CN1811001A - 耐氢脆特性优良的高强度螺栓 - Google Patents

Abstract

提供一种耐氢脆特性优良的高强度螺栓。一种耐氢脆特性优良的高强度螺栓，按质量％计，满足C：0.20～0.60％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、Al：1.5％以下(不包括0％)、P：0.15％以下、S：0.02％以下，余量为铁及不可避免的杂质，其特征是：按相对于整个组织的面积率计算，残余奥氏体在1％以上、贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上、铁素体及珠光体合计在10％以下(包括0％)，同时所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)在5以上，另外抗拉强度在1180MPa以上。

Description

耐氢脆特性优良的高强度螺栓

技术领域

本发明涉及耐氢脆特性优良的高强度螺栓(bolt)，尤其涉及抗拉强度在1180MPa以上的、抑制了对于螺栓来说成为问题的氢脆或自生裂纹、延迟破坏的高强度螺栓。

背景技术

作为一般的螺栓用钢，广泛采用低合金强韧性钢，尤其是SCM435或SCM440等。这些钢材，具有抗拉强度为120～130kgf/mm²(1180～1270MPa)的高强度，但是在要求更高的高强度化的情况下，需要实施调质。

可是，通过调质得到的调质螺栓，如果在安装后经过长时间，容易产生称为突然破坏的延迟破坏。因此，为解决如此的问题，例如在专利文献1中指出，只要在基础成分中添加Cr、Mo、Ti、V等合金元素，控制这些成分的相互比例就可以。此外，在专利文献2中公开了以下内容，即，将回火金属组织作为马氏体单相，通过在该组织中分散粒径小于10nm的微细析出物，能够确保耐延迟破坏性。此外在该技术中，添加有可得到上述析出物的Ni或Ti、Mo等合金元素。

但是，只通过控制析出物的析出方式，在提高氢包藏能力方面存在极限，难得到更优异的耐氢脆特性。此外，所述Ti或V等的微合金价格高，要廉价地供给耐延迟破坏特性更优异的高强度螺栓是有限的。另外，如果大量含有这些合金元素，还存在不易再循环的问题。

另外，在专利文献3中公开了以下内容，即，通过在不一定添加上述合金元素的情况下控制组织，可得到抗拉强度在1300MPa以上、伸长率为8.8～12.2％的螺栓。进而指出，具体来说只要将组织由贝氏体组织构成，将从表层到300μm以上630μm以下的区域中的旧奥氏体颗粒的长度和宽度的比规定在1.2以上即可。但是在该技术中，如果想得到更优异的耐氢脆特性，就需要更进一步的改进。

专利文献1：特许第2614659号公报

专利文献2：特开2003-321743号公报

专利文献3：特许第3494798号公报

发明内容

本发明是鉴于以上的事实而提出的，其目的在于提供一种抗拉强度在1180MPa以上的、显著提高耐氢脆特性的螺栓。

根据本发明的高强度螺栓，按质量％计，满足C：0.20～0.60％(表示质量％，关于成分组成，以下相同)、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、Al：1.5％以下(不包括0％)、P：0.15％以下、S：0.02％以下，余量为铁及不可避免的杂质，其特征是：

按相对于整个组织的面积率计算，

·残余奥氏体在1％以上、

·贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上、

·铁素体及珠光体合计在10％以下(包括0％)，同时，

所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)在5以上；

另外抗拉强度在1180MPa以上(以下有时称为“本发明螺栓1”)。

根据本发明的另一高强度螺栓，按质量％计，满足C：0.20～0.60％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、Al：0.5％以下(不包括0％)、P：0.15％以下、S：0.02％以下，余量为铁及不可避免的杂质，其特征是：

按相对于整个组织的面积率计算，

·残余奥氏体在1％以上、

·贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上、

·铁素体及珠光体合计在10％以下(包括0％)，同时，

所述残余奥氏体晶粒的平均轴比(长轴/短轴)在5以上；

另外抗拉强度在1180MPa以上(以下有时称为“本发明螺栓2”)。

此外，根据本发明的高强度螺栓，其特征是，另外含有按质量％计，Nb：0.1％以下(不包括0％)、及/或Mo：1.0％以下(不包括0％)，或Cu：2％以下(不包括0％)、及/或Ni：5％以下(不包括0％)。

