耐延遲斷裂性優(yōu)異的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼和高強(qiáng)度螺栓的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種不用大量添加Cr和Mo等高價(jià)的合金元素，即使為1100MPa以上的抗拉強(qiáng)度，耐延遲斷裂性仍優(yōu)異的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，和由這樣的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼構(gòu)成的高強(qiáng)度螺栓。本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓用鋼，分別含有C：0.23～低于0.40％(質(zhì)量％的意思，以下均同)、Si：0.23～1.50％、Mn：0.30～1.45％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)、Cr：0.05～1.5％、V：0.02～0.30％、Ti：0.02～0.1％、B：0.0003～0.0050％、A1：0.01～0.10％和N：0.002～0.010％，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，Si的含量[Si]與C的含量[C]的比([Si]/[C])為1.0以上，并且為鐵素體與珠光體的混合組織。
【專利說(shuō)明】耐延遲斷裂性優(yōu)異的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼和高強(qiáng)度螺栓

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于汽車和各種工業(yè)機(jī)械等的螺栓用鋼，和使用該螺栓用鋼得到的高 強(qiáng)度螺栓，特別是即使抗拉強(qiáng)度在llOOMPa以上，仍發(fā)揮著優(yōu)異的耐延遲斷裂性的加硼高 強(qiáng)度螺栓用鋼和高強(qiáng)度螺栓。

【背景技術(shù)】
[0002] 目前，關(guān)于抗拉強(qiáng)度達(dá)到llOOMPa的螺栓，雖然向加硼鋼過(guò)渡而帶來(lái)的低廉化被 推進(jìn)，但是在達(dá)到更高強(qiáng)度的螺栓中，依然多使用SCM等的規(guī)格鋼。在SCM規(guī)格鋼中，因?yàn)榇?量添加有Cr和Mo等的合金元素，所以伴隨鋼材成本削減的要求，對(duì)于減少Cr和Mo的SCM 代用鋼的期望高漲。但是，只是單純地減少合金元素，則難以確保強(qiáng)度和耐延遲斷裂性。
[0003] 因此，作為高強(qiáng)度螺栓的原材，使用利用了來(lái)自加硼的淬火性提高效果的加硼鋼 受到研究。但是，伴隨著強(qiáng)度上升，耐延遲斷裂性大幅惡化，因此在使用環(huán)境嚴(yán)酷的部位的 應(yīng)用有困難。
[0004] 關(guān)于用于改善耐延遲斷裂性的技術(shù)，迄今為止提出有種種。例如，在專利文獻(xiàn)1中 提出有一種鋼材，其通過(guò)規(guī)定V、N、Si等的含量使耐延遲斷裂性提高。但是，只規(guī)定上述成 分的含量，難以同時(shí)滿足強(qiáng)度、耐延遲斷裂性和耐腐蝕性時(shí)。
[0005] 另外在專利文獻(xiàn)2中，提出有一種機(jī)械的特性上沒(méi)有偏差的貝氏體鋼，但貝氏體 組織使拉絲加工性和冷鍛性惡化，因此面向螺栓的應(yīng)用困難。
[0006] 在專利文獻(xiàn)3中，提出有一種熱處理應(yīng)變小的表面硬化硼鋼，但若進(jìn)行滲碳淬火， 則鋼材表層的硬度上升，耐延遲斷裂性大幅劣化，因此面向螺栓的應(yīng)用困難。
[0007] 另外在專利文獻(xiàn)4和專利文獻(xiàn)5中，是通過(guò)晶粒微細(xì)化來(lái)實(shí)現(xiàn)耐延遲斷裂性的提 高，但只憑晶粒微細(xì)化的效果，面向更嚴(yán)酷環(huán)境下的應(yīng)用仍然困難。
[0008] 為了改善耐延遲斷裂性，至今為止提出的技術(shù)，在強(qiáng)度、嚴(yán)酷環(huán)境下的耐延遲斷裂 性和制造方面均有問(wèn)題。
[0009] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)
[0011] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開2007-217718號(hào)公報(bào)
