CN112969808B - 螺栓用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种将螺栓的头部成型时的冷锻中的变形阻力低，产品成品率优异，且能够在没有调整强度偏差的热处理的情况下制造的非调质钢。具有如下的成分组成和微观组织：在满足0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5≤0.60和N≤0.519Al+0.292Ti的范围含有C：0.18～0.24％、Si：0.10～0.22％、Mn：0.60～1.00％、Al：0.010～0.050％、Cr：0.65～0.95％、Ti：0.010～0.050％、B：0.0015～0.0050％、N：0.0050～0.0100％、P：0.025％以下(包含0)、S：0.025％以下(包含0)、Cu：0.20％以下(包含0)和Ni：0.30％以下(包含0)，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述微观组织中，贝氏体以面积率计为95％以上；该微观组织中的原奥氏体晶粒的粒度编号为6以上，所述钢的强度偏差为100MPa以内。

Description

螺栓用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种供于螺栓、螺丝等作为紧固机构的紧固部件、特别是JIS B1051规定的强度等级为8.8以上的螺栓的钢，可以省略这些部件的制造工序中的退火、球状化退火、淬火和回火等的所谓非调质的螺栓用钢。这里，将供于所有紧固部件的钢统称为螺栓用钢。

背景技术

近年来，随着对环境破坏的担忧的增大和石油资源的价格上涨，对螺栓、螺丝等紧固部件要求制造中的热处理工序的简化、省略化。

作为规定螺栓的化学组成、强度的标准的JIS B1051中的强度等级8.8以上的螺栓用钢需要将坯材高强度化。这样的坯材的冷加工性变差，因此，需要在拉丝、头部成型之类的冷锻前实施退火以使坯材软化。从省略这样的工序的观点考虑，在专利文献1中提出了冷加工性优异的高强度螺丝用钢。如果使用该专利文献1中记载的钢，则能够省略软化退火工序，但要求进一步省略制造工序。

另外，比JIS的上述规定更深入地，与软化退火工序一起省略了淬火、回火工序的螺栓用的所谓非调质钢正部分被实用化。例如，在专利文献2中提出了韧性优异的非调质螺栓用钢。专利文献2中提出的螺栓用钢将组织制成微细的铁素体·珠光体而实现了韧性(延展性)的提高。然而，要求通过进一步改善韧性(延展性)来提高拉丝加工性、特别是螺栓头部成型时的冷加工性，但这样的钢实际上尚未普及。

与此相对，在专利文献3记载的技术中，通过在热轧后实施控制冷却而将组织贝氏体化，从而实现了韧性(延展性)的提高。然而，存在在用于热轧的预加热时奥氏体晶粒粗大化，即使达到冷加工的阶段，也会从粗大化的晶粒的晶界产生裂纹，成品率变差的问题。

进而，在专利文献4提出了焊接螺栓用的非调质钢。如果使用具有该专利文献4中规定的组织的钢，则能够将拉丝中的变形阻力抑制得较低。在螺栓的制造工序中，当然需要拉丝时的加工性，并进一步需要螺栓头部的基于冷锻的成型时的加工性，因此，对专利文献4中记载的钢也要求提高这种加工性。

进而，在专利文献5中提出了高强度非调质螺栓用线材的制法。如果通过该专利文献5中规定的制法进行制造，则能够得到高强度且显示优异的加工性的线材。但是，该专利文献5中提出的技术需要一旦完成线材轧制，将线材冷却至室温附近后，在500～700℃进行用于强度均质化的退火。这样，退火处理是不可或缺的，无法省略该工序，省略淬火、回火处理的优点减弱，因而不优选。

此外，在专利文献6中提出了强度和延展性优异的高强度螺栓用线材及其制造法。如果使用该专利文献6中规定的钢，则通过10～30％的加工率的冷拉丝，能够得到具有按螺栓的强度等级划分相当于10T级以上的拉伸强度为980N/mm²以上的强度的钢线。但是，现状是在大多数螺栓制造商所具有的设备中，难以使用具有10T级(10.9级)以上的强度的钢非调质地制造螺栓。因此，要求提供一种适于强度等级比10T级低的8.8级的非调质的螺栓用钢线。这是因为一般坯材的强度越低，加工性越好。然而，例如在铁素体+珠光体组织中，铁素体部与珠光体部的硬度差大，因此，在其界面容易产生龟裂，虽然加工负荷低即可解决，但容易产生裂纹。这在使珠光体部为贝氏体部时也同样。即，在强度等级8.8级的非调质螺栓用的线材的情况下，与10T用相比，将线材的强度抑制得较低的同时维持贝氏体单相很难，即使利用贝氏体，强度也低，因此反而在强度偏差、螺栓加工时的裂纹性方面存在困难，比10T用的线材的制造更困难。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2006－274373号公报

