耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓的制作方法

耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种不用大量添加Cr和Mo等高价的合金元素，即使为1100MPa以上的抗拉强度，耐延迟断裂性仍优异的加硼高强度螺栓用钢，和由这样的加硼高强度螺栓用钢构成的高强度螺栓。本发明的高强度螺栓用钢，分别含有C：0.23～低于0.40％(质量％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％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且，Si的含量[Si]与C的含量[C]的比([Si]/[C])为1.0以上，并且为铁素体与珠光体的混合组织。
【专利说明】耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓

【技术领域】
[0001] 本发明涉及用于汽车和各种工业机械等的螺栓用钢，和使用该螺栓用钢得到的高 强度螺栓，特别是即使抗拉强度在llOOMPa以上，仍发挥着优异的耐延迟断裂性的加硼高 强度螺栓用钢和高强度螺栓。

【背景技术】
[0002] 目前，关于抗拉强度达到llOOMPa的螺栓，虽然向加硼钢过渡而带来的低廉化被 推进，但是在达到更高强度的螺栓中，依然多使用SCM等的规格钢。在SCM规格钢中，因为大 量添加有Cr和Mo等的合金元素，所以伴随钢材成本削减的要求，对于减少Cr和Mo的SCM 代用钢的期望高涨。但是，只是单纯地减少合金元素，则难以确保强度和耐延迟断裂性。
[0003] 因此，作为高强度螺栓的原材，使用利用了来自加硼的淬火性提高效果的加硼钢 受到研究。但是，伴随着强度上升，耐延迟断裂性大幅恶化，因此在使用环境严酷的部位的 应用有困难。
[0004] 关于用于改善耐延迟断裂性的技术，迄今为止提出有种种。例如，在专利文献1中 提出有一种钢材，其通过规定V、N、Si等的含量使耐延迟断裂性提高。但是，只规定上述成 分的含量，难以同时满足强度、耐延迟断裂性和耐腐蚀性时。
[0005] 另外在专利文献2中，提出有一种机械的特性上没有偏差的贝氏体钢，但贝氏体 组织使拉丝加工性和冷锻性恶化，因此面向螺栓的应用困难。
[0006] 在专利文献3中，提出有一种热处理应变小的表面硬化硼钢，但若进行渗碳淬火， 则钢材表层的硬度上升，耐延迟断裂性大幅劣化，因此面向螺栓的应用困难。
[0007] 另外在专利文献4和专利文献5中，是通过晶粒微细化来实现耐延迟断裂性的提 高，但只凭晶粒微细化的效果，面向更严酷环境下的应用仍然困难。
[0008] 为了改善耐延迟断裂性，至今为止提出的技术，在强度、严酷环境下的耐延迟断裂 性和制造方面均有问题。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1 :日本特开2007-217718号公报
[0012] 专利文献2 :日本特开平05-239589号公报
[0013] 专利文献3 :日本特开昭61-217553号公报
[0014] 专利文献4 :日本专利第3535754号公报
[0015] 专利文献5 :日本专利第3490293号公报


【发明内容】

[0016] 本发明是在这样的状况之下完成的，其目的在于，提供一种不用大量添加 Cr和Mo 等的高价的合金元素，即使是llOOMPa以上的抗拉强度，耐延迟断裂性也很优异的加硼高 强度螺栓用钢，和由这种加硼高强度螺栓用钢构成的高强度螺栓。
