JPH06104864B2

JPH06104864B2 - 靭性のすぐれた非調質ボルト用鋼材の製造方法

Info

Publication number: JPH06104864B2
Application number: JP61124190A
Authority: JP
Inventors: 真三芦田; 康博細木
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1986-05-28
Filing date: 1986-05-28
Publication date: 1994-12-21
Anticipated expiration: 2009-12-21
Also published as: JPS62280326A

Description

【発明の詳細な説明】産業上の利用分野本発明は、靭性のすぐれた非調質ボルト用鋼材の製造方
法に関する。

従来の技術従来、例えば、引張強さ70kgf/mm²以上のボルトには、
主として調質ボルトが用いられている。調質ボルトは、
Ｃ量が0.3重量％以上の中炭素鋼の線材、棒鋼、或いは
低合金鋼の線材、棒鋼を用いて、通常、球状化焼鈍し処
理、冷間伸線加工、冷間ボルト成形、ねじ転造を経て、
最終的に焼入れ焼戻し処理されて製造されている。

しかし、近年、省エネルギーに対する要請の高まりを背
景として、球状化焼鈍しや、焼入れ焼戻し処理の熱処理
を省略し得る所謂非調質ボルトが要望されており、既に
かかるボルトを製造し得る非調質ボルト用鋼材が提案さ
れている。このような非調質ボルト用鋼材の一つとし
て、低炭素鋼を基本として、析出強化により所定の強度
を得る鋼材が提案されているが、従来、この種の鋼材か
ら製作した非調質ボルトは、調質ボルトに比してその靭
性が低く、また、強度のばらつきが大きいので、信頼性
に乏しい。

より詳細に説明すれば、JIS 1051には強度区分に対する
機械的性質が規定されており、機械的性質の一つとし
て、ボルトの靭性を評価するくさび引張強さ又は頭部打
撃強さ等が規定されている。ところで、製品の製造工程
の変更がある場合、一般に、非調質ボルトを含むその部
品の信頼性が重要視される。従つて、このような製品の
製造工程の変更に際しては、ボルトは上記規格特性を満
足するだけでなく、更に、厳しい条件の試験が施され
る。ここに、調質ボルトの場合は、上記規格値を満足す
るのみならず、規格以上の更に厳しい試験条件でも、満
足すべき値を達成し得るのに対し、従来の非調質ボルト
用鋼材で製作した非調質ボルトでは、例えばボルトの実
体試験の一つであるくさび引張試験を規格以上の厳しい
試験条件下で行なつた場合、くさび角度が10゜を越える
場合に首下破断が生じ、また、衝撃値も低い。このよう
に、従来の非調質ボルト用鋼材で製作した非調質ボルト
は靭性に劣る欠点がある。

次に、強度のばらつきに関していえば、実用化されてい
る非調質ボルト用鋼材は主として、低炭素鋼を基本とし
て、析出強化により所定の強度を得ようとしているた
め、加熱時の温度むらや冷却速度のばらつきに起因し
て、強度ばらつきが比較的大きく、この鋼材の強度ばら
つきがそのままボルトの強度ばらつきとなる。

発明が解決しようとする問題点本発明者らは、上記した従来の非調質ボルト用鋼材にお
ける問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼におけ
る合金元素量を所定の範囲とし、この低合金鋼を熱間加
工した後、所定の冷却速度にて所定の温度以下まで冷却
して、鋼組織をフエライトと低温変態生成相との複合組
織となしてその靭性を改善することにより、球状化焼鈍
処理や、焼入れ焼戻し処理を省略することを可能とし、
更に、調質ボルトに匹敵する強度及び靭性を有する非調
質ボルトを製作し得る鋼材を得ることができることを見
出して、本発明に至つたものである。