专利文献2：日本特开昭61－284554号公报

专利文献3：日本特开平2－166229号公报

专利文献4：日本特开2015－190002号公报

专利文献5：日本特开平9－291312号公报

专利文献6：日本特开平10－280036号公报

发明内容

本发明的目的在于即使不实施调质处理、即为非调质，例如将螺栓的头部成型时的冷锻中的变形阻力也低，且产品成品率优异的螺栓用钢及其制造方法。

本发明人等为了解决供于螺栓的制造的螺栓用钢的上述课题而反复进行了深入研究，结果得出以下见解。

(1)为了抑制冷锻时的原奥氏体晶界裂纹，最有效的是原奥氏体晶粒的微细化。

(2)为了降低螺栓头部成型时的冷锻的变形阻力，期望得到更大的包申格效应。

(3)与铁素体·珠光体组织相比，贝氏体组织得到更大的包申格效应。

(4)原奥氏体晶粒越微细，包申格效应越大。另外，原奥氏体晶粒越微细，经过拉丝加工的钢线的临界压缩率越高。

(5)贝氏体组织在热轧的状态下为高强度，因此，用于得到目标强度的钢线的拉丝工序中的加工率低即可，且拉丝后也可得到良好的断面收缩率。

(6)除非作为主要组织的贝氏体中混入其它组织，否则线材的强度的偏差就会变大。相反，如果混入铁素体、马氏体，则变大。其混入的程度如果小于5％，则不会成为问题。

本发明是从组织和化学组成的观点出发对得到上述见解的钢的要素加以研究而得到的。即，发明人等首先对螺栓的头部成型时的冷锻的加工性进行了铁素体·珠光体组织与贝氏体组织的比较。其结果，发现贝氏体组织可得到更大的包申格效应，因此贝氏体组织优异。其机理如下。

首先，包申格效应如下现象：对赋予了塑性变形作为一次预变形的金属材料施加与预变形相反方向的应力时，此时的变形应力与再次在同一方向施加应力的相比，大幅降低。在螺栓的制造工序中，在拉丝后将头部成型时，可得到该包申格效应。具体而言，通过施加拉伸的应力的拉丝加工，坯材加工硬化，拉伸强度提高，与此相对，也存在压缩加工即头部成型时的变形阻力有达到一定程度的拉丝之前不增加，反而降低的情况。这样的包申格效应可通过在塑性变形中在钢中生长的位错彼此的堆积而得到。通过塑性变形而生长的位错在晶界附近堆积，不能移动。该位错的堆积仅通过除去用于塑性变形的负荷时几乎无法消除，而保持原样。这是加工硬化的机理，所堆积的位错的量越大，加工硬化量越大。但是，该堆积在再次施加与其所需的应力相同方向的应力时，会在先前的堆积进一步堆积位错，因此发生加工硬化。相反，如果施加相反方向的应力，则逆应力具有消除该堆积的效果，因此，即使应力没有超过必要应力以上，变形也会进行。这是包申格效应。为了得到更大的包申格效应，需要(i)位错生长源存在于钢中、且(ii)存在位错堆积的晶界。

首先，是针对上述(i)的铁素体·珠光体与贝氏体的比较，铁素体·珠光体的位错源是珠光体与铁素体的边界，即晶界本身，与此相对，在贝氏体的情况下，渗碳体可成为位错源，因此，在位错源的数量方面，贝氏体优异。接着，是针对上述(ii)的比较，在铁素体和珠光体中，晶粒的硬度有很大差异，因此，位错仅在铁素体晶粒内生长，结果位错仅堆积在晶界的铁素体侧。与此相对，在贝氏体中，相同的贝氏体晶粒彼此夹持一个晶界而相接，没有大的硬度差异，因此，从渗碳体产生的位错可以堆积在一个晶界的两侧。因此，贝氏体中存在能够堆积铁素体·珠光体的2倍面积的位错的晶界。因此，从上述(ii)的观点考虑，贝氏体更有利。

但是，虽然是堆积的晶界，在铁素体·珠光体组织的情况下，是能够利用光学显微镜观察清楚地观察到的铁素体与珠光体相接的晶界。另一方面，在贝氏体的情况下，难以利用光学显微镜清楚地识别晶界。因此，对具有通过各种热处理改变了原奥氏体晶界的粒径的贝氏体组织的钢进行了可得到包申格效应的量的调査，结果发现原奥氏体粒径越微细，包申格效应越大。因此，得出如下结论：在贝氏体中，位错堆积的晶界为原奥氏体晶界。无论是铁素体·珠光体还是贝氏体，在热处理的冷却时得到的组织均比奥氏体微细。为了基于该微细化得到包申格效应，得到比原奥氏体晶粒微细的铁素体晶粒的铁素体·珠光体更有利。但是，上述的(i)和(ii)的效果总是超过基于微细化的效果，因此，结果贝氏体可得到大的包申格效应。

