CN102597543A - 高强度螺栓 - Google Patents

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Abstract

本发明提供抗拉强度为1200MPa以上的高强度螺栓，其延性、延迟断裂特性优异，并且具有前所未有的优异的耐冲击性。该高强度螺栓是抗拉强度为1.2GPa以上、具有螺柱部和头下圆柱部的高强度螺栓，将Ao作为直径比螺柱部大的头下圆柱部的有效截面积，将Ho作为上述Ao测定部分的硬度，将As作为螺柱部的有效截面积，将Hs作为螺柱部的硬度，则K=(Ao×Ho)/(As×Hs)为0.8以上，且Ho<Hs。

Description

高强度螺栓
技术领域
本发明涉及抗拉强度为1200 MPa以上的高强度螺栓。
背景技术
近年来，伴随着构造物的大型化和汽车部件等的轻量化，人们需求比以往更高强度且强韧的高强度金属材料。其中，不仅期望钢板或型钢的高强度化，同时也迫切期望在将这些钢材连接时使用的螺栓的高强度化(例如专利文献1、非专利文献1)。
螺栓的材料所要求的机械特性可举出：(1)成型/加工容易，(2)耐延迟断裂性优异，(3)不会因环境等影响而导致材质劣化，(4)耐冲击性优异等。但是这些特性与强度升高存在消长的关系。
抗拉强度超过1200 MPa的钢材中，延迟断裂是特别严重的问题，成为高强度螺栓的高强度化的大的阻碍。延迟断裂是指由于大气腐蚀而产生氢，侵入到钢材中使钢材发生脆化而引发的断裂，是时间延迟断裂的简称。在室温下，在钢中扩散聚集的氢是延迟断裂的原因。由于该延迟断裂，在1990年代后半期开发抗拉强度为1400 MPa的超高强度螺栓之前的约30年间，土木建筑用高强度螺栓的高强度化停滞于抗拉强度为1100 MPa的状态(例如非专利文献1)。
通常，螺栓的制造是：将钢材进行软化处理，然后通过冷镦加工将螺栓头部进行镦锻成型，通过冷滚轧成型螺柱部，然后通过淬火回火来实施调质处理，进行制造。在专利文献2中公开，通过对C、Si、Mn、Cr、Mo的添加量和回火条件进行规定，可得到抗拉强度为1800 MPa以上、延迟断裂优异的高强度机械结构用钢。还报道了使用该1800 MPa级高强度机械结构用钢制造超高强度螺栓的方法以及机械特性(专利文献2)。但是也有人指出：上述高强度钢材的材料难以软化，难以通过冷镦加工进行螺头部成型，在制成JIS规格形状的螺栓产品时，尚无法完全克服延迟断裂(非专利文献2)。
螺栓调质处理是繁杂的工序，因此，也采用省略调质处理工序的制造方法(非调质螺栓)。据公开，将具有细微的珠光体组织的钢材进行强拉丝加工，以得到的线材作为材料，通过冷镦加工成型为螺栓形状，对此实施应变时效处理，由此使延迟断裂特性和松弛得到改善(专利文献3)。在专利文献1中，还公开通过在螺栓成型后对螺栓施加弹性极限以下的拉伸应力，在此基础上进行热处理，则低温韧性得到改善。但是它们的前提均是冷成型为螺栓，因此，螺栓形状和尺寸受到制约。并且为了实现高强度化，必须将碳量增加至0.7%wt以上，无法使冲击韧性得到大幅的改善。%wt与%质量是相同含义。
专利文献1：日本特开2006-328473号公报
专利文献2：日本特许3861137号公报
专利文献3：日本特开2001-48618号公报
专利文献4：PCT/2006/323248号公报
非专利文献1：高力ボルト接合における高強度化技術の最前線、２００８年度日本建築学会大会（中国）構造部門（鋼構造）パネルディスカッション資料（高强度螺栓连接中的高强度化技术最前线，2008年度日本建筑学会大会(中国)结构部门(钢结构)小组讨论资料）