[0017] 能够达成上述目的的所谓本发明的加硼高强度螺栓用钢，在以下的点具有要旨： 分别含有c :0. 23?低于0. 40% (质量％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%，余量由铁和不可避免的杂质构成，且Si的含量[Si]和C的含量[C]的 比（[Si]/[C])为1.0以上，并且是铁素体和珠光体的混合组织。
[0018] 在此所说的铁素体?珠光体组织，基本上是铁素体与珠光体混合的组织。除铁素 体、珠光体以外，也有例如贝氏体微量混入的可能性。铁素体、珠光体以外的组织的比例不 超过10面积％。
[0019] 在本发明的加硼高强度螺栓用钢中，根据需要，再使之含有Mo :0. 10%以下（不含 〇% )也有效，通过含有Mo,加硼高强度螺栓用钢的特性得到进一步改善。
[0020] 另一方面，能够达成上述目的的所谓本发明的高强度螺栓，在以下的点具有要旨： 其使用上述这样的钢材（加硼高强度螺栓用钢），成形加工成螺栓形状后，在850°C以上、 920°C以下加热并进行淬火处理，然后进行回火处理而成。
[0021] 本发明的高强度螺栓，其在以下的点具有要旨：是使用上述这样的钢材（加硼高 强度螺栓用钢），成形加工成螺栓形状后，进行淬火处理，然后进行回火处理的高强度螺栓， 关于0. Ιμπι以上的析出物中所含的V量和钢材的V含量，由下述⑴式规定的VI值为10% 以上。
[0022] VI值（％) = (0. 1 μ m以上的析出物中所含的V量/钢材的V含量）X 100··· (1)
[0023] 在本发明的高强度螺栓中，优选淬火回火后的螺栓轴部的奥氏体晶粒度编号为8 以上。
[0024] 在本发明中，通过严密地规定化学成分组成，并且将Si与C的含量的比（[Si]/
[C])的值控制在适当的范围，能够实现即使在严酷的环境下仍发挥着优异的耐延迟断裂性 的加硼高强度螺栓用钢，如果使用这样的钢材，则能够实现耐延迟断裂性优异的高度螺栓。

【专利附图】

【附图说明】
[0025] 图1是表示[Si]/[C]对于抗拉强度和延迟断裂强度比造成的影响的标绘图。

【具体实施方式】
[0026] 本
【发明者】们对于不用大量添加 Mo和Cr等的高价的合金元素，即使抗拉强度为 llOOMPa以上的高强度，仍显示出优异的耐延迟断裂性的加硼钢反复锐意研究。其结果发 现，抗拉强度为1 l〇〇MPa以上的加硼钢中，相比使之含有合金元素，极力减少C含量对确保 耐延迟断裂性非常有效。虽然减少C会带来强度不足，但使Si含量达到C含量的同等以上 [即，Si与C的含量的比（[Si]/[C])为1.0以上]，则判明能够充分弥补因减少C含量所 造成的强度降低。
[0027] 另外还发现，通过减少C含量，耐腐蚀性也有所提高，但为了在严酷环境下确保充 分的耐延迟断裂性，除了使Si含量达到C含量的同等以上之外，通过含有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"），对于奥氏体晶粒 微细化有效，此外通过调整其他的各化学成分，能够实现llOOMPa以上的抗拉强度下也具 有优异的耐延迟断裂性的加硼钢，从而完成了本发明。另外，本发明的钢材也可以根据需要 在螺栓成形前实施球状化退火处理。
[0028] C在确保钢的强度上是有用的元素，但若使其含量增加，则钢的韧性和耐腐蚀性恶 化，容易引起延迟断裂。另一方面，Si在确保钢的强度上也是有用的元素，但与延迟断裂的 关系不明确。因此本
【发明者】们对于Si所带来的延迟断裂的影响进行调查。其结果是，相比 C的含量而增多Si的添加量，能够使llOOMPa以上的抗拉强度与韧性、耐腐蚀性并立，因此 能够使抗拉强度与耐延迟断裂性以高水平平衡。
[0029] S卩，若想仅凭C的单独添加来确保llOOMPa以上的抗拉强度，则钢的耐腐蚀性恶 化，钢表面的氢发生量增加，结果是侵入到钢中的氢量也增加，延迟断裂容易发生。即使通 过添加 Ti和V等具有晶粒微细化的效果的元素来实现韧性的改善，因为V碳化物在淬火的 加热时容易固溶，所以晶粒微细化的效果仍很少，另外，C增量带来的对耐腐蚀性恶化的影 响又大，因此无法显示出明显的改善效果。
