 /0の意味、以下同じ）、 Si: 0. 55-3%, Mn: 0. 2-2%, P : 0. 03%以下（0%を 含まない）、 S : 0. 03%以下（0%を含まない）、及び A1: 0. 3%以下（0%を含まない )を含有し、初析フヱライト、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%未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を、伸線 加工した後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで 100— 500°Cの温度域でブル 一イング処理することによって得られるものであることを特徴としている。
図面の簡単な説明
[0010] [図 1]耐遅れ破壊試験に用いるスタッド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写真である。
[図 3]初析セメンタイト組織を示す図面代用写真である。
[図 4]Si量、ブルーイング処理の有無、及びリラクセーション値の関係を示すグラフで ある。
発明を実施するための最良の形態
[0011] 本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ボルト用鋼に ブルーイング処理だけを行っても耐リラクセーションの改善には限界があり、また単に
Siを所定量以上としてもブルーイング処理を行わなければ耐リラクセーション特性は 全く改善されないのに対して、所定量以上の Si添加とブルーイング処理とを組み合 わせることで初めて耐リラクセーション特性を著しく改善できることを見出し、本発明を 兀成し 7こ。
[0012] すなわち、本発明で使用するボルト用鋼（高強度ボルト用鋼）は、通常、線状又は 棒状の形態を有するものであり、より詳細には線状又は棒状に熱間加工された鋼材 及びその後熱処理された鋼材 (線材）と、該線材を主として伸線等の冷間加工を施す ことによって得られるもの (鋼線)の両方を含むものであり、好ましくは鋼線を意味する 。そして該高強度ボルト用鋼は、パーライト鋼の一種であり、より具体的には、初析フ エライト、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 満であって、残部の組織がパーライト (即ち、パーライト組織の面積率が 80%超）とな つている。初析フェライトゃ初析セメンタイトが多くなると、伸線時に縦割れを起こすた めに強伸線加工が困難となり、ボルトの強度を所定値以上とすることが困難となる。ま た初析セメンタイトとマルテンサイトが多くなると、伸線時に断線を引き起こし易くなる 。更に、ベイナイトはパーライトに比べてカ卩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。これらの組織に対してパーラ 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、耐遅; ίτ¾壊特性向上の観点からできるだけ多くする必要が ある。なおパーライト組織の面積率は、好ましくは 90%以上、さらに好ましくは 95% 以上とすることが推奨される。
[0013] また本発明の高強度ボルト用鋼は、 C : 0. 5— 1. 0% (質量％の意味、以下同じ)、 Si: 0. 55—3%, Mn: 0. 2—2%, P : 0. 03%以下（0%を含まない）、 S : 0. 03%以 下 (0%を含まない）、及び A1: 0. 3%以下 (0%を含まない）を含有している。以下、 各成分の限定理由について説明する。
[0014] 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ため、 Cは 0. 5%以上、好ましくは 0. 55%以上、さらに好ましくは 0. 60%以上含有させる。しかし ながら、 C量が過剰にな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 著となって伸線力卩ェ性を劣化させる。従って C量は、 1. 0%以下、好ましくは 0. 9% 以下、さらに好ましくは 0. 85%以下とする。最も望ましい C量は、共析炭素量を Ceと したとき、 Ce±0. 2% (好ましくは Ce±0. 1%、特に Ce±0. 05%)である。
[0015] Siは、ブルーイング処理したボルトの耐リラクセーション特性をさらに改善することが できる。 Siがリラクセーションを引き起こす最大の原因である軟らカ /、フェライト中に固 溶して、固溶強化作用を発揮するためであると思料される。従って Si量は 0. 55%以 上、好ましくは 0. 7%以上、さらに好ましくは 1. 0%以上、特に 1. 5%以上とする。な お Siは熱間圧延ゃパテンティング処理 (鉛パテンティング処理など）の加熱時に鋼材 の脱炭を促進させる作用がある。通常は脱炭を起こさせな 、ように操業条件を設定 するが、積極的に脱炭を促進させれば、表面を軟化させることができ、 Siを増量して もボルト圧造時の割れ発生を抑制することもできる。し力し Siを多くし過ぎると芯部の 延性が低下する。従って Si量は、 3%以下、好ましくは 2. 5%以下、更に好ましくは 2 . 0%以下とする。