非专利文献2：鋼構造論文集第１４巻第５４号(2007)、 pp.121-127(钢构造论文集第14卷第54号(2007)，121-127页)
非专利文献3：Steels:Heat Treatment and Processing Principles, ASM International, (1990), 14页
非专利文献4：Science, 320, (2008), 1057-1060页。
发明内容
本发明是着眼于上述情况而作出的，其目的在于提供抗拉强度为1200 MPa (1.2 GPa)以上的高强度螺栓，同时其延性、延迟断裂特性优异，并且具有前所未有的优异的耐冲击性。
发明1的高强度螺栓的特征在于：下述(式1)的K为0.8以上，并且Ho<Hs。
(式1)
(Ao×Ho)/(As×Hs)=K
Ao：直径比螺柱部大的头下圆柱部(首下円筒部)的有效截面积
Ho：上述Ao测定部分的硬度
As：螺柱部的有效截面积
Hs：螺柱部的硬度
发明2的特征在于：在发明1的高强度螺栓中，C低于0.7%wt，如果含有下述，则Si为3%wt以下，Mn为3%wt以下，Cr为3%wt以下，Al为0.5%wt以下，O为0.3%wt以下，N为0.3%wt以下，Mo为5.0%wt以下，Ni为10%wt以下，Cu为2.0%wt以下，Nb为1.0%wt以下，剩余部分实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
发明3的特征在于：在发明1或2的高强度螺栓中，具有颗粒分散型纤维状组织。
通过使用现有的螺栓制造机的温加工成型工艺，可发挥抗拉强度为1200 MPa以上的高强度水平、同时延性、延迟断裂特性、特别是耐冲击性优异的性能，可以实现长年梦想的高强度螺栓的实用化。
通过使Ho比Hs小、使上述(式1)的K在上述范围，可通过使用现有的螺栓制造机的温加工成型工艺、以比螺柱部更高的温度来镦锻以往难以镦锻的高强度螺栓的螺头部。另外，对于螺柱部，通过使螺栓头下圆柱部以及螺头部的硬度以一定的斜率降低，可在头下圆柱部和螺头部提高与硬度的升高有消长关系的延性、耐冲击性、延迟断裂特性。
附图说明
图1是表示螺栓的硬度和特性分布的示意图。
图2是表3的SNo.4实施例螺栓在拉伸试验后的断裂照片和断裂部附近的放大照片。
图3是表3的SNo.5实施例螺栓在拉伸试验后的断裂照片和断裂部附近的放大照片。
图4是表3的SNo.6比较例螺栓在拉伸试验后的断裂照片和断裂部附近的放大照片。
具体实施方式
如上所述，钢材的硬度(强度)与延迟断裂特性、韧性、延性、成型性等特性存在消长关系。即，本发明基于硬度(强度)越低则延迟断裂特性、韧性、延性、成型性越提高这样的认识，如图1所示，调节其硬度，来对于螺头部提高断裂特性、韧性、延性、成型性。
上述(式1)是指头下圆柱部形成比螺柱部更软的组织，其K为0.8以上，优选0.9以上，更优选为1。K低于该值，则螺栓不是在螺柱部而是在头下圆柱部发生断裂。
若K过大，则螺栓的头下圆柱部的直径过大，难以充分发挥作为螺栓的功能，因此其上限是不言而喻的。考虑到螺栓的通用性，优选为符合JIS规格的螺栓形状，这种情况下的K值优选为1.3以下。
这种组织可通过按照以下顺序对淬火材料或调质材料进行加工来获得。