[0012] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開平05-239589號(hào)公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開昭61-217553號(hào)公報(bào)
[0014] 專利文獻(xiàn)4 :日本專利第3535754號(hào)公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)5 :日本專利第3490293號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016] 本發(fā)明是在這樣的狀況之下完成的，其目的在于，提供一種不用大量添加 Cr和Mo 等的高價(jià)的合金元素，即使是llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度，耐延遲斷裂性也很優(yōu)異的加硼高 強(qiáng)度螺栓用鋼，和由這種加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼構(gòu)成的高強(qiáng)度螺栓。
[0017] 能夠達(dá)成上述目的的所謂本發(fā)明的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，在以下的點(diǎn)具有要旨： 分別含有c :0. 23?低于0. 40% (質(zhì)量％的意思，以下均同）、Si :0. 23?1. 50%、Μη : 0.30?1.45%、卩：0.03%以下（不含0%)、5:0.03%以下（不含0%)、0 :0.05?1.5%、 V :0· 02 ?0· 30 %、Ti :0· 02 ?0· 1 %、Β :0· 0003 ?0· 0050 %、Α1 :0· 01 ?0· 10 %、和 Ν : 0. 002?0. 010%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，且Si的含量[Si]和C的含量[C]的 比（[Si]/[C])為1.0以上，并且是鐵素體和珠光體的混合組織。
[0018] 在此所說(shuō)的鐵素體?珠光體組織，基本上是鐵素體與珠光體混合的組織。除鐵素 體、珠光體以外，也有例如貝氏體微量混入的可能性。鐵素體、珠光體以外的組織的比例不 超過(guò)10面積％。
[0019] 在本發(fā)明的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼中，根據(jù)需要，再使之含有Mo :0. 10%以下（不含 〇% )也有效，通過(guò)含有Mo,加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼的特性得到進(jìn)一步改善。
[0020] 另一方面，能夠達(dá)成上述目的的所謂本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓，在以下的點(diǎn)具有要旨： 其使用上述這樣的鋼材（加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼），成形加工成螺栓形狀后，在850°C以上、 920°C以下加熱并進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn)行回火處理而成。
[0021] 本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓，其在以下的點(diǎn)具有要旨：是使用上述這樣的鋼材（加硼高 強(qiáng)度螺栓用鋼），成形加工成螺栓形狀后，進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn)行回火處理的高強(qiáng)度螺栓， 關(guān)于0. Ιμπι以上的析出物中所含的V量和鋼材的V含量，由下述⑴式規(guī)定的VI值為10% 以上。
[0022] VI值（％) = (0. 1 μ m以上的析出物中所含的V量/鋼材的V含量）X 100··· (1)
[0023] 在本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓中，優(yōu)選淬火回火后的螺栓軸部的奧氏體晶粒度編號(hào)為8 以上。
[0024] 在本發(fā)明中，通過(guò)嚴(yán)密地規(guī)定化學(xué)成分組成，并且將Si與C的含量的比（[Si]/