[0016] 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。 Mn量は 0. 2%以上、好ましくは 0. 4%以上、さらに好まし くは 0. 5%以上とする。しかし Mn量が過剰になると、 Mnの偏析部にマルテンサイト やべイナイトなどの過冷組織が生成して伸線力卩ェ性を劣化させやすくなる。従って M n量は 2%以下、好ましくは 1. 5%以下、さらに好ましくは 1. 0%以下とする。
[0017] Pは粒界偏析を起こして、耐遅; ίτ¾壊特性を劣化させる元素である。そこで Ρ含有 量は 0. 03%以下、好ましくは 0. 02%以下、さらに好ましくは 0. 015%以下、特に 0 . 010%以下に抑制する。
[0018] 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、 耐遅れ破壊特性の改善には s含有量をできるだけ減少させることが望まし 、。こうし た観点力も S量は 0. 03%以下、好ましくは 0. 02%以下、さらに好ましくは 0. 015% 以下、特に 0. 010%以下に抑制する。
[0019] A1は窒化物系介在物や酸ィ匕物系介在物を生成し、伸線性を低下させる。従って A1 は 0. 3%以下、好ましくは 0. 1%以下、さらに好ましくは 0. 05%以下とし、特に伸線 性を重視する場合には 0. 03%以下 (好ましくは 0. 02%以下、特に 0. 010%以下） とする。一方、 A1は鋼中の Nを捕捉して A1Nを形成し、結晶粒を微細化することによ つて耐遅れ破壊特性の向上にも寄与するため、 A1を積極的に添加してもよい。この 場合、 A1量は、例えば 0. 01%以上、好ましくは 0. 02%以上、さらに好ましくは 0. 0 3%以上とする。
[0020] さらに前記高強度ボルト用鋼は、本発明の目的を阻害しない範囲で他の元素を含 有していてもよぐ例えば、第 1の追加元素（Cr、 Coなど）、第 2の追加元素 (Niなど） 、第 3の追加元素（Cuなど）、第 4の追加元素（Mo、 V、 Nb、 Ti、 Wなど）、第 5の追加 元素（Bなど）を単独で又は適宜組み合わせて添加してもよい。以下、追加の元素に ついて説明する。
[0021] 第 1の追加元素である Crと Coは、 Cr: 2. 5%以下（0%を含まない）、又は Co : 0. 5 %以下 (0%を含まない）となる範囲で添加してもよい。 Crと Coは、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ボルトに 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力 効果を顕著とするためには Cr: 0. 05%以上 (例えば 0. 2% 以上、特に 0. 1%以上）、又は Co : 0. 01%以上（例えば、 0. 03%以上、特に 0. 05 %以上）とすることが推奨される。なお過剰に添加しても効果が飽和して不経済となる 。従って Cr: 2. 5%以下 (好ましくは 2. 0%以下、さらに好ましくは 1. 2%以下）、 Co : 0. 5%以下 (好ましくは 0. 3%以下、さらに好ましくは 0. 2%以下）とする。なお と Coは、いずれか一方だけを添カ卩してもよぐ両方を添カ卩してもよい。
[0022] 第 2の追加元素である Niについては、 1. 0%以下（0%を含まない）の範囲で添カロ してもよい。 Niはボルトの強度向上にあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める効 果を有する。この効果は Niの含有量が増加するほど増大するが、効果を顕著とする ためには、 Ni量は、好ましくは 0. 05%以上、さらに好ましくは 0. 1%以上、特に 0. 1 5%以上とすることが推奨される。しかし Niが過剰になると、変態終了時間が長くなり すぎ、設備の大型化や生産性の低下をきたす。従って Ni量は、 1. 0%以下、好まし くは 0. 5%以下、さらに好ましくは 0. 3%以下とする。
[0023] 第 3の追加元素である Cuは、 1. 0%以下（0%を含まない）の範囲で添カ卩してもよ い。 Cuは析出硬化作用によってボルトの高強度化に寄与する元素である。この効果 は Cuの含有量が増加するほど増大する力 効果を顕著とするためには、 Cu量は、 好ましくは 0. 05%以上、さらに好ましくは 0. 1%以上、特に 0. 2%以上とすることが 推奨される。しかし Cuが過剰になると、粒界脆ィ匕を起こして耐遅れ破壊特性を劣化さ せる原因となる。従って Cu量は、 1. 0%以下、好ましくは 0. 5%以下、さらに好ましく は 0. 3%以下とする。