首先将即将形成螺栓的螺头部的材料的端部加热至350℃以上、且Ac1点(奥氏体相的析出起始温度)+20℃以下的温度区域，镦锻成螺头部形状。接着以比螺头部的加热温度低的温度滚轧螺柱部。应予说明，螺纹滚轧温度根据钢材的成型性而异，即使是室温也没有问题。
应予说明，对于Ac1点，例如由表1所示的组成来看，根据以往公知经验公式(非专利文献3)，A材料为795℃，B材料为740℃。但是目前已知，使用高频加热装置对材料进行快速加热等情况下，Ac1点与上述计算的Ac1点相比，有向高温侧偏移的倾向，考虑到该情况，上述为切合实际状态的温度。
应予说明，本发明并不限于表1所示的组成，因此，只要是符合本宗旨的组成即可，并不限于上述温度，并且根据以往公知的Ac1实验公式可容易获知。
通过这种加工，可制成本发明的高强度螺栓的钢材的组成期望如下。
C量低于0.7%wt时，优选含有Si 为3%wt以下、Mn为3%wt以下、Cr为3%wt以下、Al为0.5%wt以下、O为0.3%wt以下、N为0.3%wt以下、Mo为5.0%wt以下、Ni为10%wt以下、Cu为2.0%wt以下、Nb为1.0%wt以下。
C：C形成碳化物颗粒，对于强度增加是最为有效的成分，但若超过0.70%wt则导致韧性变差，因此，使其含量低于0.70%wt。为了充分获得强度增加，优选含有0.08%wt以上，更优选0.15%wt以上。
Si：Si是对于脱氧、以及在铁素体中固溶、提高钢的强度、同时使渗碳体细微分散有效的元素。因此，作为脱氧材料来添加，包括在钢中的残留，优选其含量为0.05%wt以上。为实现高强度化，上限没有特别限定，但如果考虑到钢材的加工性，则优选为2.5%wt以下。
Mn：Mn对于降低奥氏体化温度、使奥氏体细微化有效，同时是对于淬透性以及在渗碳体中固溶、抑制渗碳体的粗大化有效的元素。低于0.05%wt则难以获得所需效果，因此优选规定为0.05%wt以上。更优选含有0.2%wt以上。为实现高强度化，上限没有特别限定，但若考虑到所得钢材的韧性，则优选3.0%wt以下。
Cr：Cr是对于提高淬透性有效的元素，同时是在渗碳体中固溶、延缓渗碳体生长的作用强的元素。通过较多添加，可以形成比渗碳体在热学上稳定的高Cr碳化物，使耐蚀性提高，在本发明中是重要的元素之一。因此优选至少含有0.01%wt以上。优选含有0.1%wt以上，更优选0.8%wt以上。但是，上限为3%wt以下。
Al：Al是对于脱氧、以及与Ni等元素形成金属间化合物、提高钢的强度有效的元素。但过量添加会使韧性降低，因此为0.5%wt以下。应予说明，在不利用Al与其它元素的金属间化合物或Al的氮化物或氧化物等作为第2相分散颗粒时，优选是0.02%wt以下，进一步限定性地优选0.01%wt以下。
O：O (氧)如果可以以氧化物的形式细微地均匀分散，则不是夹杂物，而是抑制粒子生长或作为分散强化颗粒有效地发挥作用。不过，若过量含有则使韧性降低，因此为0.3%wt以下。不利用氧化物作为第2相分散颗粒时，优选为0.01%wt以下。
N：N (氮)如果可以以氮化物的形式细微地均匀分散，则有效地作为抑制粒子生长的颗粒或分散强化颗粒发挥作用。不过，如果过量含有则使韧性降低，因此为0.3%wt以下。不利用氮化物作为第2相分散颗粒时，优选为0.01%wt以下。
Mo：Mo在本发明中是对于钢的高强度化有效的元素，不仅可以使钢的淬透性提高，还可以少量固溶于渗碳体中，使渗碳体热学稳定。特别是在与渗碳体完全相区别的基体相中，在位错上进行新的合金碳化物的成核(分别成核)，由此引起二次硬化，使钢强化。并且，形成的合金碳化物对于细微粒化有效，同时对于氢的置换也有效。因此优选含有0.1%wt以上，更优选0.5%wt以上，但其是价格高昂的元素，同时过量的添加形成粗大的未固溶碳化物或金属间化合物，使韧性变差，因此，添加量的上限定为5%wt。从经济性的观点考虑，优选为2%wt以下。