[C])的值控制在適當(dāng)?shù)姆秶?，能夠?qū)崿F(xiàn)即使在嚴(yán)酷的環(huán)境下仍發(fā)揮著優(yōu)異的耐延遲斷裂性 的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，如果使用這樣的鋼材，則能夠?qū)崿F(xiàn)耐延遲斷裂性優(yōu)異的高度螺栓。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0025] 圖1是表示[Si]/[C]對(duì)于抗拉強(qiáng)度和延遲斷裂強(qiáng)度比造成的影響的標(biāo)繪圖。

【具體實(shí)施方式】
[0026] 本
【發(fā)明者】們對(duì)于不用大量添加 Mo和Cr等的高價(jià)的合金元素，即使抗拉強(qiáng)度為 llOOMPa以上的高強(qiáng)度，仍顯示出優(yōu)異的耐延遲斷裂性的加硼鋼反復(fù)銳意研究。其結(jié)果發(fā) 現(xiàn)，抗拉強(qiáng)度為1 l〇〇MPa以上的加硼鋼中，相比使之含有合金元素，極力減少C含量對(duì)確保 耐延遲斷裂性非常有效。雖然減少C會(huì)帶來(lái)強(qiáng)度不足，但使Si含量達(dá)到C含量的同等以上 [即，Si與C的含量的比（[Si]/[C])為1.0以上]，則判明能夠充分彌補(bǔ)因減少C含量所 造成的強(qiáng)度降低。
[0027] 另外還發(fā)現(xiàn)，通過(guò)減少C含量，耐腐蝕性也有所提高，但為了在嚴(yán)酷環(huán)境下確保充 分的耐延遲斷裂性，除了使Si含量達(dá)到C含量的同等以上之外，通過(guò)含有V和Ti的碳/氮 化物形成元素（"碳/氮化物"包含"碳化物"、"氮化物"或"碳氮化物"），對(duì)于奧氏體晶粒 微細(xì)化有效，此外通過(guò)調(diào)整其他的各化學(xué)成分，能夠?qū)崿F(xiàn)llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度下也具 有優(yōu)異的耐延遲斷裂性的加硼鋼，從而完成了本發(fā)明。另外，本發(fā)明的鋼材也可以根據(jù)需要 在螺栓成形前實(shí)施球狀化退火處理。
[0028] C在確保鋼的強(qiáng)度上是有用的元素，但若使其含量增加，則鋼的韌性和耐腐蝕性惡 化，容易引起延遲斷裂。另一方面，Si在確保鋼的強(qiáng)度上也是有用的元素，但與延遲斷裂的 關(guān)系不明確。因此本
【發(fā)明者】們對(duì)于Si所帶來(lái)的延遲斷裂的影響進(jìn)行調(diào)查。其結(jié)果是，相比 C的含量而增多Si的添加量，能夠使llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度與韌性、耐腐蝕性并立，因此 能夠使抗拉強(qiáng)度與耐延遲斷裂性以高水平平衡。
[0029] S卩，若想僅憑C的單獨(dú)添加來(lái)確保llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度，則鋼的耐腐蝕性惡 化，鋼表面的氫發(fā)生量增加，結(jié)果是侵入到鋼中的氫量也增加，延遲斷裂容易發(fā)生。即使通 過(guò)添加 Ti和V等具有晶粒微細(xì)化的效果的元素來(lái)實(shí)現(xiàn)韌性的改善，因?yàn)閂碳化物在淬火的 加熱時(shí)容易固溶，所以晶粒微細(xì)化的效果仍很少，另外，C增量帶來(lái)的對(duì)耐腐蝕性惡化的影 響又大，因此無(wú)法顯示出明顯的改善效果。
[0030] 相對(duì)于此，C和Si復(fù)合添加時(shí)，則能夠以Si提高強(qiáng)度，因此能夠相對(duì)地減少C的 含量。即，通過(guò)降低基體的C含量，用對(duì)于鋼的耐腐蝕性不怎么造成影響的Si來(lái)?yè)?dān)保強(qiáng)度， 而耐腐蝕性和耐延遲斷裂性優(yōu)異，可以確保llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度。另外，通過(guò)減少C含 量，基體的韌性也提高，而且通過(guò)添加 Ti、V等具有晶粒微細(xì)化效果的元素，能夠使韌性進(jìn) 一步提商。
[0031] 另外Si在V和Ti等的碳化物周邊稠化，也有抑制C擴(kuò)散的效果。由此，淬火時(shí)V 和Ti的碳化物難以溶解，釘扎效應(yīng)增加，因此可以進(jìn)一步促進(jìn)晶粒的微細(xì)化。
