螺栓用鋼，螺栓以及螺栓的制造方法
【專利摘要】一種用于實現(xiàn)了即使高強(qiáng)度也能發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的螺栓的螺栓用鋼，其具有如下的特征：含有C：0.30～0.50％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.1～1.5％、P：0.015％以下(不含0％)、S：0.015％以下(不含0％)、Cr：0.15～2.4％、Al：0.010～0.10％以及N：0.001～0.10％，并且使Cu：0.1～0.50％以及Ni：0.1～1.0％以滿足[Ni]/[Cu]≥0.5的方式含有，同時使Ti：0.05～0.2％以及V：0.2％以下(含0％)以滿足[Ti]+[V]：0.085～0.30％的方式含有，余量是鐵以及不可避免的雜質(zhì)。
【專利說明】螺栓用鋼，螺栓以及螺栓的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及汽車和各種工業(yè)機(jī)械等所使用的螺栓，用于實現(xiàn)該螺栓的螺栓用鋼以及該螺栓的制造方法，特別是涉及即便是高強(qiáng)度也能發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的高強(qiáng)度螺栓，用于該螺栓的制造的螺栓用鋼以及該螺栓的制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]從對鐵鋼材料賦予應(yīng)力開始到經(jīng)過一定時間后發(fā)生的延遲斷裂，被認(rèn)為是各種要因復(fù)雜交錯而產(chǎn)生。由此，難以確定其原因。但是，通常在與氫脆化現(xiàn)象相關(guān)這一點上具有共識。另一方面，作為左右氫脆化現(xiàn)象的因素，大體認(rèn)識到有回火溫度、組織、材料硬度、晶粒度、各種合金元素的影響等，但實情是并不是確立防止氫脆化的手段，而只不過提出了試行錯誤的各種方法。
[0003]作為提高螺栓的耐氫脆化特性的技術(shù)，例如在專利文獻(xiàn)I~3中，公開了調(diào)整各種合金元素，通過該各種合金元素的調(diào)整，能夠得到高強(qiáng)度且耐延遲斷裂特性優(yōu)異的高強(qiáng)度螺栓。另外，在專利文獻(xiàn)4中，公開了對合金鋼進(jìn)行淬火后，進(jìn)行高溫回火，由此使微細(xì)的合金系化合物大量析出，在該析出物中捕獲在鋼中動作的氫(擴(kuò)散性氫)，由此改善耐氫脆化特性的技術(shù)。
[0004]專利文獻(xiàn)I~4這種大量添加合金元素的技術(shù)，雖然在氫量比較少的環(huán)境下顯示優(yōu)異的耐氫脆化特性(耐延遲斷裂性)，但被碳化物捕獲的氫由于環(huán)境溫度變化或鋼材的應(yīng)力變動，而從捕獲點(trapping sites)被釋放，因此,在氫捕獲點全部被消耗的這種氫量多的環(huán)境和伴隨激烈的鋼材腐蝕的環(huán)境下，從捕獲點釋放氫而擴(kuò)散性的氫量增加，容易發(fā)生延遲斷裂?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0005]專利文獻(xiàn)
[0006]專利文獻(xiàn)1:日本特開昭60-114551號公報
[0007]專利文獻(xiàn)2:日本特開平2-267243號公報
[0008]專利文獻(xiàn)3:日本特開平3-243745號公報
[0009]專利文獻(xiàn)4:日本專利第4031068號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0010]本發(fā)明鑒于上述情況而形成，其目的在于，提供一種高強(qiáng)度且發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的螺栓(特別是，在氫量多的環(huán)境和伴隨激烈的鋼材腐蝕的環(huán)境中，也發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的螺栓)、對于該螺栓的制造有用的螺栓用鋼以及該螺栓的制造方法。
[0011]能夠解決上述課題的本發(fā)明的螺栓用鋼，其特征在于，含有
[0012]C:0.30~0.50% ( “質(zhì)量％ ”的意思。以下相同)、
[0013]S1:1.0 ~2.5%、
[0014]Mn:0.1 ~1.5%、