应予说明，对于W、V、Ti、Nb以及Ta，显示与Mo同样的效果，分别规定上述上限的添加量。并且这些元素的复合添加对于使分散强化颗粒的细微分散有效。
Ni：Ni对于淬透性的提高有效，同时使奥氏体化温度降低，是对于奥氏体的细微化或韧性的提高、耐蚀性的提高有效的元素。另外，如果适量含有，则与Ti或Al形成金属间化合物，是对于钢的析出强化也有效的元素。低于0.01%wt则无法获得所需效果，因此优选为0.01%wt以上。更优选含有0.2%wt以上。对于上限没有特别限定，但由于是价格昂贵的元素，因此优选9%wt以下。
Cu：Cu是引起热脆性的有害的元素，但与此相对，如果适量添加则在500℃-600℃引起细微的Cu颗粒的析出，使钢强化。若过量添加则引起热脆性，因此是在铁素体中的最大固溶量、即2%wt以下。
应予说明，为了实现细微的金属间化合物的析出带来的高强度化的情况下，含有15%wt以下的Co也是有效的。
对于P (磷)和S (硫)没有特别规定，P或S使晶界强度降低，因此是要极力除去的元素，分别优选为0.03%wt以下。
应予说明，对于上述以外的元素，在不降低本发明的效果的范围内，允许含有各种元素。
有报道称，若制造具有颗粒分散型纤维状晶粒组织的钢材，与以往钢相比，抗拉强度即使在1500 MPa以上，其延性、延迟断裂特性、特别是耐冲击性仍得到显著改善(参照专利文献4、非专利文献4)。
本发明中，如下可以制造具有这种颗粒分散型纤维状晶粒组织的螺栓。
在螺栓成型前进行调质处理，将其在350℃以上、且钢的Ac1点的20℃以下的温度范围，通过断面收缩率30%以上的温加工，在长度方向上进行纤维化。然后在可镦锻的温度区域成型螺头部。螺柱部是在不使纤维状组织消失的状态下在比螺头部低的温度区域通过螺纹滚轧来成型的。由此，可以大幅提高螺柱部的延性、延迟断裂性、韧性。结果可以实现高强度且难以断裂的高强度螺栓。
这里，温度区域是350℃以上、且Ac1点+20℃以下的温度范围。但是在螺头部镦锻加工中，高速地施加了塑性变形，因此即使加工前温度在上述温度范围，由于发热也可能超过上述温度范围。但是这是瞬间的，因此不会使金属组织变得粗大。
为了确实地获得螺栓成型前的材料的颗粒分散型纤维状组织，不仅对制造条件，对于钢的化学组成也必须予以注意。
本发明中，使用具有各种成分的钢，对压延和螺栓制造条件不同所带来的不同效果进行观察，结果可知，为了获得特别良好的韧性，理想的是C量低于0.7%wt、优选0.6%wt以下、更优选0.5%wt以下。为了提高淬透性或抗回火软化性、实现高强度化，优选含有Si为3%wt以下、Mn为3%wt以下、Cr为3%wt以下、Al为0.5%wt以下、O为0.3%wt以下、N为0.3%wt以下、Mo为5.0%wt以下、Ni为10%wt以下、Cu为2.0%wt以下、Nb为1.0%wt以下。
以下根据实施例进一步详述本发明，但本发明并不受这些实施例的限定。
实施例