[0032] 在本發(fā)明的加硼螺栓用鋼中，從上述的宗旨來(lái)看，Si的含量[Si]與C的含量[C] 的比（[Si]/[C])需要為1.0以上。由此，在能夠以Si確保強(qiáng)度的程度下，能夠相對(duì)性地減 少C的添加量，實(shí)現(xiàn)耐腐蝕性的提高，因此顯示出優(yōu)異的耐延遲斷裂性。上述比（[Si]/[C]) 的值，優(yōu)選為2. 0以上，更優(yōu)選為3. 0以上。但是，即使上述比（[Si]/[C])滿足1. 0以上，如 果化學(xué)成分組成脫離適當(dāng)?shù)姆秶詴?huì)發(fā)生耐延遲斷裂性及其他的特性劣化這樣的問(wèn)題。
[0033] 上述比（[Si]/[C])的值，根據(jù)C的含量，控制其適當(dāng)?shù)姆秶灿行?。具體來(lái)說(shuō)， 優(yōu)選構(gòu)成如下：（a)C:0. 23以上且低于0. 25%時(shí)，使比（[Si]/[C])的值為2. 0以上；(b)C: 0. 25以上且低于0. 29%時(shí)，使比（[Si]/[C])的值為1. 5以上，（c)C :0. 29%以上時(shí)（即， 0.29以上且低于0.40% )，使比（[Si]/[C])的值為1.0以上。
[0034] 在本發(fā)明的鋼材中，為了滿足作為此鋼材的基本的特性，需要適當(dāng)?shù)卣{(diào)整C、Si、 Mn、P、S、Cr、V、Ti、B、Al、N等的成分。這些成分的范圍限定理由如下。
[0035] [C :0· 23 以上且低于 0· 40% ]
[0036] C形成碳化物，并且在確保作為高強(qiáng)度鋼所需要的抗拉強(qiáng)度上是不能缺少的元素。 為了發(fā)樣的效果，需要使之含有〇. 23%以上。但是，若使C過(guò)剩地含有，則招致韌性降低和 耐腐蝕性惡化，耐延遲斷裂性劣化。為了避免這樣的C的不利影響，C含量需要低于0. 40%。 還有，C含量的優(yōu)選的下限為0. 25%以上，可以更優(yōu)選為0. 27%以上。另外，C含量的優(yōu)選 的上限為0.38%以下，可以更優(yōu)選為0.36%以下。
[0037] [Si :0· 23 ?1. 50% ]
[0038] Si作為熔煉時(shí)的脫氧劑起作用，并且是作為使基體強(qiáng)化的固溶元素所需要的元 素，通過(guò)使之含有〇. 23%以上，能夠確保充分的強(qiáng)度。另外，通過(guò)添加 Si，淬火時(shí)碳氮化物 難以固溶，因此釘扎效應(yīng)增加，由此可抑制晶粒的粗大化。但是，若超過(guò)1. 50%而使Si過(guò) 剩地含有，則即使實(shí)施球狀化退火，鋼材的冷加工性也降低，并且助長(zhǎng)淬火時(shí)的熱處理下的 晶界氧化，使耐延遲斷裂性劣化。還有，Si含量的優(yōu)選的下限為0.3%以上，可以更優(yōu)選為 0.4%以上。另外，Si含量的優(yōu)選的上限為1.0%以下，可以更優(yōu)選為0.8%以下。
[0039] [Μη :0· 30 ?1. 45% ]
[0040] Μη是淬火性提高元素，在達(dá)成高強(qiáng)度化上是重要的元素。使Μη含有0. 30%以上， 能夠發(fā)揮該效果。但是，若Μη含量變得過(guò)剩，則助長(zhǎng)向晶界的偏析，晶界強(qiáng)度降低，耐延遲 斷裂性反而降低，因此以1.45%為上限。還有，Μη含量的優(yōu)選的下限為0.4%以上，可以更 優(yōu)選為0.6%以上。另外，Μη含量的優(yōu)選的上限為1.3%以下，可以更優(yōu)選為1. 1 %以下。
[0041] [P :0.03% 以下（不含 0% )]
[0042] P作為雜質(zhì)含有，但若過(guò)剩地存在，則發(fā)生晶界偏析而使晶界強(qiáng)度降低，使延遲斷 裂特性惡化。因此，P含量的上限為0.03%。還有，P含量的優(yōu)選的上限為0.01%以下，可 以更優(yōu)選為0.005%以下。
[0043] [S :0· 03 % 以下（不含 0 % )]
[0044] 若S過(guò)剩地存在，則硫化物在結(jié)晶晶界偏析，招致晶界強(qiáng)度的降低，耐延遲斷裂性 降低。因此，使S含量的上限為0.03%。還有，S含量的優(yōu)選的上限為0.01%以下，可以更 優(yōu)選為〇. 006%以下。
[0045] [Cr :0· 05 ?1. 5% ]
[0046] Cr是耐腐蝕性提高元素，通過(guò)添加0. 05%以上而發(fā)揮效果。但是，若大量使之含 有，則招致鋼材成本的增大，因此上限為1. 5%。還有，Cr含量的優(yōu)選的下限為0. 10%以上， 更優(yōu)選為〇. 13%以上。另外，Cr含量的優(yōu)選的上限為1.0%以下，更優(yōu)選為0.70%以下。