[0015]P:0.015% 以下(不含 0% )、[0016]S:0.015% 以下(不含 0% )、
[0017]Cr:0.15 ~2.4%、
[0018]Al:0.010 ~0.10%、以及
[0019]N:0.001 ~0.10%、
[0020]并使Cu:0.1 ~0.50% 以及 Ni:0.1 ~1.0% 以滿足[Ni]/[Cu]≥0.5 (所述[Ni]是鋼中的Ni量(質(zhì)量％)，所述[Cu]是鋼中的Cu量(質(zhì)量％))的方式含有，
[0021]并且，使Ti:0.05 ~0.2% 以及V:0.2% 以下(含0% )以滿足[Ti] + [V]:0.085 ~0.30% (所述[Ti]是鋼中Ti量(質(zhì)量％)，所述[V]是鋼中的V量(質(zhì)量％))的方式含有，
[0022]余量是鐵以及不可避免的雜質(zhì)。
[0023]所述螺栓用鋼還可以含有Mo:0.1%以下(不含0% )。
[0024]本發(fā)明中還包括如下的螺栓，其特征有:含有所述化學(xué)成分，
[0025]螺栓軸部的奧氏體晶粒度編號為9.0以上，
[0026]表示在螺栓軸部的奧氏體晶界析出的碳化物的比率的G值)滿足下式⑴。
[0027]G 值:(L/L0) XlOO ≤ 60...(I)
[0028](在式(I)中，
[0029]L:表示在奧氏體晶界析出的厚度為50nm以上的碳化物的合計長度，
[0030]LO:表示奧氏體晶界的長度。)
[0031]優(yōu)選所述螺栓在所述螺栓軸部的表面具有含有Si以及Cu的Fe氧化層，該氧化層的厚度為2.0~lOOnm。另外，優(yōu)選所述螺栓的抗拉強(qiáng)度為1400MPa以上。
[0032]本發(fā)明還包括螺栓的制造方法，該制造方法的特征為，使用具有所述化學(xué)成分的鋼，加熱到1050°C以上進(jìn)行熱軋，并且，終軋溫度為1000°C以下，并在螺栓成形后進(jìn)行的淬火回火中，在400°C以上且由下式(2)所示的TC以下的溫度進(jìn)行回火。
[0033]T (°C ) = 68.2Ln[Si]+480...(2)[0034](式⑵中，Ln表示自然對數(shù)，[Si]表示鋼中Si量(質(zhì)量％)。)
[0035]在得到具有所述Fe氧化層的螺栓時，所述回火優(yōu)選為使用螺栓軸部的表面的Fe氧化層被抑制在O~10nm的螺栓，氣氛為氧濃度在1ppm (體積標(biāo)準(zhǔn))以下的不活潑氣體氣氛。
[0036]根據(jù)本發(fā)明，通過適當(dāng)控制鋼的化學(xué)成分，在此基礎(chǔ)上適當(dāng)調(diào)整制造條件，由此，提高成為延遲斷裂的起點的奧氏體晶界的強(qiáng)度，并且降低碳化物等的氫捕獲點，從而能夠?qū)崿F(xiàn)與氫量比較少的環(huán)境相比，即使氫捕獲點全部被消耗的氫量多的環(huán)境中，也能發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的高強(qiáng)度螺栓。
[0037]另外，通過適當(dāng)調(diào)整制造條件，在螺栓的表面形成抑制氫的侵入的致密的Fe氧化層，因此，能夠?qū)崿F(xiàn)即使在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下，也發(fā)揮優(yōu)異的耐氫脆化特性的螺栓。
[0038]另外，本發(fā)明的螺栓用鋼的熱延展性和冷加工性(冷鍛性、特別是螺栓鐓鍛性)優(yōu)異，因此能夠高效地制造上述螺栓。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0039]圖1是表示耐氫脆化值(耐氫脆化特性的評價結(jié)果)和G值的關(guān)系的圖。[0040]圖2是本發(fā)明鋼和比較鋼的奧氏體晶界的攝影照片。
[0041]圖3是表示腐蝕環(huán)境下的耐氫脆化特性的測定中使用的試驗片的形狀的概要圖?！揪唧w實施方式】
[0042]本發(fā)明人就作為高強(qiáng)度螺栓的延遲斷裂現(xiàn)象的要因之一的氫脆化現(xiàn)象，對于各種合金成分的含量和鋼材的組織，特別是對于一直以來被認(rèn)為是對氫的無害化有效的碳氮化物所形成的氫捕獲點的效果重新驗證。其結(jié)果判明，碳氮化物所形成的氫捕獲點，雖然確實存在固定被認(rèn)為是構(gòu)成氫脆化的主要原因的擴(kuò)散性氫并無害化的效果確切，但是如前所述，被這些氫捕獲點固定的氫，由于鋼材的溫度變化和所負(fù)荷的應(yīng)力的變動，會容易從捕獲點釋放，再次作為擴(kuò)散性氫而成為引起氫脆化的原因。另外，能確認(rèn)到從氫捕獲點釋放的氫如果在周圍有其他的氫捕獲點，則會被再次固定并無害化，但在鋼中的氫捕獲點處于飽和狀態(tài)這樣的氫量多的環(huán)境下，因為被釋放的氫無法被再次固定，所以氫脆化容易發(fā)生。