表1表示螺栓材料中使用的钢成分。A材料具有专利文献2涉及的延迟断裂特性优异的钢材成分，B材料相当于JIS-SCM440钢。作为调质处理材料，准备截面积约2 cm2的棒材。A材料、B材料各自由950℃、920℃起始进行淬火处理，然后在500℃、400℃下实施1小时的回火处理。另一方面，对于颗粒分散型纤维状组织材料，首先准备截面积为9 cm2的方形材，将A材料、B材料各自由950℃、920℃起始实施淬火处理，得到大致接近100%体积的马氏体单一组织。应予说明，淬火组织中的旧奥氏体粒径约为50 μm。接着，对A材料、B材料在500℃、400℃下各自实施1小时的回火处理，然后使用槽纹压延辊使断面收缩至截面积为2 cm2，制成棒材。表2示出A材料和B材料的颗粒分散型纤维状组织材料(分别为AF和BF)、A材料和B材料的调质材料(AQ和BQ)的机械特性。特别是通过使材料的金属组织为颗粒分散型纤维状组织，即使抗拉强度为1500 MPa以上，夏氏V型缺口冲击吸收能量(JIS Z 2242)仍显示为100 J以上的足够高的值。
[表1]
Figure 695065DEST_PATH_IMAGE001
[表2]
Figure 612205DEST_PATH_IMAGE002
在螺栓的制作中，首先对所得棒材按照表3所示的温度加热钢材的端部，成型为螺头部。接着，在不损害材料的特性的前提下，将螺栓分别加热至上述回火温度，通过滚轧制作螺柱部，制成JIS-M12的螺纹规格的螺栓。所得螺栓特性如表3所示。螺栓的硬度是将螺栓沿长轴切断，然后通过抛光对切面进行镜面加工，对于得到的试样断面，按照JIS Z 2244中规定的试验方法，使用维氏硬度试验机，以载荷1 kg、保持时间15 s进行测定。螺栓产品的抗拉特性按照JIS B 1186，通过使用楔形(楔形角度4°)的拉伸试验进行评价。
应予说明，表3的SNo.1、4、5、7、9-13、16是本发明的实施例，其它是比较例。
断裂部位记载为“螺柱部”的样品表示在螺柱部发生断裂的样品，断裂部位记载为“圆柱部”的样品表示在头下圆柱部发生断裂的样品。
[表3]
通过上述温加工工艺，用冷锻造性有问题的A材料也可以制作JIS规格的六角螺头部形状的螺栓。所得螺栓的螺柱部具有Hv420以上的高硬度，与此相对，头下圆柱部则是Hv280-400的难以延迟断裂的硬度(相当于抗拉强度880-1250 MPa)。K值在0.8以上则JIS螺栓在螺柱部发生断裂，与此相对，低于0.8则在头下圆柱部发生断裂。在头下圆柱部断裂时，抗拉强度比螺柱部断裂低，无法满足螺栓的强度特性。即，通过对材料进行温加工成型，可使K值为0.8以上，可得到目标螺栓。
产业实用性
本发明提供了抗拉强度为1200 MPa以上的高强度螺栓，其延性、延迟断裂特性优异，并且具有前所未有的优异的耐冲击性。

Claims (3)

1.高强度螺栓，其是抗拉强度为1.2 GPa以上、具有螺柱部和头下圆柱部的高强度螺栓，其特征在于，下述(式1)的K为0.8以上，且Ho<Hs，
(式1)
(Ao×Ho)/(As×Hs)=K
Ao：直径比螺柱部大的头下圆柱部的有效截面积
Ho：上述Ao测定部分的硬度
As：螺柱部的有效截面积
Hs：螺柱部的硬度。
2.权利要求1所述的高强度螺栓，其特征在于，含有：C低于0.7%wt、Si为3%wt以下、Mn为3%wt以下、Cr为3%wt以下、Al为0.5%wt以下、O为0.3%wt以下、N为0.3%wt以下、Mo为5.0%wt以下、Ni为10%wt以下、Cu为2.0%wt以下、Nb为1.0%wt以下，剩余部分实质上由Fe和不可避免的杂质构成。
3.权利要求1或2所述的高强度螺栓，其特征在于，具有颗粒分散型纤维状组织。
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