[0024] 第 4の追加元素である Mo、 V、 Nb、 Ti、 Wなどは、合計で 0. 5%以下（0%を含ま ない）となる範囲で添カ卩してもよい。これら Mo、 V、 Nb、 Ti、 Wは、微細な炭窒化物を 形成し、耐遅; «壊特性の向上に寄与する。この効果はこれらの元素の合計量が増 加するほど増大し、該合計量は、好ましくは 0. 02%以上、さらに好ましくは 0. 05% 以上とする。しかしこれらの元素の合計量が過剰になると、耐遅れ破壊特性を却って 阻害し、靭性も劣化する。従ってこれらの元素の合計量は、 0. 5%以下、好ましくは 0 . 2%以下、さらに好ましくは 0. 15%以下とする。なお Mo、 V、 Nb、 Ti、 Wなどは単 独で添加してもよぐ 2種以上を適宜組み合わせて添加してもよ ヽ。
[0025] 第 5の追加元素である Bは、 0. 003%以下（0%を含まな!/、）の範囲で添カ卩してもよ い。 Bは焼入性向上のために添加される。この効果は Bの含有量が増加するほど増 大するが、効果を顕著とするためには、 B量は、好ましくは 0. 0005%以上、さらに好 ましくは 0. 0010%以上とすることが推奨される。しかし Bが過剰になると靭性を阻害 する。従って B量は、 0. 003%以下、好ましくは 0. 0025%以下、さらに好ましくは 0 . 0020%以下とする。
[0026] 残部は Fe及び不可避不純物であってもよ!/、。
[0027] なお本発明で使用するボルト用鋼は、伸線加工、ブルーイング処理等を施してボ ルトとしたときに所定強度を有することができる程度の弓 I張強度を有して 、ればよぐ 例えば、 lOOONZmm2以上、好ましくは llOONZmm2以上、さらに好ましくは 120 ONZmm2以上、特に 1300NZmm2以上程度である。
[0028] そして本発明のボルトは、前記ボルト用鋼 (線材又は鋼線)を、伸線加工した後、冷 間でボルト圧造し、次 、で 100— 500°Cの温度域でブルーイング処理することによつ て得られるものである。このようなボルトは、引張強度 1200NZmm2以上（好ましくは 1400NZmm2以上、さらに好ましくは 1500NZmm2以上、特に 1600NZmm2以 上)の高強度でありながら、耐遅; «壊特性および耐リラクセーション特性に優れて いる。
[0029] 伸線加工を行うのは、圧延のまま或い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、また最終的に所定の強度を達成することが困難なためである。強 伸線カ卩ェによって一部のパーライト組織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。伸線条件は、ボルトとしたときに所定の引張強度が得られる程度の強 伸線加工であればよいが、例えば、減面率が 30— 85%程度 (好ましくは 50— 70% 程度）となるような加工を行うことが推奨される。
[0030] ブルーイング処理は、 Siによる耐リラクセーション特性を利用する本発明にとっては 必須の工程である。すなわちブルーイング処理を行えば、 C、 Nによる時効硬化が発 揮されて塑性変形が防止され、ボルトの強度や耐カ比を向上させる点で有用であり、 温度 100— 200°Cでの熱へたりを起こしにくくなるために、前記 Si添加の効果 (リラク セーシヨンの原因となるフェライトへの固溶強化）と相俟って耐リラクセーション特性を 著しく改善するのに有用である。また本発明では Siを増量しているため、高温のブル 一イング処理を行っても、該ブルーイング処理時における引張強さゃ耐力の低下を 抑制することができる。従って引張強さや耐カを向上させることが可能であると共に、 耐リラクセーション特性を高めることができる。なおブルーイング処理温度が低すぎる と、時効硬化が不十分となってボルトの強度向上ゃ耐カ比の向上が少なくなり、耐リ ラタセーシヨン特性の改善が不十分となる。従ってブルーイング処理温度は、 100°C 以上、好ましくは 200°C以上、さらに好ましくは 300°C以上とする。一方、ブルーイン グ処理温度が高すぎると、軟ィ匕してボルト強度の低下量が大きくなる。従ってブルー イング処理温度は、 500°C以下、好ましくは 450°C以下、更に好ましくは 400°C以下 とする。
実施例
[0031] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 施例によって制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に 変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範 囲に包含される。
[0032] 実験例 1
下記表 1に示す化学成分組成を有する供試鋼 (A— M)を用い、下記表 2に示す線 径 (8. 0— 11. 5mm φ )まで熱間圧延した後、下記表 2に示す条件でパテンティング 処理 (加熱温度： 940°C、恒温変態： 510— 620°Cで 4分間）した。なお供試鋼 Mは、 比較の為、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。得られ た鋼線の組織、脱炭の程度、及び引張強度を調べた。前記組織調査では、下記の 方法で初析フェライト、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 ライト組織を分類し、各組織の面積率を求めた。