根据本发明，能够提供使从外部侵入的氢被无害化了的耐氢脆特性提高的抗拉强度在1180MPa以上的高强度螺栓，即，可在未添加高价的元素的情况下，以高生产性制造并以低的价格供给不容易产生延迟破坏的可用于汽车等的高强度螺栓。此外，本发明的高强度螺栓与以往品相比，由于合金元素少，所以再循环性也优异。

具体实施方式

在作为高强度钢材使用以往一般采用的回火马氏体钢、或马氏体(martensite)+铁素体(ferrite)钢的时候，认为起因于氢的延迟破坏，是由在旧奥氏体晶粒边界等处集积氢并形成空隙(void)等，进而以该部分为起点产生的，从而，为降低延迟破坏的感受性，如作为以往技术所举出的那样，一般采用以下方法，即，作为氢的捕获位置而将碳化物等进行均等且微细的分散，降低扩散性氢浓度。但是，即使如此地作为氢的捕获位置而分散很多碳化物等，但由于捕获能力有限，所以也不能充分抑制起因于氢的延迟破坏。

为此，本发明者们重新探讨了在充分考虑螺栓的使用环境的前提下能实现高度的耐氢脆特性(耐延迟破坏性)的具体方法。

其结果，得出以下结论：要通过减少晶粒边界破坏的起点而提高耐氢脆特性，最合适的不是将构成空隙的钢的母相形成为在高强度钢中一般采用的马氏体单相，而是将贝氏体铁素体(bainitic ferrite)形成为主体的“贝氏体铁素体和马氏体(martensite)的双相组织”。在是上述马氏体单相组织的情况下，在晶粒边界析出碳化物(例如薄膜状渗碳体等)，容易产生晶粒边界破坏，而与之相对，如果将贝氏体铁素体形成为主体的“贝氏体铁素体和马氏体的双相组织”，则该贝氏体铁素体与一般的(多角的)铁素体(ferrite)不同，为板状的铁素体，位错密度高，与马氏体单相时同样，能够容易提高整个组织的强度，另外，由于在该位错上捕获大部分氢，因此也能够提高耐氢脆特性。此外，通过存在该贝氏体铁素体和后述的残余奥氏体(residual austenite)，还具有能够防止生成成为晶粒边界破坏起点的碳化物的优点。

在为通过提高氢捕获能力而谋求氢的无害化，来提高耐氢脆特性方面，还发现形成板条(lath)状的残余奥氏体也很有效。以往认为，残余奥氏体对耐氢脆特性或疲劳有不良影响。但是，本发明者们研究发现，以往的残余奥氏体是微米级的块状，该形态的残余奥氏体对耐氢脆特性或疲劳有不良影响，但如果将该残余奥氏体的形态控制在亚微米级的板条状，能发挥残余奥氏体本来具有的氢包藏能，能够大量包藏·捕获氢，能够大幅度提高耐氢脆特性。

以下，详细叙述本发明中规定各组织的理由。

<耐氢脆特性(BF)+马氏体(M)：80％以上>

在本发明中，形成贝氏体铁素体和马氏体的双相组织(贝氏体铁素体为主体)。如前所述，贝氏体铁素体组织为硬质，容易得到高强度。此外，母相的位错密度高，在该位错上能捕获很多氢，结果与其它的TRIP钢相比，还具有能够大量包藏氢的优点。另外，还具有容易在板条状的贝氏体铁素体的边界生成本发明中规定的板条状的残余奥氏体，得到非常优异的延伸性的优点。为了有效地发挥如此的作用，按相对于整个组织的面积率计算，使贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上，优选在85％以上，更优选在90％以上。另外，其上限，能够根据与其它组织(残余奥氏体)的平衡进行决定，在不含残余奥氏体以外的组织(铁素体等)的情况下，其上限控制在99％。

所谓上述贝氏体铁素体，是板状铁素体，指的是位错密度高的下部组织，所谓具有无位错或位错极少的下部组织的多角铁素体，可通过SEM观察，如下地明确区别。

按以下地求出贝氏体铁素体组织的面积率。即，在切成能够观察试样(圆柱状)的半径1/2的位置的断面后，用硝酸化乙醇腐蚀液进行腐蚀，通过SEM(Scanning Electron Microscope，扫描电子显微镜)观察(倍率：1500倍)，算出该平面上的任意位置的测定区域(大约50×50μm)。