従つて、本発明は、靭性にすぐれると共に、強度ばらつ
きの少ない非調質ボルトを製作することができる非調質
ボルト用鋼材の製造方法を提供することを目的とする。

問題点を解決するための手段本発明による靭性のすぐれた非調質ボルト用鋼材の製造
方法は、重量％で（ａ）C 0.02〜0.10％、 Si 1％以下、 Mn 1.0〜2.5％、 S 0.015％以下、及び Al 0.01〜0.05％を含有し、更に、（ｂ）Ti 0.01〜0.20％、 Zr 0.01〜0.20％、及び V 0.01〜0.20％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を900〜1100℃に
加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延した
後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含有率6
0％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若しくは
ベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態生成
相との複合組織することを特徴とする。

先ず、本発明において用いる鋼の化学成分について説明
する。

Ｃは、固溶強化によつて鋼に所要の強度を与えるために
必要であり、本発明においては少なくとも0.02％の添加
を必要とする。しかし、0.10％を越えるときは、低温変
態生成相中のＣ濃度が高くなりすぎて、靭性が劣化す
る。

Siは、Ｃと同様に固溶強化によつて鋼の強度を高める効
果が大きいが、過多に添加するときは、著しい靭性劣化
をもたらし、更に、脱炭をも著しく増大させる。従つ
て、本発明においては、Siの添加量の上限を１％とす
る。

Mnは、鋼の強靭化と、熱間圧延後の冷却に際して、所望
の組織を得るために添加されるが、添加量が1.0％より
も少ないときは、上記効果を十分に得ることができず、
一方、2.5％を越えるときには、製造時にMnの偏析増大
に伴つて、靭性のみならず、線材、棒鋼成形時の加工性
が低下する。従つて、Mnの添加量は1.0〜2.5％の範囲と
する。

Ti、Zr及びＶも、結晶粒微細化及び固溶Ｎの低減による
靭性向上を図るために添加される。しかし、いずれの元
素についても、その添加量が0.02％よりも少ないとき
は、上記効果を十分に得ることができず、一方、0.2％
を越えて過多に添加しても、その効果が飽和する。従つ
て、本発明においては、上記いずれの元素も0.02〜0.2
％の範囲で添加される。

Ｓは、偏析しやすい元素であり、MnS系の非金属介在物
量を低減させ、靭性及び加工性を向上させるために0.01
5％以下にすることが必要である。

Alは、結晶粒微細化及び固溶Ｎの低減による靭性向上を
図るために必要である。しかし、添加量が0.05％を越え
るときは、清浄度が低下すると共に靭性を損なう。

尚、Ｏは、25ppm以下とすれば、Al₂O₃のような酸化物系
介在物の多量の生成を防止することができ、靭性及び加
工性が一層向上する。

本発明においては、上記した元素に加えて、鋼にNbを添
加することができる。ここに、Nbは、析出硬化を目的と
してではなく、結晶粒微細化及び固溶Ｎの低減による靭
性の向上を目的として、0.1％以下の範囲で添加され
る。0.1％を越えて過多に添加しても、上記効果が飽和
するので、経済上の理由から、添加量は0.1％以下とす
る。

本発明においては、必要に応じて、鋼に Cr 1.5％以下、 Mo 0.3％以下、及び Ni 1％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加す
ることができる。

これらの元素の添加によつて、鋼の一層の強靭化を図る
ことができると共に、熱間加工後の冷却に際して、後述
する所望の組織をより容易に得ることができる。

本発明によれば、上記した化学成分を有する鋼を900〜1
100℃に加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延
した後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15
℃／秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含
有率60％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若し
くはベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態
生成相との複合組織とし、かかる方法によつて、靭性に
すぐれると共に、強度ばらつきの少ない非調質ボルト用
鋼材を得ることができる。

先ず、本発明の方法において、鋼を900〜1100℃の範囲
の温度に加熱した後、熱間圧延を行なう。加熱温度が90
0℃よりも低いときは、熱間圧延に際して変形抵抗が高
くなり、生産性が低下する。他方、鋼加熱温度が1100℃
を越えるときは、結晶粒の粗大化や脱炭が増大する。更
に、Nbの炭化物や窒化物の固溶温度は比較的高いが、し
かし、鋼加熱温度が1100℃を越えるときは、固溶量が急
激に増大する結果、強度ばらつきが生じることとなる。
特に好ましい加熱温度は、900〜1050℃の範囲である。