[0043]因此，本發(fā)明人對于即使在鋼中的氫捕獲點處于飽和狀態(tài)這樣的氫量多的環(huán)境下，仍使耐氫脆化特性提高的方法反復(fù)銳意研究。其結(jié)果判明，在上述環(huán)境中，提高構(gòu)成氫脆化的起點的奧氏體晶界(以下，僅稱為“晶界”。)的強(qiáng)度是最有效的手段。另外發(fā)現(xiàn)，作為提高奧氏體晶界的強(qiáng)度的方法，迄今采用的是提高回火溫度而使在晶界析出的碳化物分裂的手法，但在本發(fā)明中，有效的是極力使奧氏體晶界不析出碳化物，并且，為此在螺栓成形后進(jìn)行的淬火回火中，在較低溫域進(jìn)行回火最有效。
[0044]還有，一般來說若所述回火的溫度低于400°C，則屈服應(yīng)力和抗拉強(qiáng)度的比(屈強(qiáng)比)降低，提高螺栓緊固時的軸向力變困難，另外弛豫特性也有可能降低。因此，以使回火溫度為400°C以上為前提，對于即使回火溫度在400°C以上在奧氏體晶界也難以析出滲碳體等的碳化物的鋼的成分組成進(jìn)行研究。
[0045]其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果添加Si為1.0%以上，則能夠使碳化物的析出溫度向高溫側(cè)移動。這被推測是由于，在淬火后的鐵中固溶的碳的周圍存在Si，從而使回火時的碳的擴(kuò)散受到阻礙，碳化物難以析出。這樣在本發(fā)明中，通過含有一定量以上的Si，能夠使碳化物的析出溫度向高溫側(cè)移動。其結(jié)果是在本發(fā)明中，能夠在400°c以上進(jìn)行回火而達(dá)成高屈強(qiáng)比，并且如后述的式(2)，通過達(dá)到由鋼中Si量所決定的回火溫度以下，碳化物在奧氏體晶界的析出受到抑制，能夠使耐氫脆化特性提高。
[0046]特別是通過碳化物的析出受到抑制，從而使ε碳化物和η碳化物等的過渡碳化物穩(wěn)定化，因為這些過渡碳化物也有使鋼中的氫擴(kuò)散延遲的效果，所以本發(fā)明的螺栓也有如下特征，即，通過氫滲透試驗求得的表觀氫擴(kuò)散系數(shù)慢至9.5X KTcmVs以下。所述氫擴(kuò)散系數(shù)低，氫向奧氏體晶界的集聚慢，認(rèn)為對耐氫脆化特性的提高也有作用。
[0047]在本發(fā)明中，如上所述，極力抑制在奧氏體晶界析出的碳化物。詳細(xì)地說，就是使表示在螺栓軸部的奧氏體晶界析出的碳化物的比例的G值[(L/L0)X100](%)滿足下式⑴。
[0048](L/LO) X 100 ( 60...(I)
[0049](在式(I)中，
[0050]L:表示在奧氏體晶界析出的厚度50nm以上的碳化物的合計長度，
[0051]LO:表示奧氏體晶界的長度。)[0052]即，本發(fā)明的螺栓，在奧氏體晶界不存在球狀碳化物和膜狀碳化物，或所述碳化物即使存在，相對于晶界的長度也被抑制在60%以下。另外，即使在晶界上存在所述碳化物時，因為碳化物的厚度(相對于晶界垂直方向的長度)在50nm以下時對于耐氫脆化特性的不良影響度很低，所以也能夠忽視。上述G值優(yōu)選為45%以下，更優(yōu)選為35%以下。在奧氏體晶界析出的碳化物的量越少越為優(yōu)選，由此其下限沒有特別限定，但通常約為5%以上。
[0053]另外，本發(fā)明的螺栓，螺栓軸部的奧氏體晶粒度編號是9.0以上。通過使奧氏體晶粒微細(xì)化，韌性提高，能夠使耐氫脆化特性以及屈強(qiáng)比提高。該奧氏體晶粒度編號優(yōu)選為
9.5以上，更優(yōu)選為10.0以上。該奧氏體晶粒度編號越大越優(yōu)選，其上限沒有特別限定，但通常為15以下。
[0054]此外，本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)，為了使嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下的耐氫脆化特性提高，控制在螺栓制造時的淬火回火工序中生成的螺栓表層部的氧化層的種類和厚度即可。這是因為上述氧化層的種類和厚度對于氫向鋼中的侵入特性造成強(qiáng)烈影響。具體來說，作為上述螺栓表層部的氧化層，含有Si以及Cu，并且厚度為2.0~10nm的Fe氧化層，是耐腐蝕性優(yōu)異的致密的層，判明其抑制氫向鋼中侵入的效果非常高。