贝氏体铁素体在SEM照片上显示浓灰色(在采用SEM时，也有时不能分离区别贝氏体铁素体和残余奥氏体或马氏体)，而多角铁素体在SEM照片上为黑色，以多角形的形状在内部不含有残余奥氏体或马氏体。

本发明使用的SEM是，“具备EBSP(Electron Back Scattering Pattern)检测器的高分辨能型FE-SEM(Field Emission Type Scanning ElectronMicroscope，Philips公司制造，XL30S-FEG)”，具有在此时能够同时通过EBSP检测器解析由SEM观察的区域的优点。此处，如果简要地说明EBSP法。EBSP是通过使电子束入射在试样表面，分析从在此时发生的反射电子得到的菊池图形，决定电子束入射位置的结晶方位，只要通过使电子束二维地扫描试样表面，以每规定间距测定结晶方位，就能够测定试样表面的方位分布。根据该EBSP观察，具有以下优点，即，能够将在通常的显微镜观察中判断为相同的结晶方位差的不同厚度方向的组织，通过色调差进行识别。

<残余奥氏体(残余γ，γR)：1％以上>

残余奥氏体，如以往所知，由于是不仅对于提高总伸长率有用，而且也非常有利于提高耐氢脆特性的组织，所以在本发明中，使其存在1％以上，优选2％以上，更优选3％以上。另外，如果大量存在所述残余奥氏体，由于不能确保所要求的高强度，因此推荐将其上限规定在20％，更优选规定在15％以下。

另外发现以下情况，即，如上所述，只要将残余奥氏体形成板条(lath)状，氢捕获能力就能比碳化物压倒地增大，尤其其形状在按平均轴比(长轴/短轴)为5以上的情况下，能够使因大气腐蚀侵入的氢变为实质上无害化，能够显著提高耐氢脆特性。所述残余奥氏体的平均轴比优选10以上，更优选15以上。

从所述残余奥氏体的稳定性的观点出发，推荐残余奥氏体中的C浓度(C_γR)在0.8％以上。此外，只要将该C_γR控制在0.8％以上，也能够有效地提高伸长率等。优选1.0％以上，更优选1.2％以上。另外，认为该C_γR越高越好，但在实际操作上，能够调整的上限大致为1.6％。

所述残余奥氏体，指的是能够利用所述的FE-SEM/EBSP法，作为FCC相(面心立方晶格)观察的区域。作为利用EBSP法测定的一具体例，与观察所述贝氏体铁素体和马氏体时同样，举例以试样(圆柱状)的半径1/2的位置的断面上的任意位置的测定区域(大约50μm×50μm)为对象，按测定间隔0.1μm测定。另外，在研磨到该测定面时，为防止残余奥氏体的相变，进行电解研磨。然后，采用所述“具有EBSP检测器的FE-SEM”，对装在SEM镜筒内的试样照射电子束。用高灵敏度摄像机(Dage-MTI Inc.制造VE-1000-SIT)摄影投影在银幕上的EBSP图像，作为图像输入到计算机中。然后，用计算机进行图像分析，彩色标出通过与采用已知的结晶系“在是残余奥氏体时为FCC相(面心立方晶格)”的模拟形成的图像的比较决定的FCC相。求出如此标出的区域的面积率，将其定为“残余奥氏体的面积率”。另外，作为所述分析所用硬件及软件，采用TexSEM Laboratories Inc.的OIM(Orientation Imaging Microscopy^TM)系统。

此外，所述平均轴比的测定，用TEM(Transmission Electron Microscope)观察(倍率1.5万倍)，在任意选择的3个视角上，求出存在的残余奥氏体晶粒的长轴和短轴，将其平均值作为平均轴比。

<铁素体(F)+珠光体(P)：10％以上(包括0％)>

本发明的螺栓，也可以只由所述组织(即，贝氏体铁素体+马氏体和残余奥氏体的混合组织)构成，但在不损害本发明的作用的范围内，也可以作为其它组织具有铁素体(另外，此处所说的“铁素体”，指的是多角铁素体，即无位错密度或位错密度很小的铁素体)或珠光体(pearlite)。这些是在本发明的制造过程中必然残存的组织，但是越少越好，在本发明中控制在10％以下，优选低于5％，更优选低于3％。