本発明においては、このように加熱した鋼を熱間圧延す
るが、圧延仕上温度は850〜1200℃の範囲とし、好まし
くは900〜1150℃の範囲である。圧延仕上温度が1200℃
を越える高温であるときは、結晶粒が粗大化するので、
例えば、得られた線材、棒鋼等の鋼材をボルトに成形す
る際の加工性がよくなく、また、得られるボルトも特性
に劣ることとなる。他方、圧延仕上温度は、結晶粒の挙
動からみれば、低温度であるほど、結晶粒が細かくな
り、鋼の靭性が向上するが、反面、生産性の低下が著し
いので、本発明においては、圧延仕上温度は、850℃以
上とする。

本発明においては、上記の熱間圧延後の冷却開始温度を
800〜950℃の温度範囲とし、この温度範囲から平均冷却
速度１〜15℃／秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却す
る。冷却開始温度が950℃を越える高温であるときは、
フエライト析出量の調整が困難であり、結晶粒も大きく
なるので、所定の靭性を得ることができない。一方、冷
却開始温度が800℃よりも低いときも、フエライト析出
量の調整が困難であり、得られる製品の品質を一定に保
つことが困難となる。

次いで、上記冷却開始温度から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却することにより、
得られる鋼組織を体積含有率60％以上のフエライトと残
部がマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織
からなる低温変態生成相との複合組織とする。冷却速度
が１℃／秒よりも遅いときは、フエライト相の析出に引
き続いてパーライト相が析出することがあるので好まし
くなく、他方、15℃／秒を越えるときは、所要のフエラ
イト体積含有率を有する複合組織を得ることが困難とな
り、この結果、強度及び靭性のばらつきが大きくなる傾
向が高まる。従つて、本発明の方法においては、平均冷
却速度を１〜15℃／秒の範囲とする。

本発明の方法において、400℃以下の温度まで冷却する
のは、400℃を越える温度で冷却を停止すると、熱間圧
延後の強度ばらつきは小さいが、低温変態生成相の自己
焼戻し効果のばらつきに伴つて、冷間伸線、ねじ転造等
の冷間加工の際の加工硬化が異なり、最終製品、例え
ば、実体ボルトの強度ばらつきを招くためである。

尚、本発明において用いる鋼は、例えばLD転炉にて溶製
されるが、溶製方法については何ら制限されるものでは
ない。

以上のようにして得られる本発明の方法による鋼材は、
ボルトのほか、例えば、ピン、リベツト等を製作するの
に好適に用いることができる。

発明の効果本発明によれば、合金元素量を所定の範囲とした低合金
鋼を熱間加工した後、所定の冷却速度にて所定の温度以
下まで冷却して、鋼組織をフエライトと低温変態生成相
との複合組織となして、その靭性を改善することによ
り、球状化焼鈍処理や、焼入れ焼戻し処理を省略して、
調質ボルトに匹敵する強度及び靭性を有し、しかも、強
度ばらつきの少ない非調質ボルトを製作し得る鋼材を得
ることができる。

実施例以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。

第１表に示す化学組成を有する鋼をLD溶炉で溶製し、第
２表に示す圧延条件にて10.3mm径線材に圧延した。

これらの線材について、引張試験及び顕微鏡試験を行な
つて、機械的性質及び金属組織を観察した。その結果を
第３表に示す。第３表に示すように本発明の方法による
鋼材においては、強度ばらつきが著しく少ないことが明
らかである。

次に、第１表の供試材のうち、番号２、３、４、６、
７、８、11、12、14、15、16及び17の圧延材を9.05mm径
に伸線し、ねじ寸法M10の六角アプセツトボルトに成形
した後、ブルーイング処理を施して、非調質ボルトを製
作した。番号12については、従来の製造工程にて調質ボ
ルトを製作した。ボルトの製作中に割れは発生しなかつ
た。