[0055]以下對于本發(fā)明的Fe氧化層進(jìn)行說明。本發(fā)明的Fe氧化層，含有Si以及Cu，主要含有(Fe，Si) 304、(Fe, Cr) 304等(還有，認(rèn)為Cu主要在Fe氧化層內(nèi)單獨存在)。另外，本發(fā)明的Fe氧化層，由EDX(Energy Dispersive X-ray Spectrometer)進(jìn)行分析時，加速電壓20kV下的S1、Cu的能譜含有能夠與噪音成分明顯區(qū)別的量。
[0056]本發(fā)明的Fe氧化層是致密的，具有氫侵入抑制作用。為了使其作用充分地發(fā)揮，優(yōu)選上述氧化層的厚度為2.0nm以上。更優(yōu)選為5nm以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1nm以上。本發(fā)明的致密的Fe氧化層非常薄，其上限為10nm以下。
[0057]接著，對于本發(fā)明的螺栓用鋼(螺栓)的化學(xué)成分組成進(jìn)行闡述。
[0058]C:0.30 ~0.50%
[0059]C需要為了確保鋼的抗拉強(qiáng)度而添加。為了確保高強(qiáng)度(特別是抗拉強(qiáng)度HOOMPa以上)，C量定為0.30%以上。C量優(yōu)選為0.35%以上，更優(yōu)選為0.39%以上。另一方面，若C量變得過剩，則招致韌性的降低，并且在奧氏體晶界容易生成碳化物，而發(fā)生晶界強(qiáng)度的降低，耐氫脆化特性劣化。此外，還會發(fā)生冷加工性(冷鍛性，特別是螺栓鐓鍛性)的降低。另外，在腐蝕環(huán)境下，若C量變得過剩，則耐腐蝕性惡化。因此將C量定為0.50%以下。C量優(yōu)選為0.48%以下，更優(yōu)選為0.45%以下。
[0060]S1:1.0 ~2.5%
[0061]Si作為熔煉時的脫氧劑起作用，并且是作為使鋼強(qiáng)化的固溶元素所需要的元素。另外在本發(fā)明中，如上所述，其作為抑制在奧氏體晶界析出的碳化物而提高該晶界的強(qiáng)度，并且使過渡碳化物穩(wěn)定化，使鋼中的氫擴(kuò)散系數(shù)降低的元素也很重要。為了發(fā)揮這樣的作用，Si量定為1.0%以上。Si量優(yōu)選為1.2%以上，更優(yōu)選為1.5%以上。另一方面，若Si量變得過剩，則鋼材的冷加工性降低，助長淬火時的晶界氧化而使耐氫脆化特性降低。因此，Si量定為2.5%以下。Si量優(yōu)選為2.3%以下，更優(yōu)選為2.0%以下。
[0062]Mn:0.1 ~1.5%
[0063]Mn是淬火性提高元素，在達(dá)成高強(qiáng)度化上是重要的元素。另外，因為Mn容易與S形成化合物，所以通過一定程度以上地添加，也有抑制在晶界析出而招致晶界強(qiáng)度的降低的FeS的生成的效果。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，Mn量定為0.1%以上。Mn量優(yōu)選為
0.13%以上，更優(yōu)選為0.15%以上。另一方面，若Mn量變得過剩，則助長MnS向晶界的偏析，晶界強(qiáng)度降低，耐氫脆化特性降低。因此，將Mn量定為1.5%以下。Mn量優(yōu)選為1.0%以下，更優(yōu)選為0.5%以下。
[0064]P:0.015% 以下(不含 0% )
[0065]P發(fā)生晶界偏析而使晶界強(qiáng)度降低，使耐氫脆化特性降低。因此，P量定為0.015%以下。P量優(yōu)選為0.010%以下，更優(yōu)選為0.008%以下。P量越少越優(yōu)選，但因為會招致鋼材的制造成本的增加，所以難以達(dá)到0%，允許有0.001%左右的殘存。
[0066]S:0.015% 以下(不含 0% )
[0067]S是形成硫化物(MnS)的元素。若S量變得過剩,則形成粗大的所述MnS,該粗大的MnS成為應(yīng)力集中之處而招致耐氫脆化特性的降低。因此S量定為0.015%以下。S量優(yōu)選為0.010%以下，更優(yōu)選為0.005%以下。S與P同樣，越少越優(yōu)選，但因為會招致鋼材的制造成本的增加，所以難以達(dá)到0%，允許有0.001%左右的殘存。
[0068]Cr:0.15 ~2.4%