本发明，如上所述，尤其，其特征在于控制金属组织，但是为了形成该组织，易于提高耐氢脆特性和高强度，需要按以下满足螺栓的成分组成。

<C：0.20～0.60％>

C，是确保1180MPa以上的高强度，并且确保残余奥氏体所需的元素。具体是，对于在奥氏体相中含有足够量的C量，在室温下残余所要求的奥氏体相，是重要的元素，需要含有0.20％以上，优选含有0.25％以上。但是，如果C量过剩，由于耐氢脆特性因韧性下降而降低，所以控制在0.60％以下，优选控制在0.50％以下。

<Si：1.0～3.0％>

Si，是有效抑制残余奥氏体分解、生成碳化物的重要元素，而且在材质的硬质化中也是有效的置换型固溶体强化元素。为了有效地发现如此的作用，需要含有1.0％以上，优选1.2％以上，更优选1.5％以上。但是，如果Si量过剩，由于耐氢脆特性容易因韧性下降而降低，所以控制在3.0％以下，优选控制在2.7％以下，更优选控制在2.5％以下。

<Mn：1.0～3.5％>

Mn，是使奥氏体稳定化，得到所要求的残余奥氏体所必需的元素。为了有效地发现如此的作用，希望含有1.0％以上，优选含有1.2％以上，更优选含有1.5％以上。但是，如果Mn量过剩，由于偏析显著，加工性劣化，因此以3.5％作为上限值，优选在3.2％以下，更优选在3.0％以下。

<Al：1.5％以下(不包括0％)>(在是本发明螺栓1时)

<Al：0.5％以下(不包括0％)>(在是本发明螺栓2时)

为了脱氧，Al也可以添加0.01％以上。此外，Al不只是具有脱氧作用的元素，也是具有耐蚀性提高作用和耐氢脆特性提高作用的元素。

作为所述耐蚀性提高作用的机理，具体认为是基于母材本身的耐蚀性提高和大气腐蚀产生的生成锈的效果，但尤其推定根据后者的生成锈的效果大。作为其理由，认为是，由于所述生成锈与通常的铁锈相比致密、保护性优异，因此能够抑制大气腐蚀，结果降低因该大气腐蚀而发生的氢量，有效地抑制氢脆，即延迟破坏。

此外，关于Al的耐氢脆特性提高作用的机理，详细情况不明，但推断是，通过Al在螺栓表面高浓度化，氢难侵入钢中，或氢在钢中的扩散速度降低，氢的移动困难，难引起氢脆性。另外认为，通过添加Al，板条状残余奥氏体的稳定性增加，也有助于提高耐氢脆特性。

为了有效地发挥如此的Al的耐蚀性提高作用和耐氢脆特性提高作用，将Al量规定在0.02％以上，优选规定在0.2％以上，更优选规定在0.5％以上。

但是，为了抑制氧化铝等夹杂物的增加·巨大化，确保加工性，同时谋求确保生成微细的残余奥氏体，另外抑制以含Al夹杂物为起点的腐蚀、或抑制制造成本的增加，需要将Al量控制在1.5％以下。从制造上考虑，优选将A3点调整到1000℃以下。

另外，如上所述，如果Al含量增加，由于氧化铝等夹杂物增加，延迟破坏特性劣化，所以为了充分抑制上述氧化铝等夹杂物，得到延迟破坏特性更优异的螺栓，将Al量控制在0.5％以下，优选控制在0.3％以下，更优选控制在0.1％以下。

<P：0.15％以下>

P，由于是利用晶粒边界偏析助长晶粒边界破坏的元素，所以希望含量低，将其上限规定为0.15％。优选控制在0.1％以下，更优选控制在0.05％以下。

<S：0.02％以下>

S，由于是在腐蚀环境下助长钢的氢吸收的元素，所以希望含量低，将其上限规定为0.02％，优选规定在0.01％以下。

本发明中规定的含有元素如上所述，余量成分实质上是Fe，但是在钢中，作为因为原料、资材、制造设备等状况带入的不可避免的杂质，当然允许含有0.01％以下的N(氮)等，且在不对所述本发明的作用产生不良影响的范围内，如下述，也可以另外积极地含有其它元素。