[0030] 相对于此，C和Si复合添加时，则能够以Si提高强度，因此能够相对地减少C的 含量。即，通过降低基体的C含量，用对于钢的耐腐蚀性不怎么造成影响的Si来担保强度， 而耐腐蚀性和耐延迟断裂性优异，可以确保llOOMPa以上的抗拉强度。另外，通过减少C含 量，基体的韧性也提高，而且通过添加 Ti、V等具有晶粒微细化效果的元素，能够使韧性进 一步提商。
[0031] 另外Si在V和Ti等的碳化物周边稠化，也有抑制C扩散的效果。由此，淬火时V 和Ti的碳化物难以溶解，钉扎效应增加，因此可以进一步促进晶粒的微细化。
[0032] 在本发明的加硼螺栓用钢中，从上述的宗旨来看，Si的含量[Si]与C的含量[C] 的比（[Si]/[C])需要为1.0以上。由此，在能够以Si确保强度的程度下，能够相对性地减 少C的添加量，实现耐腐蚀性的提高，因此显示出优异的耐延迟断裂性。上述比（[Si]/[C]) 的值，优选为2. 0以上，更优选为3. 0以上。但是，即使上述比（[Si]/[C])满足1. 0以上，如 果化学成分组成脱离适当的范围，仍会发生耐延迟断裂性及其他的特性劣化这样的问题。
[0033] 上述比（[Si]/[C])的值，根据C的含量，控制其适当的范围也有效。具体来说， 优选构成如下：（a)C:0. 23以上且低于0. 25%时，使比（[Si]/[C])的值为2. 0以上；(b)C: 0. 25以上且低于0. 29%时，使比（[Si]/[C])的值为1. 5以上，（c)C :0. 29%以上时（即， 0.29以上且低于0.40% )，使比（[Si]/[C])的值为1.0以上。
[0034] 在本发明的钢材中，为了满足作为此钢材的基本的特性，需要适当地调整C、Si、 Mn、P、S、Cr、V、Ti、B、Al、N等的成分。这些成分的范围限定理由如下。
[0035] [C :0· 23 以上且低于 0· 40% ]
[0036] C形成碳化物，并且在确保作为高强度钢所需要的抗拉强度上是不能缺少的元素。 为了发样的效果，需要使之含有〇. 23%以上。但是，若使C过剩地含有，则招致韧性降低和 耐腐蚀性恶化，耐延迟断裂性劣化。为了避免这样的C的不利影响，C含量需要低于0. 40%。 还有，C含量的优选的下限为0. 25%以上，可以更优选为0. 27%以上。另外，C含量的优选 的上限为0.38%以下，可以更优选为0.36%以下。
[0037] [Si :0· 23 ?1. 50% ]
[0038] Si作为熔炼时的脱氧剂起作用，并且是作为使基体强化的固溶元素所需要的元 素，通过使之含有〇. 23%以上，能够确保充分的强度。另外，通过添加 Si，淬火时碳氮化物 难以固溶，因此钉扎效应增加，由此可抑制晶粒的粗大化。但是，若超过1. 50%而使Si过 剩地含有，则即使实施球状化退火，钢材的冷加工性也降低，并且助长淬火时的热处理下的 晶界氧化，使耐延迟断裂性劣化。还有，Si含量的优选的下限为0.3%以上，可以更优选为 0.4%以上。另外，Si含量的优选的上限为1.0%以下，可以更优选为0.8%以下。
[0039] [Μη :0· 30 ?1. 45% ]
[0040] Μη是淬火性提高元素，在达成高强度化上是重要的元素。使Μη含有0. 30%以上， 能够发挥该效果。但是，若Μη含量变得过剩，则助长向晶界的偏析，晶界强度降低，耐延迟 断裂性反而降低，因此以1.45%为上限。还有，Μη含量的优选的下限为0.4%以上，可以更 优选为0.6%以上。另外，Μη含量的优选的上限为1.3%以下，可以更优选为1. 1 %以下。
[0041] [P :0.03% 以下（不含 0% )]