[0047] [V :0· 02 ?0· 30% ]
[0048] V是碳/氮化物形成元素，含有0. 02%以上，且通過(guò)復(fù)合添加 Si，在淬火時(shí)V碳/ 氮化物難以固溶，因此發(fā)揮著晶粒微細(xì)化的效果。但是，若大量使之含有，則形成粗大的碳 /氮化物而招致冷鍛性的降低，因此上限為0. 30%。還有，V含量的優(yōu)選的下限為0. 03%以 上，更優(yōu)選為〇. 04%以上。另外，V含量的優(yōu)選的上限為0. 15%以下，更優(yōu)選為0. 11 %以 下。
[0049] [Ti :0· 02 ?0· 1% ]
[0050] Ti是形成碳/氮化物的元素，添加0. 02%以上而使晶粒微細(xì)化，韌性提高。另外， 通過(guò)將鋼中的N作為TiN固定，游離B增加，因此能夠使淬火性提高。但是，若Ti含量過(guò)剩 而超過(guò)0. 1 %，則會(huì)招致加工性的降低。還有，Ti含量的優(yōu)選的下限為0. 03%以上，可以更 優(yōu)選為〇. 045%以上。另外，Ti含量的優(yōu)選的上限為0. 08%以下，可以更優(yōu)選為0. 065%以 下。
[0051] [B :0· 0003 ?0· 0050% ]
[0052] B在使鋼的淬火性提高上是有效的元素，為了發(fā)揮這一效果而含有0. 0003%以 上，且需要復(fù)合添加 Ti。但是，若B含量變得過(guò)剩而超過(guò)0. 0050%，則韌性反而降低。還有， B含量的優(yōu)選的下限為0.0005%以上，可以更優(yōu)選為0.001 %以上。另外，B含量的優(yōu)選的 上限為0. 004%以下，可以更優(yōu)選為0. 003%以下。
[0053] [A1 :0· 01 ?0· 10% ]
[0054] A1是對(duì)鋼的脫氧有效的元素，且形成A1N，從而能夠防止奧氏體晶粒的粗大化。另 外通過(guò)固定N，游離B增加，因此淬火性提高。為了發(fā)揮這樣的效果，A1含量需要為0. 01% 以上。但是，即使A1含量超過(guò)0. 10%而變得過(guò)剩，其效果也是飽和。還有，A1含量的優(yōu)選 的下限為〇. 02%以上，可以更優(yōu)選為0. 03%以上。另外，A1含量的優(yōu)選的上限為0. 08%以 下，可以更優(yōu)選為0.05%以下。
[0055] [N :0· 002 ?0· 010% ]
[0056] N在熔煉后的凝固階段，與Ti和V結(jié)合而形成氮化物（TiN、VN)，實(shí)現(xiàn)晶粒的微細(xì) 化而使耐延遲斷裂性提高。這樣的效果在N的含量為0.002%以上時(shí)得到有效地發(fā)揮。但 是，若TiN和VN大量地被形成，則在1300°C左右的加熱下不會(huì)溶解，阻礙Ti碳化物的形成。 另外，過(guò)剩的N對(duì)于延遲斷裂特性反而有害，特別是若含量過(guò)剩而超過(guò)0. 010%，則使延遲 斷裂特性顯著降低。還有，N含量的優(yōu)選的下限為0.003%以上，可以更優(yōu)選為0.004%以 上。另外，N含量的優(yōu)選的上限ii 0.008%以下，可以更優(yōu)選為0.006%以下。
[0057] 本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓用鋼的基本成分如上述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)（上述 P、S以外的雜質(zhì)），但作為該不可避免的雜質(zhì)，能夠允許根據(jù)原料、物資、制造設(shè)備等的狀況 而摻入的元素的混入。另外，本發(fā)明的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼中，除了上述成分以外，根據(jù)需 要還使Mo含有也有效。含有Mo時(shí)的適當(dāng)?shù)姆秶妥饔萌缦率觥?br> [0058] [Mo :0.10 % 以下]
[0059] Mo是提高淬火性的元素，也提高回火軟化阻力，因此對(duì)于確保強(qiáng)度是有效的元素。 但是，若大量使之含有，則制造成本增大，因此為〇. 10%以下。還有，Mo含量的優(yōu)選的下限 為0. 03%以上，更優(yōu)選為0. 04%以上。另外，Mo含量的優(yōu)選的上限為0. 07%以下，更優(yōu)選 為0. 06%以下。