接着，关于强度，对化学组成大致同而组织不同的钢进行比较，与铁素体·珠光体组织的钢相比，贝氏体组织的钢的强度更高。在非调质螺栓的情况下，在热轧后直接进行拉丝，拉丝后的钢线的强度直接成为螺栓的强度。即，在热轧后的钢的强度加上由拉丝的加工硬化所带来的强度增加量而得的强度成为螺栓的强度。当然，坯材强度高时，能够以低的拉丝加工率得到目标强度，从该方面出发，在热轧的状态下成为高强度的钢的贝氏体组织有利。另外，贝氏体组织即使在拉丝后也能够维持良好的断面收缩率。这是因为如果成为铁素体组织混合存在、具体而言铁素体分数为5％以上的组织，则因拉丝所致的应变集中在铁素体晶粒中，结果铁素体晶粒的晶界脆化，断面收缩率变差。从该观点考虑，铁素体组织分数尽可能低时有利。

另外，从抑制螺栓的头部成型时的裂纹的观点考虑，贝氏体组织有利。即，在铁素体·珠光体组织中，成型时的塑性应变集中在比珠光体更软的铁素体晶粒内，结果在铁素体与珠光体的晶界容易产生作为裂纹的起点的微龟裂。与此相对，贝氏体与铁素体·珠光体组织相比，整体为硬度均质的组织，因此，在贝氏体晶界面不易产生微龟裂。此外，即使是相同的贝氏体组织，原奥氏体粒径越微细，越不易产生裂纹。这是因为如果钢为奥氏体组织，则在铸造、热轧后的冷却中，P、S等晶界脆化元素向奥氏体晶界偏析是不可避免的。偏析于奥氏体晶界的P和S即使其后的组织相变为贝氏体也会以偏析于原奥氏体晶界的状态残留。如果将原奥氏体晶界微细化，则随着原奥氏体晶界面积的增加而单位晶界面积的P和S的浓度降低，因此，原奥氏体晶界不易产生裂纹。应予说明，该效果可以通过对改变了原奥氏体粒径的各种材料测定螺栓头部成型前的临界压缩率进行评价。

但是，实际上，迄今为止难以通过热轧制造具有以拉丝后的钢线的拉伸强度计实现螺栓的强度等级8.8左右的贝氏体单相组织的线材。这是因为贝氏体是位于铁素体+珠光体与马氏体的中间的组织，因此，无论强度过高或是相反强度过低，都混入不是贝氏体的组织、即马氏体、铁素体，难以抑制强度的偏差。为了抑制强度偏差，钢的化学成分和热轧后的线材的冷却速度的严格的管理是不可或缺的。

通过得到以上的见解，完成了本发明。即，本发明的主旨构成如下。

1.一种螺栓用钢，具有如下的成分组成和微观组织：

所述成分组成以质量％计在满足下述式(1)和式(2)的范围的条件下含有C：0.18～0.24％、Si：0.10～0.22％、Mn：0.60～1.00％、Al：0.010～0.050％、Cr：0.65～0.95％、Ti：0.010～0.050％、B：0.0015～0.0050％、N：0.0050～0.0100％、P：0.025％(包含0)、S：0.025％(包含0)、Cu：0.20％(包含0)和Ni：0.30％(包含0)，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述微观组织中，贝氏体以面积率计为95％以上；该微观组织中的原奥氏体晶粒的粒度编号为6以上，所述螺栓用钢的强度偏差为100MPa以内。

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5≤0.60····(1)

N≤0.519Al+0.292Ti····(2)

这里，C、Si、Mn、Ni、Cr、N、Al和Ti是各元素的含量(质量％)

2.根据上述1所述的螺栓用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Nb：0.050％以下。

3.根据上述1或2所述的螺栓用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Mo：0.70％以下，并且满足下述式(3)代替所述式(1)。

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4≤0.60····(3)

这里，C、Si、Mn、Ni、Cr和Mo是各元素的含量(质量％)

4.一种螺栓用钢的制造方法，对具有上述1、2或3所述的成分组成的钢坯实施热轧，在800～950℃的温度范围结束该热轧，其后以2℃/s～12℃/s的冷却速度从热轧结束温度冷却至500℃。

根据本发明，能够提供即使是非调质，将螺栓的头部成型时的冷锻中的变形阻力也低，因而能够抑制该头部成型时的裂纹的产生的产品成品率高的螺栓用钢。特别是能够提供适合作为JIS B1051中规定的强度等级为8.8左右、即、强度水平为800～1000MPa的非调质螺栓的坯材的螺栓用钢。

具体实施方式

以下，对本发明的非调质螺栓用钢具体地进行说明。首先，对成分组成的各元素量的限定理由进行说明。应予说明，成分组成中的“％”表示只要没有特别说明，就是指“质量％”。另外，组织的比例只要没有特别说明，就是面积分数。