[0042] P作为杂质含有，但若过剩地存在，则发生晶界偏析而使晶界强度降低，使延迟断 裂特性恶化。因此，P含量的上限为0.03%。还有，P含量的优选的上限为0.01%以下，可 以更优选为0.005%以下。
[0043] [S :0· 03 % 以下（不含 0 % )]
[0044] 若S过剩地存在，则硫化物在结晶晶界偏析，招致晶界强度的降低，耐延迟断裂性 降低。因此，使S含量的上限为0.03%。还有，S含量的优选的上限为0.01%以下，可以更 优选为〇. 006%以下。
[0045] [Cr :0· 05 ?1. 5% ]
[0046] Cr是耐腐蚀性提高元素，通过添加0. 05%以上而发挥效果。但是，若大量使之含 有，则招致钢材成本的增大，因此上限为1. 5%。还有，Cr含量的优选的下限为0. 10%以上， 更优选为〇. 13%以上。另外，Cr含量的优选的上限为1.0%以下，更优选为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，且通过复合添加 Si，在淬火时V碳/ 氮化物难以固溶，因此发挥着晶粒微细化的效果。但是，若大量使之含有，则形成粗大的碳 /氮化物而招致冷锻性的降低，因此上限为0. 30%。还有，V含量的优选的下限为0. 03%以 上，更优选为〇. 04%以上。另外，V含量的优选的上限为0. 15%以下，更优选为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%以上而使晶粒微细化，韧性提高。另外， 通过将钢中的N作为TiN固定，游离B增加，因此能够使淬火性提高。但是，若Ti含量过剩 而超过0. 1 %，则会招致加工性的降低。还有，Ti含量的优选的下限为0. 03%以上，可以更 优选为〇. 045%以上。另外，Ti含量的优选的上限为0. 08%以下，可以更优选为0. 065%以 下。
[0051] [B :0· 0003 ?0· 0050% ]
[0052] B在使钢的淬火性提高上是有效的元素，为了发挥这一效果而含有0. 0003%以 上，且需要复合添加 Ti。但是，若B含量变得过剩而超过0. 0050%，则韧性反而降低。还有， B含量的优选的下限为0.0005%以上，可以更优选为0.001 %以上。另外，B含量的优选的 上限为0. 004%以下，可以更优选为0. 003%以下。
[0053] [A1 :0· 01 ?0· 10% ]
[0054] A1是对钢的脱氧有效的元素，且形成A1N，从而能够防止奥氏体晶粒的粗大化。另 外通过固定N，游离B增加，因此淬火性提高。为了发挥这样的效果，A1含量需要为0. 01% 以上。但是，即使A1含量超过0. 10%而变得过剩，其效果也是饱和。还有，A1含量的优选 的下限为〇. 02%以上，可以更优选为0. 03%以上。另外，A1含量的优选的上限为0. 08%以 下，可以更优选为0.05%以下。
[0055] [N :0· 002 ?0· 010% ]
[0056] N在熔炼后的凝固阶段，与Ti和V结合而形成氮化物（TiN、VN)，实现晶粒的微细 化而使耐延迟断裂性提高。这样的效果在N的含量为0.002%以上时得到有效地发挥。但 是，若TiN和VN大量地被形成，则在1300°C左右的加热下不会溶解，阻碍Ti碳化物的形成。 另外，过剩的N对于延迟断裂特性反而有害，特别是若含量过剩而超过0. 010%，则使延迟 断裂特性显著降低。还有，N含量的优选的下限为0.003%以上，可以更优选为0.004%以 上。另外，N含量的优选的上限ii 0.008%以下，可以更优选为0.006%以下。
[0057] 本发明的高强度螺栓用钢的基本成分如上述，余量是铁和不可避免的杂质（上述 P、S以外的杂质），但作为该不可避免的杂质，能够允许根据原料、物资、制造设备等的状况 而掺入的元素的混入。另外，本发明的加硼高强度螺栓用钢中，除了上述成分以外，根据需 要还使Mo含有也有效。含有Mo时的适当的范围和作用如下述。