[0033] [各組織の分類] 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 15— 30秒間浸 漬して腐食させた後、 日本電子株式会社 SiiKA - 89CORLの走査型電子顕微鏡 ( SEM)によって DZ4 (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、株式会社フォトロン製 FRM TO OL— KITの画像解析装置によって各組織の面積率を求めた。尚、パーライト組織と 区別がつきにくい、ベイナイト組織ゃ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）に示す様な組織をべイナイト組織とし、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する。結果を表 2に示す。
[0034] [表 1]
Figure imgf000011_0001
：残部は Fe及び不可避不純物
[0035] [表 2] 鋼 組織
s式 熱間圧延材 /\亍ン亍イン 7
線 (面積％) 引張強度 験 線径 恒疆 持; m度
No. 記 mm) (°C) 初析 初析 (N/mm2)
へ ナ仆 マルテンサイト /
¾||ιιιπϋΤ フェラ仆 セメンタ仆 一ライト
1 WA1 10.5 600 10 0 0 0 90 1360
2 A WA2 8.0 600 3 0 0 0 97 1358
3 WA3 8.0 620 5 0 0 0 95 1287
4 WB1 10.5 600 10 0 0 0 90 1370
5 B WB2 8.0 600 5 0 0 0 95 1346
6 WB3 8.0 620 7 0 0 0 93 1305
7 C WG 10.5 560 5 5 0 0 90 1314
8 D WD 10.5 600 10 0 0 0 90 1450
9 E WE 11.5 560 15 0 0 0 85 1220
10 F WF 10.5 600 10 0 0 0 90 1381
11 G WG 10.5 600 15 0 0 0 85 1398
12 H WH 10.5 560 5 5 0 0 90 1305
13 I WI 8.0 600 5 0 0 0 95 1399
14 J WJ 8.0 510 5 0 0 0 95 1268
15 K WK 8.0 525 5 0 0 0 95 1305
16 し WL 8.0 535 10 0 0 0 90 1310
17 M WM 1 1.0 焼入れ (880°C X 30分— OQ)、焼戻し (460°C X 90分— WC)材。 100%マルテンサ仆組織
OQ:オイルクェンチ、 WG:水冷
[0036] 上記鋼線を下記表 3に示す線径（7. 06mm φまたは 5. 25mm φ )まで強伸線し（ 減面率：55— 62%)、伸線性を評価すると共に、得られた強伸線材の引張強度及び 耐遅れ破壊特性を調べた。なお伸線性の評価基準は以下の通りである。また伸線性 及び耐遅れ破壊特性の評価は、以下のようにして行った。
[0037] [伸線性]
良好:所定の線径まで問題なく伸線でき、伸線後の引張試験においても異常破断 が見られない。
[0038] 不良：伸線中に又は伸線後の引張試験時に、カツピー破断、縦割れ破断などの異 常破断が見られる。
[0039] 画 壊特性]
前記強伸線材から、図 1に示す M8 X P1. 25 [図 1 (a)、線径： 7. 06mm φの鋼線 から]または M6 X P1. 0 [図 1 (b)、線径： 5. 25mm φ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%H C1 X 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、 1 00時間後の破断の有無で評価した（〇：破断なし、 X：破断あり）。 表 3]
Figure imgf000013_0001
上記のようにして得られた強伸線材を、一部、温度 200— 400°Cでブルーイング処 理した。ブルーイング処理したもの及びブルーイング処理しなかったものの両方につ いて、引張強さ、及び 0. 2%耐カを調べた。またリラクセーション試験を JIS G 353 8に準拠して行った。ただしリラクセーション試験の温度は 150°Cとした。また今回の 試験では、試験片を適当な間隔でつかみ、 0. 2%耐カに対する荷重の 80%に相当 する荷重 (載荷荷重) W1をかけ、前記試験片に設定した評点間距離 (GL; 300mm) が一定となるように送鐘 (試験片の伸び量調整用のおもり）を移動して負荷荷重を低 下させていき、 10時間後の荷重 W2を測定し、下記式に従ってリラクセーション値を 算出した。