C：0.18～0.24％

C(碳)是在钢中固溶或形成碳化物而提高钢的强度的有益的元素。另外，C在钢形成贝氏体组织时成为渗碳体，也成为位错产生源。另外，C也是显著提高钢的淬透性的元素。为了得到以上的效果，C需要以0.18％以上、优选0.20％以上含有。另一方面，C是提高钢的淬透性的元素，如果含有超过0.24％，则会将钢的淬透性提高到发生马氏体相变而并非贝氏体相变，成为不适合非调质螺栓的钢。即，如果钢成为马氏体组织，则位错密度过高，因此，位错的移动得到抑制，堆积的余地变小，结果不仅得不到充分的包申格效应，而且拉丝后的钢线的断面收缩率显著降低，不适合于螺栓用钢。因此，C的上限为0.24％，优选为0.22％以下。

Si：0.10～0.22％、

Si(硅)是固溶于铁，提高钢的强度的重要的元素，但另一方面是具有显著增加变形阻力的效果的元素。此外，Si是调整钢的淬透性，通过适量的添加而具有扩大得到贝氏体的冷却速度的范围的效果的有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.10％以上，更优选含有0.13％以上。另一方面，是如果超过必要地添加会促进加工硬化的元素，拉丝后的变形阻力变得过大而抵消贝氏体的包申格效应。因此，Si量的上限为0.22％。更优选为0.20％以下。

Mn：0.60～1.00％

Mn(锰)是促进钢的冷却中的贝氏体形成的元素，为了得到该效果，需要以0.60％以上、优选0.65％以上、更优选0.70％以上含有。另一方面，Mn具有提高钢的淬透性的效果，如果过量地含有，则会提高钢的淬透性足以发生马氏体相变，钢成为不适合于非调质螺栓的钢。因此，使Mn含量的上限为1.00％。优选为0.95％以下，更优选为0.90％以下。

Al：0.010～0.050％

Al(铝)是在约1000℃以下与N(氮)结合并以AlN(氮化铝)的形式析出，抑制用于热轧的加热时的奥氏体晶粒的粗大化。另外，Al还具有将钢脱氧的效果。即，如果钢中的氧与C结合而产生气体，则钢中的C量减少而得不到期望的淬透性，因此，需要利用Al进行脱氧。为了得到这些效果，需要含有0.010％以上。更优选为0.020％以上。另一方面，如果Al过量存在，则会在铸造时与大气中的氧结合而以导致喷嘴堵塞的氧化物的形式大量结晶出来，因此，使Al含量的上限为0.050％。优选为0.040％以下。

Cr：0.65～0.95％

Cr(铬)为具有提高钢的淬透性，促进贝氏体相变的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.65％以上。另一方面，如果超过0.95％地过量含有，则会将钢的淬透性提高到足以发生马氏体相变，成为不适合于非调质螺栓的钢，因此，使其上限为0.95％。更优选0.70％～0.90％。

Ti：0.010～0.050％

Ti(钛)是与N(氮)结合而以氮化物的形式析出的元素，是补充Al的上述作用的元素，因此，使含量为0.010％以上。另一方面，如果超过0.050％，则Ti与Al同样也是在铸造时与大气中的氧结合，以导致喷嘴堵塞等的氧化物的形式大量结晶出来的元素，因此，使0.050％为含量的上限。优选为0.015～0.045％。

B：0.0015～0.0050％

B(硼)是提高钢的淬透性，促进贝氏体相变的元素。为了得到该效果，需要含有0.0015％以上。另一方面，如果含量超过0.0050％，则淬透性变得过高，无法避免钢的马氏体组织化，因此，使其上限为0.0050％。优选为0.0018％～0.0040％。

N：0.0050～0.0100％

N(氮)与Al结合而以AlN的形式析出，抑制用于热轧的加热时的奥氏体晶粒的粗大化。为了得到该效果，使N的含量为0.0050％以上。优选为0.0055％以上。另一方面，如果N在钢中过量地存在，则在热轧后也成为固溶氮而将位错固定，结果降低包申格效应。因此，使N量的上限为0.0100％。优选为0.0090％以下。

N如上以固溶氮的形式存在于钢中时，即使为微量也具有降低包申格效应的效果，因此，需要可靠地使其以析出物的形式析出直到热轧结束。因此，需要使N含量为上述的范围内，进一步使与N形成析出物的Al和Ti的含量的合计以摩尔数计比N含量多。因此，需要满足以下的式(2)。

N≤0.519Al+0.292Ti····(2)

这里，N、Al和Ti是各元素的含量(质量％)

这里，含有上述元素的成分组成的剩余部分具有Fe和不可避免的杂质。优选剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。对于作为该不可避免的杂质检测到的化学成分，需要将P(磷)、S(硫)、Cu(铜)、Ni(镍)抑制在以下的范围。

P：0.025％以下(包含0)

S：0.025％以下(包含0)

P和S是来自原料的杂质，虽然努力通过钢的精炼工序来减少，但工业上完全为零是不现实的。P和S均具有使钢变脆的作用，但如果均能够抑制为0.025％以下，则在螺栓的实际使用上无害。

Cu：0.20％以下(包含0)

Ni：0.30％以下(包含0)