[0058] [Mo :0.10 % 以下]
[0059] Mo是提高淬火性的元素，也提高回火软化阻力，因此对于确保强度是有效的元素。 但是，若大量使之含有，则制造成本增大，因此为〇. 10%以下。还有，Mo含量的优选的下限 为0. 03%以上，更优选为0. 04%以上。另外，Mo含量的优选的上限为0. 07%以下，更优选 为0. 06%以下。
[0060] 具有上述化学成分组成的加硼高强度螺栓用钢，在轧制前的坯段再加热时加热 至950°C以上，在800?1000°C的温度域终轧成线材或棒钢形状后，以3°C /秒以下的平均 冷却速度徐冷至600°C以下的温度，乳制后的组织基本上成为铁素体和珠光体的混合组织 (表示为"铁素体·珠光体"）。
[0061] [坯段再加热温度：950°C以上]
[0062] 在坯段再加热中，需要使对于晶粒微细化有效的Ti和V的碳/氮化物，在奥氏体 域固溶，为此，优选使坯段的再加热温度达到950°C以上。该温度低于950°C时，碳/氮化物 的固溶量不充分，经之后的热轧难以生成微细的Ti和V的碳/氮化物，淬火时的晶粒微细 化的效果减少。该温度更优选为l〇〇〇°C以上。
[0063] [终轧温度：800 ?1000°C ]
[0064] 在轧制中，需要使坯段再加热时固溶的Ti和V作为微细的碳/氮化物在钢中析 出，为此，优选使终轧温度处于l〇〇〇°C以下。若终轧温度比1000°C高，则Ti和V的碳/氮 化物难以析出，因此淬火时的晶粒微细化的效果减少。另一方面，若终轧温度过低，则乳制 载荷的增加和表面瑕疵的发生增大，是不现实的，因此使其下限为800°c以上。在此，终轧温 度为最终轧制道次前或轧制辊群前的可以由放射温度计测量的表面的平均温度。
[0065] [轧制后的平均冷却速度：3°C /秒以下]
[0066] 在轧制后的冷却中，为了使之后的螺栓加工的成形性提高，重要的是使组织成为 铁素体?珠光体组织，为此，优选使轧制后的平均冷却速度处于3°c /秒以下。若平均冷却 速度比3°C /秒快，则贝氏体和马氏体生成，因此螺栓成形性大幅恶化。期望平均冷却速度 更优选为2°C/以下。
[0067] 本发明的加硼高强度螺栓用钢，根据需要实施或不实施球状化处理，成形加工为 螺栓形状后，进行淬火和回火处理，使组织成为回火马氏体，由此能够确保规定的抗拉强 度，并且具有优异的耐延迟断裂性。这时的淬火和回火处理的适当的条件如下述。
[0068] 在淬火时的加热中，稳定地进行奥氏体化处理，需要850°C以上的加热。但是，若加 热至超过920°C这样的高温，则V碳/氮化物溶解导致钉扎效应减少，晶粒粗大化，成为反而 使延迟断裂特性劣化的原因。因此，为了防止晶粒粗大化，有用的是在920°C以下加热并淬 火。还有，淬火时的加热温度的优选的上限为900°C以下，更优选为890°C以下。另外，淬火 时的加热温度的优选的下限为860°C以上，更优选为870°C以上。
[0069] 本发明的加硼高强度螺栓用钢，通过复合添加 V和Si，抑制淬火时的V系析出物 的溶解，提高钉扎效应，从而实现晶粒的微细化。因此，淬火后或淬火回火后的螺栓中残留 有V系的析出物（含V碳化物、含V氮化物、含V碳氮化物），该析出物（0. 1 μ m以上的析出 物）中所含的V量，优选为钢材的V含量的10%以上（由下述⑴式规定的VI值为10% 以上）。通过满足这一要件，除了能够使晶粒更微细化以外，利用氢陷阱效应，还会使耐延迟 断裂性进一步提高。该VI值更优选为15%以上，进一步优选为20%以上。
[0070] VI值（％) = (0. 1 μ m以上的析出物中所含的V量/钢材的V含量）X 100··· (1)