[0042] リラクセーション値（％) = [ (W1-W2) /W1] X 100
更に、上記のように作製したスタッドボルトをブルーイング処理したものにっ 、ても 上記と同様の遅れ破壊試験を行った。結果を表 4及び図 4に示す。
[0043] [表 4]
ブル一イング
引張強度 載荷何鱼 リラクセーション 鋼 鋼線 処理温度 遅れ破壊
2 値
e 記号 (°C) (N/mm2) (N/mm ) 特性
(%)
2 なし 1615 1436 1 149 10.55 -
2A 200 1713 1642 1314 9.14 〇
WA2
2B 300 1700 1638 1310 8.87 〇
A
2C 400 1681 1628 1302 8.39 〇
3 なし 1561 1363 1090 10.48 -
WA3
3A 200 1671 1595 1276 7.72 〇
5 なし 1623 1453 1 162 10.50 -
WB2
5A 200 1746 1709 1367 8.76 〇
B
6 なし 1584 1389 1 1 1 1 10.30 -
WB3
6A 200 1690 1617 1294 8.87 〇
7A 200 1754 1 705 1364 9.1 1
¾ \ o 〇
7B C WC 300 1734 1643 1314 8.89 〇
7C 400 1728 1624 1 299 8.47 〇
8A 200 1821 1765 1412 7.81 O
8B D WD 300 1807 1715 1372 7.55 〇
8C 400 1787 1699 1359 7.41 〇
9A 200 1628 1594 1 275 8.21 o
9B E WE 300 161 1 1542 1234 8.10 〇
9C 400 1608 1538 1230 7.99 〇
10A 200 1741 1701 1361 7.51 〇
F WF
10B 300 1738 1698 1358 7.40 〇
1 1 A 200 1758 1724 1379 7.31 〇
G WG
1 1 B 300 1751 1715 1372 7.26 〇
12A 200 171 1 1668 1334 9.55 o
H WH
12B 300 1698 1625 1300 9.26 〇
13A 200 1751 171 1 1369 8.67 o
I W【
13B 300 1742 1708 1366 8.1 1 〇
14A 200 1758 1680 1344 12.31 〇
J WJ
14B 300 1750 1658 1326 10.49 o
15A 200 1740 1660 1328 12.52 〇
K WK
15B 300 1 727 1 551 1241 10J0 〇
16A 200 1745 1 671 1337 1 1.01 〇 し WL
16B 300 1734 1572 1258 10.51 o 焼入れ'焼戻し鋼 (マルテンサイト鋼)である Mは、遅れ破壊特性が不十分であった (表 3参照)。 [0045] パーライト鋼とし 一 Lは、耐遅; |τ¾壊特性が改善されて 、る（表 3及び表 4参照） 。し力し Si量が 0. 55%未満であるため、耐リラクセーション特性に限界があった (表 4 参照)。
[0046] これらに対して、鋼 A— Iは、パーライト鋼であるためにブルーイング処理したもの及 びブルーイング処理しな力つたものの両方とも耐遅; |τ¾壊特性に優れて 、る（表 3及 び表 4参照）。し力も Si量を 0. 55%以上としてブルーイング処理を行っているため、 耐リラクセーション特性がさらに改善された（図 4の白丸および黒丸参照)。なおこの 図 4から明らかなように、単に Si量を 0. 55%以上としても、ブルーイング処理を行わ ないと、耐リラクセーション特性は改善されず（図 4のバッ印参照）、 Si増量とブルーィ ング処理を組み合わせることによって耐リラクセーション特性が改善できる。
[0047] 前述した発明を要約すると、本発明に係る高強度ボルトは、 Siを所定量以上添カロ することによって耐リラクセーション特性を著しく改善している点に要旨を有するもの である。
[0048] すなわち、本発明に係る高強度ボルトは、引張強度 1200NZmm2以上であっても 耐遅れ破壊特性および耐リラクセーション特性に優れているものであり、 C : 0. 5— 1 . 0% (質量0 /0の意味、以下同じ）、 Si: 0. 55-3%, Mn: 0. 2-2%, P : 0. 03%以 下（0%を含まない）、 S : 0. 03%以下（0%を含まない）、及び A1: 0. 3%以下（0%を 含まない）を含有し、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%未満であって、残部の組織がパーライトであるボルト用鋼を 、伸線カ卩ェした後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで 100— 500°Cの温度域 でブルーイング処理することによって得られるものであることを特徴としている。