[0060] 具有上述化學(xué)成分組成的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，在軋制前的坯段再加熱時(shí)加熱 至950°C以上，在800?1000°C的溫度域終軋成線材或棒鋼形狀后，以3°C /秒以下的平均 冷卻速度徐冷至600°C以下的溫度，乳制后的組織基本上成為鐵素體和珠光體的混合組織 (表示為"鐵素體·珠光體"）。
[0061] [坯段再加熱溫度：950°C以上]
[0062] 在坯段再加熱中，需要使對(duì)于晶粒微細(xì)化有效的Ti和V的碳/氮化物，在奧氏體 域固溶，為此，優(yōu)選使坯段的再加熱溫度達(dá)到950°C以上。該溫度低于950°C時(shí)，碳/氮化物 的固溶量不充分，經(jīng)之后的熱軋難以生成微細(xì)的Ti和V的碳/氮化物，淬火時(shí)的晶粒微細(xì) 化的效果減少。該溫度更優(yōu)選為l〇〇〇°C以上。
[0063] [終軋溫度：800 ?1000°C ]
[0064] 在軋制中，需要使坯段再加熱時(shí)固溶的Ti和V作為微細(xì)的碳/氮化物在鋼中析 出，為此，優(yōu)選使終軋溫度處于l〇〇〇°C以下。若終軋溫度比1000°C高，則Ti和V的碳/氮 化物難以析出，因此淬火時(shí)的晶粒微細(xì)化的效果減少。另一方面，若終軋溫度過(guò)低，則乳制 載荷的增加和表面瑕疵的發(fā)生增大，是不現(xiàn)實(shí)的，因此使其下限為800°c以上。在此，終軋溫 度為最終軋制道次前或軋制輥群前的可以由放射溫度計(jì)測(cè)量的表面的平均溫度。
[0065] [軋制后的平均冷卻速度：3°C /秒以下]
[0066] 在軋制后的冷卻中，為了使之后的螺栓加工的成形性提高，重要的是使組織成為 鐵素體?珠光體組織，為此，優(yōu)選使軋制后的平均冷卻速度處于3°c /秒以下。若平均冷卻 速度比3°C /秒快，則貝氏體和馬氏體生成，因此螺栓成形性大幅惡化。期望平均冷卻速度 更優(yōu)選為2°C/以下。
[0067] 本發(fā)明的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，根據(jù)需要實(shí)施或不實(shí)施球狀化處理，成形加工為 螺栓形狀后，進(jìn)行淬火和回火處理，使組織成為回火馬氏體，由此能夠確保規(guī)定的抗拉強(qiáng) 度，并且具有優(yōu)異的耐延遲斷裂性。這時(shí)的淬火和回火處理的適當(dāng)?shù)臈l件如下述。
[0068] 在淬火時(shí)的加熱中，穩(wěn)定地進(jìn)行奧氏體化處理，需要850°C以上的加熱。但是，若加 熱至超過(guò)920°C這樣的高溫，則V碳/氮化物溶解導(dǎo)致釘扎效應(yīng)減少，晶粒粗大化，成為反而 使延遲斷裂特性劣化的原因。因此，為了防止晶粒粗大化，有用的是在920°C以下加熱并淬 火。還有，淬火時(shí)的加熱溫度的優(yōu)選的上限為900°C以下，更優(yōu)選為890°C以下。另外，淬火 時(shí)的加熱溫度的優(yōu)選的下限為860°C以上，更優(yōu)選為870°C以上。
[0069] 本發(fā)明的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，通過(guò)復(fù)合添加 V和Si，抑制淬火時(shí)的V系析出物 的溶解，提高釘扎效應(yīng)，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的微細(xì)化。因此，淬火后或淬火回火后的螺栓中殘留 有V系的析出物（含V碳化物、含V氮化物、含V碳氮化物），該析出物（0. 1 μ m以上的析出 物）中所含的V量，優(yōu)選為鋼材的V含量的10%以上（由下述⑴式規(guī)定的VI值為10% 以上）。通過(guò)滿足這一要件，除了能夠使晶粒更微細(xì)化以外，利用氫陷阱效應(yīng)，還會(huì)使耐延遲 斷裂性進(jìn)一步提高。該VI值更優(yōu)選為15%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為20%以上。
[0070] VI值（％) = (0. 1 μ m以上的析出物中所含的V量/鋼材的V含量）X 100··· (1)
[0071] 淬火狀態(tài)的螺栓因?yàn)轫g性和延展性低，直接在此狀態(tài)無(wú)法成為螺栓制品，所以需 要實(shí)施回火處理。為此，有效的是至少以350°C以上的溫度進(jìn)行回火處理。但是，若回火溫 度超過(guò)550°C，則上述化學(xué)成分組成的鋼材不能確保llOOMPa以上的抗拉強(qiáng)度。