<Nb：0.1％以下(不包括0％)、及/或

Mo：1.0％以下(不包括0％)>

Nb，是对提高螺栓的强度及细粒化非常有效的元素，尤其通过与下述Mo的复合添加，能够充分发挥该效果。为发挥如此的效果，推荐0.005％以上(更优选0.01％以上)含有Nb。但是，即使过剩地含有Nb，由于上述效果饱和，经济上浪费，所以控制在0.1％以下。

Mo，具有使奥氏体稳定化、确保残余奥氏体、抑制氢侵入、提高耐氢脆特性的效果，及提高螺栓的淬透性的效果。另外，还具有强化晶粒边界、抑制氢脆性的发生的效果。为有效地发挥如此的作用，推荐0.005％以上(更优选0.01％以上)含有Mo。但是，即使过剩地含有Mo，由于上述效果饱和，经济上浪费，所以控制在1.0％以下。

<Cu：2％以下(不包括0％)、及/或

Ni：5％以下(不包括0％)>

通过含有Cu及/或Ni，能够充分抑制成为氢脆的原因的氢的发生，同时能够抑制发生的氢侵入螺栓。其结果，利用与通过所述组织控制提高氢捕获能力的相乘效果，能够使螺栓中的扩散性氢浓度充分降低到无害程度。

具体是，Cu、Ni，具有提高钢材本身的耐蚀性、充分抑制因螺栓腐蚀而产生氢的效果。此外这些元素，还具有促进氧化铁：α-FeOOH的生成的效果，该氧化铁即使在大气中生成的锈中在热力学上也稳定，具有保护性，通过谋求促进该锈的生成，能够抑制发生的氢侵入螺栓，能够在严酷的环境下充分提高耐氢脆特性。尤其通过共存Cu和Ni，更容易达到该效果。

为发挥上述效果，在含有Cu的时候，优选规定在0.03％以上，更优选规定在0.1％以上。此外，在含有Ni的情况下，优选规定在0.03％以上，更优选在0.1％以上。

另外，如果过剩地含有无论哪种元素，由于加工性都降低，所以在是Cu时，优选控制在2％以下(更优选控制在1.5％以下)，在是Ni时，优选控制在5％以下(更优选控制在3％以下)。

<Cr：2％以下(不包括0％)>

Cr，是能够几乎不损害变形态地提高淬透性，容易达到高强度的有用元素。为充分发挥如此的作用，优选含有0.1％以上，但如果过剩地含有，由于容易生成渗碳体，难残存残余奥氏体，所以优选按2％以下的范围添加。

<Ti及/或V：合计0.003～1.0％>

Ti，与上述Cu、Ni同样，具有促进保护性锈的生成的效果。该保护性锈，尤其对于抑制β-FeOOH的生成具有非常有益的效果，该β-FeOOH在氯化物环境下生成，对耐蚀性(结果对耐氢脆特性)有不良影响。尤其通过复合添加Ti和V(或Zr)，能够促进如此的保护性锈的形成。Ti也是能够提供非常优异的耐蚀性的元素，还一并具有净化钢的优点。

此外V，如上所述，除具有与Ti共存而提高耐氢脆特性的效果外，对于提高螺栓的强度、晶粒细化，也是有效的元素。

为充分发挥所述Ti及/或V的效果，优选合计含有0.003％以上(更优选含有0.01％以上)。尤其从提高耐氢脆特性的角度出发，优选0.03％以上添加Ti，更优选0.05％以上添加Ti。另外，即使过剩地添加Ti，由于其效果呈饱和状态，因此在经济上不合算，此外如果过剩地添加V，导致碳氮化物的析出增多，加工性及耐氢脆特性的下降。因此，推荐在合计1.0％以下的范围内添加Ti及/或V，更优选合计0.8％以下。

<Zr：0.003～1.0％>

Zr，是对于提高螺栓的强度、晶粒细化有效的元素，与Ti共存，具有提高耐氢脆特性的效果。为有效地发挥如此的效果，优选0.003％以上含有Zr。但是，如果过剩地含有Zr，由于碳氮化物的析出过剩，加工性及耐氢脆特性下降，所以优选在1.0％以下的范围内添加。

<B：0.0002～0.01％>

B，是对于提高螺栓的强度有效的元素，优选含有0.0002％以上(更优选含有0.0005％以上)。但是，如果过剩地含有B，由于热加工性劣化，所以优选控制在0.01％以下(更优选在0.005％以下)。