[0049] 本発明の高強度ボルトは、更に Cr: 2. 5%以下（0%を含まない）、 Co : 0. 5%以下
(0%を含まない）、 Ni: l. 0%以下（0%を含まない）、 Cu: l. 0%以下（0%を含まな い）、 B : 0. 003%以下（0%を含まない）などを含有していてもよぐ Mo、 V、 Nb、 Ti 、及び Wなどを合計で 0. 5%以下 (0%を含まな 、）となる範囲で含有して 、てもよ!/ヽ
[0050] 本発明の高強度ボルトは、更に Cr: 2. 5%以下（0%を含まない）及び Co : 0. 5% 以下 (0%を含まない)から選択された少なくとも 1種を含有することが望ましい。又、 更に Ni: l. 0%以下（0%を含まない）を含有することがより望ましい。又、更に Mo、 V 、 Nb、 Ti、及び Wから選択された少なくとも 1種を、合計で 0. 5%以下 (0%を含まな い）となる範囲で含有することがより望ましい。又、更に B : 0. 003%以下 (0%を含ま な 、）を含有することがより望ま 、。
[0051] 本発明の高強度ボルトは、更に Ni: 1. 0%以下 (0%を含まない）を含有することが 望ましい。
[0052] 本発明の高強度ボルトは、更に Cu: 1. 0%以下 (0%を含まない）を含有することが 望ましい。
[0053] 本発明の高強度ボルトは、更に Mo、 V、 Nb、 Ti、及び W力も選択された少なくとも 1種を、合計で 0. 5%以下 (0%を含まない）となる範囲で含有することが望ましい。
[0054] 本発明の高強度ボルトは、 B : 0. 003%以下（0%を含まない）を含有することが望 ましい。
[0055] 本発明の高強度ボルトは、残部の成分が Fe及び不可避的不純物であってもよい。
[0056] 本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼材から得られるボルトに特 有の課題を改善できる。すなわち、 Siを所定量以上添加することによって耐リラクセ ーシヨン特性を著しく改善できる。
[0057] 本発明は 2004年 3月 2日に受理された日本特許出願第特願 2004—057379号は この参照により開示に含まれる。
産業上の利用可能性
[0058] 本発明は以上の様に構成されており、引張強さが 1200NZmm2以上でありながら 、 Siを所定量以上添加することによって、耐遅; |τ¾壊特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。

Claims

請求の範囲
[I] C : 0. 5—1. 0% (質量0 /0の意味、以下同じ）、 Si: 0. 55—3%, Mn: 0. 2—2%, P : 0. 03%以下（0%を含まない）、 S : 0. 03%以下（0%を含まない）、及び A1: 0. 3 %以下 (0%を含まない)を含有し、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%未満であって、残部の組織がパーライトで あるボルト用鋼を、
伸線カ卩ェした後、冷間圧造によってボルト形状とし、次いで 100— 500°Cの温度域 でブルーイング処理することによって得られる弓 I張強度 1200NZmm2以上の耐遅 れ破壊特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。
[2] 更に Cr: 2. 5%以下 (0%を含まない)及び Co : 0. 5%以下 (0%を含まない）から選 択された少なくとも 1種を含有する請求項 1に記載の高強度ボルト。
[3] 更に Ni: l. 0%以下 (0%を含まない）を含有する請求項 1に記載の高強度ボルト。
[4] 更に Cu: l. 0%以下 (0%を含まない）を含有する請求項 1に記載の高強度ボルト。
[5] 更に Mo、 V、 Nb、 Ti、及び Wから選択された少なくとも 1種を、合計で 0. 5%以下（
0%を含まな 、）となる範囲で含有する請求項 1に記載の高強度ボルト。
[6] 更に Bを 0. 003%以下 (0%を含まな 、）を含有する請求項 1に記載の高強度ボル
[7] 更に Ni: l. 0%以下 (0%を含まない）を含有する請求項 2に記載の高強度ボルト。
[8] 更に Mo、 V、 Nb、 Ti、及び Wから選択された少なくとも 1種を、合計で 0. 5%以下（
0%を含まな 、）となる範囲で含有する請求項 2に記載の高強度ボルト。
[9] 更に Bを 0. 003%以下 (0%を含まない）を含有する請求項 2に記載の高強度ボル
[10] 更に Mo、 V、 Nb、 Ti、及び Wから選択された少なくとも 1種を、合計で 0. 5%以下（ 0%を含まな 、）となる範囲で含有する請求項 7に記載の高強度ボルト。
[II] 残部の成分は Fe及び不可避的不純物である請求項 1に記載の高強度ボルト。
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