[0071] 淬火状态的螺栓因为韧性和延展性低，直接在此状态无法成为螺栓制品，所以需 要实施回火处理。为此，有效的是至少以350°C以上的温度进行回火处理。但是，若回火温 度超过550°C，则上述化学成分组成的钢材不能确保llOOMPa以上的抗拉强度。
[0072] 如上述这样进行了淬火和回火的螺栓，轴部的奥氏体晶粒（旧奥氏体晶粒）越微 细化，耐延迟断裂性越提高，因此越优选。从这一观点出发，螺栓轴部的奥氏体晶粒，优选晶 粒度编号（JIS G 0551)为8以上。该晶粒度编号更优选为9以上，进一步优选为10以上。 [0073]【实施例】
[0074] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能 够符合前述和后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的 技术的范围内。
[0075] 熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢材（钢种A?Y)后，进行轧制（坯段再加 热温度：10001：，终轧温度 ：800°〇，成为直径：141111辱的线材。各线材的轧制后的组织一 并记述在表1中。对于所述轧制原材进行脱氧化皮、皮膜处理后，实施拉丝、球状化退火，再 进行脱氧化皮、皮膜处理后，实施精拉。还有，在表1中，由表示的位置意思是无添加。
[0076] 组织的观察是通过将轧制材横截面进行树脂填埋后，以SEM观察D/4位置而进行。 表1之中轧制后的组织为"铁素体?珠光体"的轧材，其铁素体、珠光体以外的组织在10面 积％以下。轧制后的组织为"贝氏体多"的轧材，其贝氏体多于10面积％。钢种S，其贝氏 体达到20 %左右。
[0077] [表 1]
[0078]

【权利要求】
1. 一种耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢，其特征在于，分别含有 C :0. 23以上且低于0. 40% (质量％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%，余量由铁和不可避免的杂质构成， 并且，Si的含量[Si]与C的含量[C]的比（[Si]/[C])为1.0以上，并且为铁素体与 珠光体的混合组织。
2. 根据权利要求1所述的加硼高强度螺栓用钢，其中，还含有Mo :0. 10%以下（不含 0% )。
3. -种耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，其使用权利要求1或2所述的高强度螺栓用 钢，且在成形加工成螺栓形状后，在850°C以上且920°C以下加热并进行淬火处理，然后进 行回火处理而成。
4. 一种耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，是使用权利要求1或2所述的高强度螺栓用 钢，在成形加工成螺栓形状后进行淬火处理，然后进行回火处理的高强度螺栓，其中，根据
0. Ιμπι以上的析出物中所含的V量、和钢材的V含量，由下述⑴式规定的VI值为10 %以 上。 VI值（％) = (〇· 1 μ m以上的析出物中所含的V量/钢材的V含量）X 100…（1)
5. 根据权利要求3或4所述的耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，其中，淬火和回火后的 螺栓轴部的奥氏体晶粒度编号为8以上。
【文档编号】C21D8/06GK104204254SQ201380015695
【公开日】2014年12月10日 申请日期:2013年2月5日 优先权日:2012年3月26日
【发明者】松本洋介, 稻田淳, 千叶政道 申请人:株式会社神户制钢所