上記のようにして製作したボルトについて、ボルト実体
試験を行なつた。尚、JIS規格によれば、ねじ寸法M10の
六角ボルトの首下のＲ（第１図）は最小0.4mmである
が、本試験ではＲを0.15mmとした。

試験としては、くさび引張試験、頭部打撃試験及び製品
引張試験を行なつた。尚、本試験においては、試験条件
をJIS規格に比して極めて厳しいものとするために、く
さび引張試験におけるくさび角度α（第２図）を15゜
（JIS規格では最大10゜）、頭部打撃試験における角度
β（第３図）を50゜（JIS規格では60〜80゜）とした。

また、製作したボルトから微小衝撃試験片を採取し、常
温にて衝撃試験に供した。

第４表に以上の試験結果を示す。本実施例に係る鋼材か
ら製作した非調質ボルトは、靭性、強度バラツキともに
調質ボルトに比して遜色ない特性を有することが理解さ
れる。尚、第４表に記載した以外にも、ボルトの疲労試
験、リラクセーシヨン試験、保証荷重試験も実施した
が、本発明による非調質ボルトは、調質ボルトに劣らな
い特性を有することが確認された。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ボルトのボルト首下Ｒを示すための側面図、
第２図は、くさび引張試験におけるくさび角度を示すた
めの断面図、第３図は頭部打撃試験における角度を示す
ための断面図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（ａ）C 0.02〜0.10％、 Si 1％以下、 Mn 1.0〜2.5％、 S 0.015％以下、及び Al 0.01〜0.05％を含有し、更に、（ｂ）Ti 0.01〜0.20％、 Zr 0.01〜0.20％、及び V 0.01〜0.20％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を900〜1100℃に
加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延した
後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含有率6
0％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若しくは
ベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態生成
相との複合組織とすることを特徴とする靭性のすぐれた
非調質ボルト用鋼材の製造方法。
【請求項２】重量％で（ａ）C 0.02〜0.10％、 Si 1％以下、 Mn 1.0〜2.5％、 S 0.015％以下、及び Al 0.01〜0.05％を含有し、更に、（ｂ）Ti 0.01〜0.20％、 Zr 0.01〜0.20％、及び V 0.01〜0.20％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、（ｃ）Nb 0.1％以下とを含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を900〜1100℃に
加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延した
後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含有率6
0％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若しくは
ベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態生成
相との複合組織とすることを特徴とする靭性のすぐれた
非調質ボルト用鋼材の製造方法。
【請求項３】重量％で（ａ）C 0.02〜0.10％、 Si 1％以下、 Mn 1.0〜2.5％、 S 0.015％以下、及び Al 0.01〜0.05％を含有し、更に、（ｂ）Ti 0.01〜0.20％、 Zr 0.01〜0.20％、及び V 0.01〜0.20％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、（ｃ）Cr 1.5％以下、 Mo 0.3％以下、及び Ni 1％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を900〜1100℃に
加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延した
後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含有率6
0％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若しくは
ベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態生成
相との複合組織とすることを特徴とする靭性のすぐれた
非調質ボルト用鋼材の製造方法。
【請求項４】重量％で（ａ）C 0.02〜0.10％、 Si 1％以下、 Mn 1.0〜2.5％、 S 0.015％以下、及び Al 0.01〜0.05％を含有し、更に、（ｂ）Ti 0.01〜0.20％、 Zr 0.01〜0.20％、及び V 0.01〜0.20％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、（ｃ）Nb 0.1％以下と、（ｄ）Cr 1.5％以下、 Mo 0.3％以下、及び Ni 1％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を900〜1100℃に
加熱し、仕上温度を850〜1200℃として仕上圧延した
後、800〜950℃の温度範囲から平均冷却速度１〜15℃／
秒にて400℃以下の温度範囲まで冷却して、体積含有率6
0％以上のフエライトと残部がマルテンサイト若しくは
ベイナイト又はそれらの混合組織からなる低温変態生成
相との複合組織することを特徴とする靭性のすぐれた非
調質ボルト用鋼材の製造方法。