[0072] 如上述這樣進(jìn)行了淬火和回火的螺栓，軸部的奧氏體晶粒（舊奧氏體晶粒）越微 細(xì)化，耐延遲斷裂性越提高，因此越優(yōu)選。從這一觀點(diǎn)出發(fā)，螺栓軸部的奧氏體晶粒，優(yōu)選晶 粒度編號(hào)（JIS G 0551)為8以上。該晶粒度編號(hào)更優(yōu)選為9以上，進(jìn)一步優(yōu)選為10以上。 [0073]【實(shí)施例】
[0074] 以下，列舉實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能 夠符合前述和后述的宗旨的范圍內(nèi)當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的 技術(shù)的范圍內(nèi)。
[0075] 熔煉下述表1所示的化學(xué)成分組成的鋼材（鋼種A?Y)后，進(jìn)行軋制（坯段再加 熱溫度：10001：，終軋溫度 ：800°〇，成為直徑：141111辱的線材。各線材的軋制后的組織一 并記述在表1中。對(duì)于所述軋制原材進(jìn)行脫氧化皮、皮膜處理后，實(shí)施拉絲、球狀化退火，再 進(jìn)行脫氧化皮、皮膜處理后，實(shí)施精拉。還有，在表1中，由表示的位置意思是無(wú)添加。
[0076] 組織的觀察是通過(guò)將軋制材橫截面進(jìn)行樹脂填埋后，以SEM觀察D/4位置而進(jìn)行。 表1之中軋制后的組織為"鐵素體?珠光體"的軋材，其鐵素體、珠光體以外的組織在10面 積％以下。軋制后的組織為"貝氏體多"的軋材，其貝氏體多于10面積％。鋼種S，其貝氏 體達(dá)到20 %左右。
[0077] [表 1]
[0078]

【權(quán)利要求】
1. 一種耐延遲斷裂性優(yōu)異的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，其特征在于，分別含有 C :0. 23以上且低于0. 40% (質(zhì)量％的意思，以下均同）、 Si :0. 23 ?1. 50%、 Μη :0. 30 ?1. 45%、 P :0.03%以下（不含0% )、 S :0.03%以下（不含0% )、 Cr :0· 05 ?1. 5%、 V :0. 02 ?0. 30%、 Ti :0. 02 ?0. 1%、 B :0· 0003 ?0· 0050%、 八1:0.01?0.10%、和 N :0. 002?0. 010%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并且，Si的含量[Si]與C的含量[C]的比（[Si]/[C])為1.0以上，并且為鐵素體與 珠光體的混合組織。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的加硼高強(qiáng)度螺栓用鋼，其中，還含有Mo :0. 10%以下（不含 0% )。
3. -種耐延遲斷裂性優(yōu)異的高強(qiáng)度螺栓，其使用權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度螺栓用 鋼，且在成形加工成螺栓形狀后，在850°C以上且920°C以下加熱并進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn) 行回火處理而成。
4. 一種耐延遲斷裂性優(yōu)異的高強(qiáng)度螺栓，是使用權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度螺栓用 鋼，在成形加工成螺栓形狀后進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn)行回火處理的高強(qiáng)度螺栓，其中，根據(jù)
0. Ιμπι以上的析出物中所含的V量、和鋼材的V含量，由下述⑴式規(guī)定的VI值為10 %以 上。 VI值（％) = (〇· 1 μ m以上的析出物中所含的V量/鋼材的V含量）X 100…（1)
5. 根據(jù)權(quán)利要求3或4所述的耐延遲斷裂性優(yōu)異的高強(qiáng)度螺栓，其中，淬火和回火后的 螺栓軸部的奧氏體晶粒度編號(hào)為8以上。
【文檔編號(hào)】C21D8/06GK104204254SQ201380015695
【公開日】2014年12月10日 申請(qǐng)日期:2013年2月5日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月26日
【發(fā)明者】松本洋介, 稻田淳, 千葉政道 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所