Cu和Ni是报废原材料时不可避免地含有的杂质。Cu在钢中含有超过0.20％时，在热轧时，钢表面的晶界脆化，导致表面缺陷，因此，优选抑制为0.20％以下。另一方面，Ni为提高钢的淬透性的元素，因此，需要将其浓度抑制为0.30％以下，避免成为马氏体组织。应予说明，上述以外的不可避免的杂质元素如果抑制为成分分析仪的分析能力下限以下的量，则视为未添加。

此外，在上述的成分组成中，需要满足下述式(1)。

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5≤0.60····(1)

这里，C、Si、Mn、Ni和Cr是各元素的含量(质量％)

即，为了得到充分的包申格效应，需要尽可能使组织为贝氏体单相组织，且抑制铁素体组织。这是因为如果存在铁素体组织，则位错的堆积集中在铁素体晶粒中。因此，规定用于兼具上述2点的成分平衡的公式即上述式(1)必须为0.45以上。上述式(1)优选为0.47以上，更优选为0.49以上，最优选为0.50以上。应予说明，不含有Ni时，式(1)中的Ni量的值为0。

另外，上述式(1)不仅从包申格效应的观点考虑是有用的，从强度偏差的观点考虑也是有用的。即，如果上述式(1)为下限值以上，则组织大致成为贝氏体单相，能够避免因在组织中混入铁素体而在线材的一部分形成强度过低的部分。与此相反，如果在贝氏体单相组织中混入马氏体，则可能形成强度过高的部分。为了避免这种情况，规定成分平衡的上述式(1)必须为0.60以下。上述式(1)中的上限值优选为0.59以下，更优选为0.58以下，最优选为0.57以下。

在上述的成分组成中，可以根据需要进一步添加Nb来确保淬透性。

Nb：0.050％以下

Nb(铌)是与氮结合而以氮化物的形式析出的元素，是补充Al的作用的元素。即，为了添加Nb来确保淬透性，优选以0.005％以上添加。另一方面，如果添加Nb超过0.050％，则氮化物优先在钢的晶界析出而使晶界的强度降低，成为晶界裂纹的原因，会在铸造后残留表面裂纹。因此，Nb含量为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

在上述的成分组成中，可以根据需要进一步添加Mo。

Mo：0.70％以下

Mo(钼)是抑制加热中P、S等晶界脆化元素偏析于奥氏体晶界，减轻在将位错堆积于原奥氏体晶界时产生晶界裂纹的风险的元素。因此，Mo优选以0.05％以上添加。另一方面，Mo还具有提高钢的淬透性的效果，如果过量添加，则钢的组织成为马氏体而不是贝氏体，因此，优选使Mo含量的上限为0.70％。更优选为0.60％以下。

应予说明，添加Mo时，出于与满足上述式(1)的必要性同样的理由，满足上述式(3)。

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4≤0.60····(3)

这里，C、Si、Mn、Ni、Cr和Mo是各元素的含量(质量％)

接着，重要的是螺栓用钢的组织是贝氏体为95％以上的微观组织，该微观组织中的原奥氏体晶粒的粒度编号为6以上。

贝氏体：95％以上

为了在拉丝后的螺栓头部成型中得到充分的包申格效应，如上所述，需要组织尽可能为贝氏体。另外，从抑制强度偏差的观点考虑，组织也优选更接近贝氏体单相。从以上的观点考虑，使至少95％以上为贝氏体。优选为97.5％以上，更优选为99％以上。当然，也可以为100％。

应予说明，贝氏体和铁素体的组织分数均是指组织观察实施面的面积率。

原奥氏体晶粒的粒度编号：6以上

原奥氏体的晶界是使组织为贝氏体时位错堆积的场所，因此，如果不确保以JISG0551中规定的粒度编号计为6以上的粒度，则位错不会充分堆积，结果得不到充分的包申格效应。优选为7以上。

强度偏差：100MPa以内

非调质螺栓用钢与调质螺栓用钢不同，基于拉丝的加工硬化后的强度直接成为螺栓的强度，因此，线材的强度偏差直接关系到作为最终产品的螺栓的强度的偏差。另外，如果线材的强度的偏差大，则显著影响线材以后的制造过程、即拉丝、螺栓头部成型时的产品和制造设备的不良情况发生率。考虑到这些情况，在实际的螺栓的制造现场中，强度的偏差优选为100MPa以内，更优选为80MPa以内。

这里，如上所述，非调质螺栓用钢作为线材供于螺栓的制造是通例，因此，非调质螺栓用钢的强度偏差是线材的强度偏差。而且，线材的强度偏差是指线材1个环内的强度的偏差。在像钢的线材那样卷绕成卷状的包装产品的情况下，在使线材为卷状的搬运过程中，多使用铺设头等将线材以轴心相互在搬运方向错开的方式堆叠多个环，使卷为伸展的状态进行冷却。此时，根据环相互重叠的情况，产生冷却速度速的部分和慢的部分，在相同的环内产生冷却不均。这导致环内的强度偏差，通例是将该环内的强度偏差看作卷整体的强度偏差。实际上，在卷的出厂检查时，从钢轧制后的卷的两端部切去几个环～十几环作为非恒定部后，从得到的恒定部端部适当采取拉伸试验片，对强度偏差进行调査。