本发明不仅规定到制造条件，而且采用满足上述成分组成的钢材，在锻造后利用螺旋滚轧螺纹加工两端部，或利用中温锻造在其一端部形成螺栓头部，通过在中温锻造前或后，利用螺旋滚轧或切削，螺纹加工另一端部，能够制造双头螺栓等。在此种情况下，为了形成能够同时提高耐氢脆特性和强度的上述组织，推荐在滚轧中将精轧温度升温到在A3点以上。如果精轧温度低于该温度，因为C的扩散不充分，得不到所定的贝氏体铁素体组织或残余奥氏体组织。

另外，如果精轧温度过高，由于导致奥氏体的晶粒生长，不能形成微细的残余奥氏体，所以优选规定在(A3点+100℃)以下，更优选规定在(A3点+50℃)以下。

然后进行冷却，但在本发明中，推荐以3℃/s以上的平均冷却速度，冷却到(Ms点-50℃)以上Bs点以下的温度，在该温度区加热保温60～3600秒。

如上所述，以3℃/s以上的平均冷却速度进行，是为了确保所要求的贝氏体铁素体组织，同时避免生成对于本发明不优选的珠光体组织。该平均冷却速度越快越好，推荐规定在10℃/s以上(更优选规定在20℃/s以上)。

接着，在急速冷却到(Ms点-50℃)以上Bs点以下的温度后，通过恒温相变，能够导入规定的组织。如果加热保温温度超过Bs点，大量生成本发明不优选的珠光体，不能确保规定的贝氏体铁素体组织。另外，如果加热保温温度沿(Ms点-50℃)下降，残余奥氏体的面积率就会减小。

此外，如果加热保温时间超过3600秒，则残余奥氏体就会分解，生成渗碳体，不能发挥所希望的特性。另外，如果加热保温时间低于60秒，由于C的扩散不充分，所以不形成残余奥氏体，在此种情况下也得不到所要求的特性。加热保温时间，优选在100秒以上3000秒以下，更优选在180秒以上2400秒以下。

作为本发明的高强度螺栓，可举例高压螺栓、倒角剪切型螺栓、熔融镀锌高强度螺栓、防锈处理高强度螺栓、耐火钢高强度螺栓等，最适合作为在汽车行业、建筑行业、产业机械行业等所用的高强度的且耐氢脆特性优异的螺栓。

以下，通过列举实施例更具体地说明本发明，但本发明并不受下述实施例的限制，也能够在可符合前后所述的宗旨的范围内适当地实施变更，这些变更也都包含在本发明的技术范围内。

【实施例】

采用由表1中记载的成分组成构成的试验钢No.A～Q，No.1～14、16～21在(A3点+30℃)加热60～1800秒后，No.15在780℃加热60～1800秒后，急速冷却到表2的To℃，在该温度(To℃)，如表2所示，在保持t秒后空冷。另外，在本实施例中，按该样式制作了试样，但作为其它方法，也可以在(A3点+30℃)滚轧后，暂时冷却到室温，然后，再次加热到(A3点+30℃)，在保温60～1800秒后，急速冷却到表2的To℃，在该温度(To℃)保持t秒后空冷。

按以下要领，分别研究了如此得到的试样的金属组织、抗拉强度(TS)、伸长率[总伸长率(E1)]、及耐氢脆特性。

[金属组织的观察]

以得到的试样(直径10mm)的半径1/2的位置的断面上的任意位置的测定区域(大约50μm×50μm、测定间隔0.1μm)为对象，进行观察·摄影，按照所述的方法测定贝氏体铁素体(BF)及马氏体(M)的面积率、残余奥氏体(残余γ)的面积率。然后，在任意选择的2个视角上同样地测定，求出平均值。此外，对于其他组织通过减去这些组织所占的面积率而求出。另外按所述的方法测定残余奥氏体晶粒的平均轴比。

[抗拉强度的测定]

从上述各试样，利用机械加工制作直径8mm的拉伸试验片，采用该试验片进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。

[耐氢脆特性的评价]