[0069]Cr在球狀化退火時成為球狀碳化物形成的核，能夠促進(jìn)軟化，因此在提高冷鍛性(特別是螺栓鐓鍛性)上是重要的元素。另外，也是有助于腐蝕環(huán)境下的鋼的耐腐蝕性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，Cr量定為0.15%以上。Cr量優(yōu)選為0.5%以上，更優(yōu)選為0.8%以上。另一方面，若Cr量變得過剩，則粗大的碳氮化物形成而韌性劣化，其結(jié)果是，耐氫脆化特性劣化。因此，將Cr量定為2.4%以下。Cr量優(yōu)選為1.5%以下，更優(yōu)選為1.3%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.2%以下。
[0070]Al:0.010 ~0.10%
[0071 ] Al與Si同樣，作為熔煉時的脫氧劑發(fā)揮功能，并且與鋼中的N結(jié)合生成A1N，從而抑制晶粒生長，結(jié)果是通過晶粒的微細(xì)化而能夠使耐氫脆化特性提高的元素。因此，Al量需要為0.010%以上，更優(yōu)選為0.015%以上。另一方面，若Al量變得過剩，則生成Al2O3等的氧化物系夾雜物，成為應(yīng)力集中源而使耐氫脆化特性降低。另外，生成粗大的A1N，無法實現(xiàn)晶粒的微細(xì)化，韌性降低，還發(fā)生耐氫脆化特性的降低。因此，Al量定為0.10%以下。Al量優(yōu)選為0.07%以下，更優(yōu)選為0.05%以下。
[0072]N:0.001 ~0.10%
[0073]N是形成氮化物而使晶粒微細(xì)化，進(jìn)而使耐氫脆化特性提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，N量需要為0.001%以上，更優(yōu)選為0.002%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.004%以上。另一方面，若N量變得過剩，則鋼中固溶的N量增大，使冷加工性以及耐氫脆化特性降低，因此N量定為0.015%以下。N量優(yōu)選為0.007%以下，更優(yōu)選為0.006%以下。
[0074]含有Cu:0.1 ~0.50 % 以及 N1:0.I ~1.0 %，并且[Ni] / [Cu]≥ 0.5
[0075]Cu對于在過渡碳化物的析出發(fā)生的低溫回火中確保強(qiáng)度是有效的元素。另外，也能夠提高腐蝕環(huán)境下的鋼的耐腐蝕性。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，Cu量定為0.1%以上。Cu量優(yōu)選為0.15%以上，更優(yōu)選為0.20%以上。另一方面，若Cu量變得過剩，則所述效果飽和，并且熱延展性降低，鋼的生產(chǎn)率降低。另外招致冷加工性的降低、韌性的降低和耐氫脆化特性的降低。此外，螺栓加工時的鋼材硬度增加，也會帶來模具壽命的降低。因此Cu量定為0.50%以下。Cu量優(yōu)選為0.4%以下，更優(yōu)選為0.3%以下。[0076]Ni與Cu同樣，對于在過渡碳化物的析出發(fā)生的低溫回火中確保強(qiáng)度是有效的元素。另外，具有提高韌性的作用，具有彌補(bǔ)伴隨Cu增量而來的熱延展性降低的作用。此外，也能夠提高腐蝕環(huán)境下的鋼的耐腐蝕性。為了有效地發(fā)揮這些作用，Ni量定為0.1%以上。Ni量優(yōu)選為0.30%以上，更優(yōu)選為0.35%以上。另一方面，即使Ni量過剩，上述效果也是飽和，招致制造成本的增加，因此Ni量定為1.0%以下。Ni量優(yōu)選為0.6%以下，更優(yōu)選為
0.45%以下。
[0077]此外,使Cu量和Ni量分別滿足所述范圍，并且[Ni]/[Cu]≥0.5 (所述[Ni]表示鋼中的Ni量(質(zhì)量％ ),所述[Cu]表示鋼中的Cu量(質(zhì)量％ ))。通過相對于Cu量而在規(guī)定以上添加Ni量，如上所述，能夠彌補(bǔ)伴隨Cu增量而來的熱延展性的降低。[Ni]/[Cu]優(yōu)選為1.0以上，更優(yōu)選為1.5以上。
[0078]含有T1:0.05 ~0.2% 以及 V:0.2% 以下(含 0% )，且[Ti]+ [V]:0.085 ~0.30%