接着，对螺栓用钢的制造方法进行线束。

重要的是将具有上述的成分组成的钢坯在800～950℃的温度范围结束热轧，其后以2℃/s～12℃/s的冷却速度从热轧结束温度冷却至500℃。

此外，为了最大限度地得到包申格效应，必须在钢的热轧后的冷却中抑制铁素体的析出的同时发生贝氏体相变。如果热轧的结束温度超过950℃，则工业上难以确保到500℃为止的冷却速度为2℃/s以上，导致铁素体析出。即使能够抑制铁素体的析出，但奥氏体粒粗大化，最终得到的微观组织中的原奥氏体晶粒成为粒度编号小于6的直径。热轧的结束温度更优选为925℃以下。

另一方面，如果热轧的结束温度小于800℃，则导入到热轧中的位错的恢复和再结晶被抑制，以位错为析出核而析出铁素体。因此，热轧的结束温度为800℃以上。更优选为825℃以上。

另外，为了使具有上述的式(1)或式(3)的成分平衡的钢中发生贝氏体相变，需要在热轧后以2℃/s以上的冷却速度进行冷却。优选为3℃/s以上，更优选为4℃/s以上，最优选为5℃/s以上。另一方面，如果冷却速度过快超过12℃/s，则成为马氏体组织，因此为12℃/s以下。优选为11℃/s以下，更优选为10℃/s以下。

上述的热轧后的螺栓用钢一般制作为卷状的线材，线材的截面形状的圆度低，并且表面被热轧后的冷却时所形成的氧化被膜覆盖，因此，不宜直接供于螺栓。因此，通过酸洗除去上述的线材的氧化被膜后，通过拉丝加工制成圆度高的螺栓用钢线。通过该拉丝加工得到的钢线优选临界压缩率为40％以上。这里，临界压缩率是指通过日本塑性加工学会冷锻分科会制定的冷镦粗试验(杂志塑性和加工1981年第22卷第22卷第241号139页著者：冷锻分科会材料研究班)求出的极限镦粗率。

实施例1

以下，基于实施例对本发明进行说明，但本发明并不限定于以下的实施例。应予说明，P、S、Cu、Ni是来自原料的成分。P、S是难以完全除去的杂质，在原材料使用废钢的情况下，Cu、Ni以与将铁矿石作为原材料进行制造的情况相比高于一个数量级的浓度浓缩在钢中，因此这些成分也根据其实际情况有意地添加于供试钢。

将表1所示的成分的钢用真空熔解炉熔炼，制造50kg钢锭。此时，钢No.52和56的钢分别在铸造时析出大量的Si氧化物、Al氧化物或者Ti氧化物，热轧性降低，结果钢锭产生大量的裂纹，无法供于其后的轧制，因此放弃了研究。

将这样得到的钢加热到1050℃以上，实施热轧，由此拉伸成16.0mmφ的线材。此时的热轧结束温度为表2中记载的温度。接着，将热轧后的线材以表2所示的各种冷却速度进行冷却，形成表2所示的组织。由这样得到的线材加工用于测定变形阻力的圆柱状试验片。圆柱状试验片为10mmφ×15mm的圆柱状试验片。变形阻力测定方法为由小坂田等基于上述的冷镦粗试验方法于1981年在Ann.CIRP提出的方法。将通过这样的方法的压缩试验得到的应力－应变曲线中的应变为0.50时的应力作为变形阻力。压缩试验时的压缩速度为5mm/min。

另外，对热轧后的线材调查强度偏差。供试材为如上热轧后的线材卷。从得到的线材卷的端部切去10个环作为非恒定部后，从得到的恒定部端部切出3m长度，将3m长度的线材进一步分割成12份，分别作为JIS Z2241中规定的2号试验片，调查拉伸强度。这里，对于采用3m的理由，由于调査时的线材卷的内径为1m，因此，认为乘以圆周率而得的约3m相当于一个环，将3m长度的线材分割成12份。拉伸试验的速度为10mm/min。线材的强度为拉伸试验时的到达最高应力，强度偏差为12根中显示最高的到达最高应力的试验片与最低的试验片之间的差。

此外，将上述的热轧后的线材通过冷拉丝而拉丝成12.7mmφ、或者一部分拉丝成14.7mmφ(表2中的样品No.79)、10.4mmφ(样品No.80)的钢线。将该拉丝后的钢线以与上述相同的方式加工成用于测定变形阻力的试验片和拉伸试验片。用于求出变形阻力的试验片和试验方法与上述同样。拉伸试验片为JIS Z2241中规定的2号试验片。拉伸速度为10mm/min。钢线的强度为拉伸试验时的到达最高应力，断面收缩率通过将拉伸后的试验片的断裂部的直径与拉伸前的试验片的直径进行比较而求出。