接着，以所述抗拉强度1180MPa以上的试样为对象，进行耐氢脆特性的评价。具体是，首先从上述各试样，利用机械加工制作带环状缺欠凹口的延迟破坏试验片(平行部的直径为8mm、切口部的直径为6mm)。然后，在pH3.0的稀硫酸(液温30℃)中，在电流密度1.0mA/cm²的条件下，对上述试验片进行氢加载后，对上述TS的30～80％以10％为间隔分别加载，测定直到破坏为止的时间。然后，从上述负载(负荷应力)和破坏时间的关系，求出破坏时间为200小时时的负荷应力。然后，将用“无氢加载的试样的破坏时间为200小时的负荷应力”除以该“氢加载的试样的破坏时间为200小时的负荷应力”得出的值，定义为“延迟破坏强度比”，作为耐氢脆特性的指标。对于延迟破坏强度比，由于在广泛用作抗拉强度为1000MPa级的螺栓的SCM435为最大是0.5左右，所以将延迟破坏强度比在0.5以上的试样评价为耐氢脆特性优异。

另外，也对部分钢种进行了氢加载4点弯曲试验。具体是，在(0.5mol/H₂SO₄+0.01mol/KSCN)溶液中浸渍从上述各钢材切下的65mm×8mm的长方形试验片，进行阴极氢加载，将经1小时不被破坏的最大应力作为极限破坏应力(DFL)，进行了测定。然后，求出相对于表2的实验No.1(钢种标记A)的DFL的比(DFL比)。

表2一并示出这些结果。

表1

钢种标记	化学成分组成*(mass％)												Ac3(℃)	Bs(℃)	Ms(℃)
																C	Si	Mn	Al	P	S	Nb	Mo	Cu	Ni	Ti	其它
	A	0.41	2.03	2.97	0.033	0.03	0.003	-	-	-	-	-																-	815.9	452.0	268.7
B													0.38	2.01	2.52	0.031	0.03	0.003	0.05	-	-	-	-	-	832.5	500.6	297.7
	C	0.40	1.98	2.30	0.033	0.03	0.002	-	0.3	-	-	-																-	844.8	490.1	289.2
D													0.40	2.00	2.03	0.032	0.02	0.003	-	-	0.3	-	-	-	830.9	539.3	304.4
	E	0.41	1.97	2.00	0.033	0.02	0.003	-	-	-	0.3	-																-	830.7	528.2	295.6
F													0.35	1.48	2.49	0.032	0.02	0.002	-	-	-	-	0.05	-	828.2	511.4	312.9
	G	0.29	1.98	1.99	0.033	0.03	0.003	-	-	-	-	0.08																-	895.7	572.6	357.9
H													0.51	2.01	2.47	0.032	0.02	0.003	-	-	-	-	-	Cr：0.05	807.6	470.0	237.8
	I	0.15	2.52	3.02	0.031	0.02	0.003	0.05	-	-	-	-																-	879.8	517.7	390.2
J													0.41	0.49	2.48	0.033	0.02	0.002	-	0.5	-	-	-	-	770.5	454.6	274.3
	K	0.70	2.01	2.01	0.033	0.013	0.003	-	-	-	-	-																-	792.0	460.1	162.9
L													0.41	2.02	2.48	0.051	0.03	0.003	-	-	-	-	-	-	837.3	496.1	284.8
	M	0.40	1.98	2.50	0.321	0.03	0.002	0.05	-	-	-	-																-	944.5	497.0	288.9
N													0.42	2.00	2.51	0.422	0.03	0.002	-	0.3	-	-	-	-	991.8	465.8	272.8
	O	0.41	1.97	2.51	0.541	0.03	0.002	0.05	0.2	-	-	-																-	1036.5	476.8	279.6
P													0.42	1.98	2.55	0.72	0.03	0.002	0.05	0.2	-	-	-	-	1105.7	470.5	273.6
	Q	0.40	2.01	2.60	1.60	0.03	0.002	0.05	0.2	-	-	-																-	1460.8	471.4	281.4