[0079]Ti以及V均是生成微細(xì)的碳化物，并使晶粒微細(xì)化而具有使韌性提高的效果的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，Ti量定為0.05%以上。Ti量優(yōu)選為0.060%以上，更優(yōu)選為0.065%以上。另外V量優(yōu)選為0.1 %以上，更優(yōu)選為0.14%以上。另一方面，Ti以及V均是若過剩地含有，則形成粗大的碳氮化物，冷鍛性(特別是螺栓鐓鍛性)劣化。另外，Ti以及V均是若過剩地含有，則氫捕獲點增加而鋼中的氫量增加，由于溫度變化和應(yīng)力變動等導(dǎo)致氫從捕獲點被釋放時，容易發(fā)生氫脆化。因此在本發(fā)明中，將Ti以及V的上限分別定為0.2%以下。Ti量優(yōu)選為0.15%以下，更優(yōu)選為0.1 %以下。另外V量優(yōu)選為0.18%以下，更優(yōu)選為0.17%以下。此外為了使Ti和V的晶粒微細(xì)化的效果有效地發(fā)揮，在本發(fā)明中，將Ti量和V量的合計量([Ti] + [V])定為0.085%以上。優(yōu)選為0.1%以上，更優(yōu)選為0.2%以上。另一方面，為了減小來自Ti和V的氫捕獲點的效果，所述Ti量和V量的合計量([Ti] + [V])為0.30%以下。優(yōu)選為0.26%以下，更優(yōu)選為0.24%以下。還有，因為Ti的晶粒微細(xì)化效果比V的一方大，所以在本發(fā)明中只有Ti為必須
[0080]本發(fā)明的螺栓用鋼(螺栓)的基本成分如上所述，余量實質(zhì)上是鐵。但是，當(dāng)然允許因原料、物次、制造設(shè)備等的狀況而混入的不可避免的雜質(zhì)包含在鋼中。本發(fā)明的螺栓用鋼，根據(jù)需要也可以還含有下述的Mo。
[0081]Mo:0.1% 以下(不含 0% )
[0082]Mo是淬火性提高元素，是對于達(dá)成高強(qiáng)度有效的元素。另外，因為具備抑制晶界氧化效果，所以對于像本發(fā)明這樣Si的添加量多的鋼材來說是有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選使Mo量含有0.01%以上，更優(yōu)選為0.03%以上。另一方面，若Mo量變得過剩，則帶來鋼材成本以及螺栓的制造成本的增加，因此Mo量優(yōu)選為0.1 %以下，更優(yōu)選為
0.08%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.07%以下。
[0083]本發(fā)明的螺栓能夠?qū)⒕哂猩鲜龌瘜W(xué)成分的鋼，遵循通常的熔煉法進(jìn)行熔煉、鑄造、熱軋，拉絲后，進(jìn)行球狀化退火等的軟質(zhì)化處理，脫氧化皮和精拉絲之后，通過冷鐓或冷鍛等進(jìn)行螺栓成型，再通過淬火回火處理而制造。通過使用具有上述化學(xué)成分組成的鋼材，能夠得到高強(qiáng)度和耐氫脆化特性優(yōu)異的螺栓，但為了得到高強(qiáng)度且耐氫脆化特性更加優(yōu)異的螺栓，重要的是在上述的一系列的工序之中恰當(dāng)?shù)乜刂茻彳埡痛慊鸹鼗鹛幚淼臈l件而進(jìn)行制造。另外也優(yōu)選控制淬火條件。以下，對螺栓用鋼以及螺栓的制造方法進(jìn)行說明。
[0084]為了減少在奧氏體晶界析出的碳化物量，需要在淬火時使碳化物充分地固溶，但為此需要預(yù)先使前組織的碳化物的析出均勻。前組織一般為球狀化組織，但為了使球狀化組織中的碳化物的分散均勻，重要的是適當(dāng)?shù)乜刂茻彳埱暗募訜釡囟?坯段的再加熱溫度)以及熱軋條件，使作為球狀化碳化物的核的Cr、T1、V等的碳化物微細(xì)析出，和增加奧氏體晶界的三相點(3個奧氏體晶粒接觸的點)的數(shù)量，即，使奧氏體晶粒微細(xì)化。
[0085]首先，需要使熱軋前的加熱溫度(坯段的再加熱溫度)為1050°C以上，使Cr、T1、V等在奧氏體域固溶。若該加熱溫度低，則Cr、T1、V等無法在奧氏體中充分固溶，因此難以通過熱軋使微細(xì)的碳化物析出。另外，之后的球狀化退火不充分，冷加工性降低。上述加熱溫度優(yōu)選為1100°C以上，更優(yōu)選為1150°C以上。還有，從制造成本的觀點出發(fā)，上限溫度為1300 °C 左右。
[0086]其次，在熱軋中為了使奧氏體晶粒微細(xì)化，需要使終軋溫度略低。另外，通過使終軋溫度略低，還能夠使鋼材中殘留應(yīng)變，因此可以使球狀化碳化物更均勻地分散。從這一觀點出發(fā)，終軋溫度的上限需要為1000°c。在超過1000°C的溫度下，奧氏體晶粒粗大化，且也無法殘留應(yīng)變，因此球狀化碳化物的分散不均勻。終軋溫度優(yōu)選為950°c以下，更優(yōu)選為9000C以下。但是，若終軋溫度過低，則軋制載荷的增大和表面瑕疵的發(fā)生增加，是不現(xiàn)實的，因此其下限優(yōu)選為700°C。在此，所謂終軋溫度，依靠是最終軋道次前或軋輥群前的可以由放射溫度計測量的表面的平均溫度。