另外，由拉丝后的钢线还加工成用于测定临界压缩率的带槽的圆柱状试验片。临界压缩率测定用试验片是在10mmφ×15mm的圆柱状试验片的周面的任意位置加工出向轴向延伸的1个槽(开口角度30°±5°、深度0.8mm±0.05mm、槽底的半径0.15mm±0.05mm)的试验片。临界压缩率的试验方法也是日本塑性加工学会中的冷锻分科会制定的方法。用于测定临界压缩率的压缩试验的压缩速度也为5mm/min。顺便一提，在一般的螺栓的实际制造中，认为如果钢线的临界压缩率为40％以上，则螺栓头部成型时的裂纹产生率降低，因此工序能力提高，产品的抽检效率提高，进而能够降低有缺陷产品的流出风险。

将这些试验的结果一并记载于表2。

应予说明，在样品No.57和63的比较例中，分别超出本专利中规定的量地大量含有Nb和Cu，因此，在热轧后的线材中频繁发生表面缺陷，实际上无法进行拉丝，因此，无法进行其后的研究，因此，将包含原奥氏体晶粒度的各项目都显示为空白栏。

应予说明，对于包申格效应的评价，拉丝后的钢线的变形阻力为热轧后的线材的变形阻力乘以1.05而得的值以下的情况可得到充分的包申格效应，将其设为良(○)，将超出该数量的情况设为不良(×)。关于强度，如果经过上述工序的钢线中得到强度等级8.8以上的螺栓所要求的800MPa以上的强度，则为合格，小于800MPa的情况为不合格。另外，关于断面收缩率，也是如果可得到强度等级8.8以上的螺栓所要求的52％以上的断面收缩率，则为合格，如果为以下，则为不合格。

[表1-1]

[表1-2]

[表2-1]

[表2-2]

表1和2中，样品No.1～45的钢成分为满足本发明的发明例。

样品No.46的比较例中，B小于本发明的范围，得不到充分的淬透性，贝氏体组织的分数小于本发明的范围，取而代之铁素体的分数变多，因此，混入低强度的部分，强度偏差超过100MPa。另外，包申格效应和临界压缩率不充分。

另一方面，样品No.47是合金的成分范围为本专利的规定范围内但由式(1)计算的值小于0.45，因此贝氏体组织中混入了铁素体，结果强度偏差变大且得不到充分的包申格效应的比较例。应予说明，在该比较钢中，由于铁素体分数高，因此，断面收缩率为合格区域。

样品No.48、50、55、58、59和64的比较例中，组织为马氏体单相，因此，不仅得不到充分的包申格效应，而且断面收缩率也为52％以下，成为不适于螺栓的钢。

样品No.49是Mn小于本发明的范围、贝氏体组织的分数小于本发明的范围，因此强度偏差变大、得不到充分的包申格效应、临界压缩率变低的比较例。应予说明，在该比较钢中，铁素体分数高，因此，断面收缩率为合格区域。

样品No.51的比较例中，Al量为发明范围外且不满足上述的式(2)，因此，原奥氏体晶粒粗大化，得不到充分的包申格效应。

样品No.53的比较例中，N量超过发明范围的上限，因此，因应变时效而得不到充分的包申格效应。

样品No.54的比较例中，各合金成分的含量为发明范围内但Al和Ti的浓度不满足上述的式(2)，因此，在热轧之前的钢的加热中，原奥氏体晶粒粗大化，得不到充分的包申格效应。

样品No.60是C小于本发明的范围、贝氏体组织的分数小于本发明的范围，因此，强度偏差变大、得不到充分的包申格效应、临界压缩率变低的比较例。应予说明，在该样品No.60中，由于铁素体分数高，因此，断面收缩率为合格区域。

样品No.61的比较例中，由于P超过0.025％，因此，钢脆化，拉丝成钢线后，得不到充分的临界压缩率。

样品No.62的比较例中，由于S超过0.025％，因此，钢脆化，拉丝成钢线后，得不到充分的临界压缩率。

样品No.65的比较例未充分添加Ti，结果钢的韧性降低，得不到充分的断面收缩率和临界压缩率。

样品No.66的比较例中，由于Al量少，钢中的氧与碳结合，因此，得不到充分的淬透性，得不到充分的贝氏体，因此，得不到充分的包申格效应和临界压缩率。

样品No.67是Cr小于本发明的范围，因此，得不到充分的贝氏体组织，结果得不到充分的包申格效应，临界压缩率变低的比较例。应予说明，在该比较钢中，由于铁素体分数高，断面收缩率为合格区域。

样品No.68是各合金成分的含量在发明范围内但由式(1)计算的值小于0.45，因此，在贝氏体组织中混入了铁素体，结果强度偏差变大，且得不到充分的包申格效应，强度不合格的比较例。应予说明，在该比较钢中，由铁素体分数高，因此，断面收缩率为合格区域。