^*余量为铁及不可避免的杂质。

表2

实验No.	钢种记号	To	t	残余γ	残余γ晶粒的平均轴比(-)	BF+M	F	TS	延迟破坏强度比(-)	DFL比
											℃	秒	面积％	面积％	面积％	MPa
		1	A	300		1800	13	○									87	0	1490	0.67	1.00
2	B				300				1800	12	○	88	0	1510	0.65	-
		3	C	300		1800	11	○									89	0	1560	0.63	-
4	D				320				1800	11	○	89	0	1530	0.65	-
		5	E	320		1800	12	○									88	0	1520	0.67	-
6	F				320				1200	9	○	91	0	1620	0.65	-
		7	G	320		600	8	○									92	0	1650	0.61	-
8	H				300				2400	14	○	86	0	1710	0.59	-
		9	I	350		1200	5	○									92	3	1090	-	-
10	J				320				1200	1	×	99	0	1330	0.44	-
		11	K	350		1200	15	○									85	0	1490	0.41	-
12	A				550				1800	0*	×	0*	40*	760	-	-
		13	A	350		7200	1	×									99	0	1380	0.42	-
14	A				320				10	1	×	99	0	1820	0.27	-
		15	A	400		600	2	×									68	30	1540	0.38	-
16	L				320				1800	13	○	87	0	1494	0.68	1.19
		17	M	320		1800	13	○									87	0	1497	0.69	1.49
18	N				320				1800	14	○	86	0	1499	0.70	1.58
		19	O	320		1800	14	○									86	0	1501	0.72	1.58
20	P				320				1800	14	○	86	0	1513	0.73	1.63
		21	Q	320		1800	15	×									55	30	1211	0.35	0.79

^*余量为珠光体。

能够从表1、表2进行如下考察(另外，下述No.表示表2中的实验No.)。

满足本发明中规定的主要条件的No.1～8、16～20，示出1180MPa以上的高强度，并且即使在严酷的环境下，耐氢脆特性也优异。尤其得知，No.16～20，示出更优异的耐氢脆特性。

与之相对，未满足本发明中规定的No.9～15、21，分别具有以下不适合情况。

即，No.9，由于C量过少，不能确保本发明中规定的强度。

No.10，由于Si量不足，不能确保规定的残余γ，结果耐氢脆特性劣化。

No.11，是采用C量过剩的钢种K的例子，但由于析出碳化物，所以耐氢脆特性劣化。

此外，No.12～15，采用满足本发明中规定的成分组成的钢材，但是由于未按推荐的条件制造，所以分别产生了不适合情况。

即，No.12，由于等温淬火处理温度非常高，所以不能确保贝氏体铁素体及马氏体和残余γ，不能确保高强度。

No.13，由于等温淬火处理时间过长，此外No.14由于等温淬火处理时间过短，另外No.15由于在双相区(780℃)进行加热，所以残余γ都形成多角状，结果耐氢脆特性劣化。

No.21，由于提高了作为本发明螺栓规定的Al量，所以能够确保规定量的残余奥氏体，但是由于该残余奥氏体未满足本发明中规定的平均轴比，此外未形成所要求的母相，另外还生成AlN等夹杂物，所以耐氢脆特性劣化。

Claims (4)

1.一种耐氢脆特性优良的高强度螺栓，按质量％计，满足

C：0.20～0.60％、

Si：1.0～3.0％、

Mn：1.0～3.5％、

Al：1.5％以下，但不包括0％、

P：0.15％以下、

S：0.02％以下，

余量为铁及不可避免的杂质，其特征是：

按相对于整个组织的面积率计算，

残余奥氏体在1％以上、

贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上、

铁素体及珠光体合计在10％以下且包括0％，同时，

所述残余奥氏体晶粒的平均轴比即长轴/短轴在5以上，

另外抗拉强度在1180MPa以上。

2.一种耐氢脆特性优良的高强度螺栓，按质量％计，满足

C：0.20～0.60％、

Si：1.0～3.0％、

Mn：1.0～3.5％、

Al：0.5％以下，但不包括0％、

P：0.15％以下、

S：0.02％以下，

余量为铁及不可避免的杂质，其特征是：

按相对于整个组织的面积率计算，

残余奥氏体在1％以上、

贝氏体铁素体及马氏体合计在80％以上、

铁素体及珠光体合计在10％以下且包括0％，同时，

所述残余奥氏体晶粒的平均轴比即长轴/短轴在5以上，

另外抗拉强度在1180MPa以上。

3.如权利要求1或2所述的高强度螺栓，其特征是，

还含有按质量％计：

Nb：0.1％以下但不包括0％、及/或

Mo：1.0％以下但不包括0％。

4.如权利要求1～3中任何一项所述的高强度螺栓，其特征是，

还含有按质量％计：

Cu：2％以下但不包括0％、及/或

Ni：5％以下但不包括0％。