[0087]接下來，對于淬火回火處理的條件，按工序順序進(jìn)行闡述。首先，優(yōu)選淬火時的加熱溫度為860~930°C。若淬火時的加熱溫度過低，則在熱軋和軟質(zhì)化處理中生成的碳化物無法充分地固溶，因此強(qiáng)度降低，并且奧氏體晶界殘留有粗大的碳化物時，會成為氫脆化的起點，所以耐氫脆化特性劣化。更優(yōu)選的加熱溫度是880°C以上，進(jìn)一步優(yōu)選為890°C以上。另一方面，若淬火溫度過高，則晶粒粗大化，耐氫脆化特性降低。更優(yōu)選為920°C以下，進(jìn)一步優(yōu)選為910°C以下。
[0088]淬火時的氣氛沒有特別限定，但從制造成本的觀點出發(fā)，優(yōu)選在通常的大氣氣氛下進(jìn)行處理。
[0089]還有，在后述的回火工序中，通過使螺栓軸部的表層形成致密的Fe氧化層而使耐腐蝕性提高時，重要的是保持如下狀態(tài)，即，不讓Fe氧化層在回火前的螺栓軸部存在，或即使有Fe氧化層也要抑制在10nm以下。這是由于，若回火前有超過10nm這樣的稀疏的Fe氧化層，則在回火中，本發(fā)明的致密的氧化層的形成受到妨礙。在淬火時，為了抑制上述Fe氧化層的形成，可列舉使淬火時的氣氛為不會形成稀疏的Fe氧化層的條件，即為減少氧濃度的不活潑氣體氣氛。
[0090]還有，在大氣氣氛下進(jìn)行淬火時，雖然有稀疏的氧化層形成，但這種情況下，除去所形成的稀疏的氧化層即可。稀疏的氧化層的除去方法沒有特別限定，例如可以進(jìn)行酸洗，也可以機(jī)械地除去。另外，關(guān)于加熱方法也未特別限定，可以用通常的電爐/燃?xì)鉅t實施，也可以通過高頻加熱實施。
[0091]在回火中，回火溫度:為400°C以上，下式⑵所示的TC以下。
[0092]T (°C ) = 68.2Ln[Si]+480…(2)
[0093](在式(2)中，Ln表示自然對數(shù)，[Si]表示鋼中的Si量(質(zhì)量％)。)
[0094]回火中的碳化物的析出溫度，根據(jù)鋼中的Si量而變化，由(68.2Ln[Si]+480) °C表示。若比該溫度高，則碳化物在晶界析出，由于晶界強(qiáng)度的降低導(dǎo)致耐氫脆化特性劣化。因此回火以(68.2Ln[Si]+480) °C以下的溫度進(jìn)行。優(yōu)選為(T_20) °C以下，SP(68.2Ln[Si]+460) °C 以下，更優(yōu)選為(T-40) °C 以下，即(68.2Ln[Si]+440) °C 以下。另一方面，若使回火溫度過低，則如前述，屈強(qiáng)比降低，以高軸向力使螺栓緊固困難。因此在400°C以上進(jìn)行回火處理。優(yōu)選為420°C以上，更優(yōu)選為425°C以上。
[0095]回火時的氣氛也沒有特別限定，但從制造成本的觀點出發(fā)，優(yōu)選在通常的大氣氣氛下處理。但是，通過使致密的Fe氧化層形成而提高耐腐蝕性時，可以使氣氛為氧濃度1ppm(體積標(biāo)準(zhǔn))以下的不活潑氣體氣氛。若在氧濃度超過1ppm的氣氛下進(jìn)行回火，則形成稀疏的氧化層。作為不活潑氣體，例如能夠使用N2和氬等。關(guān)于加熱方法沒有特別限定，可以用通常的電爐/燃?xì)鉅t實施，也可以通過高頻加熱實施。
[0096]另外，淬火回火的其他的條件，能夠考慮上述的溫度范圍而適宜設(shè)定，例如能夠從以下的范圍內(nèi)選擇。
[0097]〔淬火條件〕
[0098]加熱后的保持時間:5分鐘以上(更優(yōu)選為15分鐘以上)，60分鐘以下(更優(yōu)選為30分鐘以下)
[0099]冷卻條件:油冷或水冷
[0100]〔回火條件〕
[0101]加熱后的保持時間:10分鐘以上(更優(yōu)選為20分鐘以上)，90分鐘以下(更優(yōu)選為45分鐘以下)
[0102]冷卻條件:油冷或水冷
[0103]本發(fā)明的螺栓，特別是具備抗拉強(qiáng)度為1400MPa以上的高強(qiáng)度，即使在像這樣在高強(qiáng)度下，仍發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆化特性。
[0104]【實施例】
[0105]以下，列舉實施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例限制，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內(nèi)當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。