样品No.69是各合金成分的含量在发明范围内但由式(1)计算的值超过0.60，因此，在贝氏体组织中混入了马氏体，结果强度偏差变大，且得不到充分的包申格效应，强度不合格的比较例。

样品No.70是各合金成分的含量在发明范围内但由式(1)计算的值超过0.60，因此，在贝氏体组织中混入了马氏体，结果强度偏差变大，且得不到充分的包申格效应，强度不合格的比较例。

样品No.71的比较例中，N量低于发明范围的下限，因此，原奥氏体晶粒粗大化，得不到充分的包申格效应。

样品No.72的比较例中，Si量超过发明范围的上限，因此，在拉丝时产生大的加工硬化，得不到充分的包申格效应。

样品No.73的比较例是像样品No.50、55那样Mn、Cr超过本发明的范围且式(1)的左边超过上限的钢种，但为了得到贝氏体组织，有意地使冷却速度低于本发明中规定的冷却速度而使贝氏体组织为本发明的范围内的比较例。其结果，虽然组织本身为贝氏体单相，但成为混合存在强度有差异的贝氏体组织的组织，因此，强度偏差为本发明的范围外，并且由于过量地添加合金，因此得不到充分的包申格效应。另外，断面收缩率、临界压缩率也低的结果。

样品No.74的比较例是像样品No.50、55那样Mn、Cr超过本发明的范围且式(1)的左边超过上限的钢种，但为了得到贝氏体组织，有意地使冷却速度低于本发明中规定的冷却速度而使贝氏体组织为本发明的范围内的比较例。其结果，虽然组织本身为贝氏体单相，但成为混合存在强度有差异的贝氏体组织的组织，因此，强度偏差为本发明的范围外，并且由于过量地添加合金，因此，得不到充分的包申格效应。另外，断面收缩率、临界压缩率也低的结果。

样品No.75的比较例是与表1中的No.19相同的成分组成的钢，但由于热轧后的冷却速度低于2℃/s，因此，得不到贝氏体主体的组织，由于组织分数为发明范围外，因此，得不到充分的包申格效应。

样品No.76的比较例是与表1中的No.19相同的成分组成的钢，但由于热轧后的冷却速度超过12℃/s，因此，组织为马氏体单相。因此，不仅得不到充分的包申格效应，而且断面收缩率也为52％以下，成为不适于螺栓的钢。

样品No.77的比较例是与表1中的No.19相同的成分组成的钢，但由于热轧的结束温度高于950℃，因此，铁素体超过5％地析出，且原奥氏体晶粒粗大化，得不到充分的包申格效应。

样品No.78的比较例是与表1中的No.19相同的成分组成的钢，但由于热轧的结束温度低于800℃，因此，铁素体分数变高，得不到充分的包申格效应。

样品No.79和80是由将热轧的结束温度和其后的冷却速度设为满足本发明的条件的条件而得到的线材分别通过16％、58％的减面率的拉丝而得到的钢线。由于钢组织为贝氏体单相或贝氏体分数95％以上且铁素体分数小于5％，因此，得到了充分的包申格效应，断面收缩率、临界压缩率均得到了良好的结果。应予说明，一般的螺栓的制造过程中的拉丝加工的减面率的范围为15～60％。

Claims (4)

1.一种强度等级8.8级的非调质螺栓用钢，具有如下的成分组成和微观组织，

所述成分组成以质量％计在满足下述式(1)和式(2)的范围的条件下含有C：0.18～0.24％、Si：0.10～0.22％、Mn：0.60～1.00％、Al：0.010～0.050％、Cr：0.65～0.95％、Ti：0.010～0.050％、B：0.0015～0.0050％、N：0.0050～0.0100％、P：0～0.025％、S：0～0.025％、Cu：0～0.20％和Ni：0～0.30％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，

所述微观组织中，贝氏体以面积率计为95％以上；

该微观组织中的原奥氏体晶粒的粒度编号为6以上，所述螺栓用钢的强度偏差为100MPa以内，

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5≤0.60····(1)

N≤0.519Al+0.292Ti····(2)

这里，C、Si、Mn、Ni、Cr、N、Al和Ti是各元素的含量，单位是质量％。

2.根据权利要求1所述的强度等级8.8级的非调质螺栓用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Nb：0.050％以下。

3.根据权利要求1或2所述的强度等级8.8级的非调质螺栓用钢，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Mo：0.70％以下，并且满足下述式(3)代替所述式(1)，

0.45≤C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4≤0.60····(3)

这里，C、Si、Mn、Ni、Cr和Mo是各元素的含量，单位是质量％。

4.一种强度等级8.8级的非调质螺栓用钢的制造方法，对具有权利要求1、2或3所述的成分组成的钢坯实施热轧，在800～950℃的温度范围结束该热轧，其后以2℃/s～12℃/s的冷却速度从热轧结束温度冷却至500℃。