[0106][實施例1]
[0107]實施例1中，說明在陰極充電環(huán)境下的耐氫脆化特性調(diào)查結(jié)果。
[0108]遵循通常的熔煉法，對于表1所示的化學(xué)成分(余量是鐵以及不可避免的雜質(zhì))的鋼進(jìn)行熔煉鑄造后，以表2和表3所示的條件進(jìn)行熱軋，得到Φ 14mm的軋制材。對于所述軋制材實施脫氧化皮/皮膜處理后，再實施拉絲、球狀化退火，此外在脫氧化皮/被膜處理后，實施精拉絲(日文原文:仕上(f伸線)。使用零件成型機(jī)(一 ” 7才一7 —阪村機(jī)械制作所制:NBP550)，由所得到的鋼線，通過冷鐓鍛制成M12X 1.25P，長200mmL的凸緣螺栓，根據(jù)凸緣部有無裂紋來評價螺栓鐓鍛性(冷鐓性)(在下述表2以及表3中，凸緣部有裂紋時顯示為螺栓鐓鍛性“ X ”，凸緣部無裂紋時表示為螺栓鐓鍛性“O”)。其后，以下述表2或表3所示的條件實施淬火回火。關(guān)于其他的淬火回火條件為，淬火的加熱時間:30分鐘，淬火的爐內(nèi)氣氛:大氣，淬火的冷卻條件:油冷(70°C )，回火的加熱時間:45分鐘，回火的爐內(nèi)氣氛:大氣，回火的冷卻條件:油冷(25°C )。
[0109]【表1】
[0110][表1]
【權(quán)利要求】
1.一種螺栓用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有 C:0.30 ~0.50%,
Si:1.0 ~2.5%,
Mn:0.1 ~1.5%, P:0.015%以下且不含0%、 S:0.015%以下且不含0%、
Cr:0.15 ~2.4%、 Al:0.010 ~0.10%、以及 N:0.001 ~0.10%, 并使Cu:0.1~0. 50%和N1:0.1~1.0%以滿足[Ni]/[Cu]≥0.5的方式含有，所述[Ni]表示以質(zhì)量％計的鋼中的Ni量，所述[Cu]表示以質(zhì)量％計的鋼中的Cu量， 同時使T1:0.05~0.2%和V:0.2%以下且0%以上以滿足[Ti] + [V]:0.085~0.30%的方式含有，所述[Ti]表示以質(zhì)量％計的鋼中的Ti量，所述[V]表示以質(zhì)量％計的鋼中的V量， 余量是鐵以及不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的螺栓用鋼，其中，還含有以質(zhì)量％計的Mo:0.1%以下且不含0%。
3.一種螺栓，其特征在于， 具有權(quán)利要求1所述的化學(xué)成分， 螺栓軸部的奧氏體晶粒度編號為9.0以上， 表示在螺栓軸部的奧氏體晶界析出的碳化物的比率的G值滿足下式(1)，G值以％表示，
G 值:(L/LO) XlOO ( 60...(I) 在式(I)中，L:表示在奧氏體晶界析出的厚度為50nm以上的碳化物的合計長度，LO:表示奧氏體晶界的長度。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的螺栓，其中，在所述螺栓軸部的表面具有含有Si以及Cu的Fe氧化層，該氧化層的厚度為2.0~lOOnm。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的螺栓，其抗拉強(qiáng)度為HOOMPa以上。
6.一種螺栓的制造方法，其特征在于， 使用具有權(quán)利要求1中所述的化學(xué)成分的鋼，加熱到1050°C以上進(jìn)行熱軋，并且終軋溫度設(shè)為1000°C以下， 并且，在螺栓成形后進(jìn)行的淬火回火中，在400°C以上且由下式(2)所示的TC以下的溫度進(jìn)行回火，
T (°C ) = 68.2Ln[Si]+480…(2) 在式(2)中，Ln表示自然對數(shù)，[Si]表示以質(zhì)量％計的鋼中的Si量。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的螺栓的制造方法，其中，在所述回火中，使用螺栓軸部的表面的Fe氧化層被抑制在O~10nm的螺栓，并使氣氛是氧濃度為以體積標(biāo)準(zhǔn)計的1ppm以下的不活潑氣體氣氛。
【文檔編號】C21D8/06GK104040004SQ201280066425
【公開日】2014年9月10日 申請日期:2012年11月26日 優(yōu)先權(quán)日:2012年1月11日
【發(fā)明者】松本洋介, 稻田淳, 千葉政道 申請人:株式會社神戶制鋼所