CN1900344A - 耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供能够有利防止伴随高强度化而作为问题出现的以延迟断裂现象为代表的氢脆、且耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓及其制造方法，所述高强度螺栓以质量％计含有C：0.2～0.6％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1％～2％、Mo：0.5～6％、Al：0.005％～0.5％，抗拉强度为1400MPa或以上，螺纹底表层的压缩残余应力为抗拉强度的10～90％。此外，从螺纹底部的表面到至少50μm的表层部的原γ晶粒在轴方向和半径方向的纵横尺寸比为2或以上，而且，该表层部的硬度为Hv460或以上。另外，在制造方法中，使用具有上述成分的钢材来成形螺栓头部以及轴部，然后加热到900℃～1100℃并进行淬火后，于580℃或以上的温度进行回火，然后进行螺纹滚轧。
Description
技术领域
本发明涉及耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓及其制造方法，特别涉及具有1400MPa级或以上的抗拉强度且耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓及其制造方法。
背景技术
有关汽车、机械、桥梁、土木建筑等各种产业领域中使用的高强度螺栓，作为其原材料的钢为例如JIS G 4104、JIS G 4105规定的铬钢(SCr)、铬钼钢(SCM)，是C含量以质量％计为0.20～0.35％的中碳钢，对该钢施以淬火、回火处理来进行制造。但是，众所周知，上述钢材在抗拉强度超过1300MPa时，其氢脆的危险性、特别在使用中从环境侵入的氢引起的延迟断裂的危险性增加。因此，例如面向建筑的场合，SCr、SCM钢的适用现状是，抗拉强度为1150MPa级的钢材成为了上限，为了使其以上的高强度钢材能够安全使用，提高以耐延迟断裂特性为代表的耐氢脆特性成为必须的条件。
作为使高强度钢的耐延迟断裂特性提高的以往的见解，例如在特公平3-243744号公报中提出：使显微组织中的原奥氏体晶粒微细化、以及使其贝氏体组织化等显微组织控制是有效的。
关于原奥氏体晶粒的微细化技术，除了上述的从前技术以外，在特公昭61-64815号公报、特公昭64-4566号公报、特公平3-243745号公报中也曾经提出。但无论哪一种场合，均未能达到耐延迟断裂特性的大幅度改善，这一点已经在特开2000-26934号公报中指出。
另外，使显微组织中的原奥氏体晶粒贝氏体组织化的方法，尽管能看到耐延迟断裂特性的改善效果，但是贝氏体组织化需要的制造成本升高是一个课题。加之，在将显微组织做成贝氏体组织的场合，通常存在其强度比马氏体组织的场合降低的倾向，特别为了确保本发明提出的抗拉强度为1400MPa或以上的高强度，合金化学成分的进一步添加等对策成为必须条件，从而引发制造成本增加，经济效益甚微。
另一方面，在上述的特开2000-26934号公报中提出：通过使俘获了氢的氧化物、碳化物、氮化物的单独或复合析出物在钢中分散分布，使表现延迟断裂的临界氢量(以下记为极限扩散氢量)增加，由此使耐延迟断裂特性提高。在该发明中，使耐延迟断裂特性提高的机理之一，可以列举出灵活运用淬火-回火处理生成的碳化物的方法。为了使该耐延迟断裂特性提高，有必要对化学成分以及淬火回火等热处理条件进行限定以使俘获氢的氧化物、碳化物、氮化物的单独或复合析出物最佳地进行分散分布。
发明内容
本发明的课题在于：提供能够有利防止伴随高强度化而尤其作为问题出现的以延迟断裂现象为代表的氢脆、且耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓及其制造方法。
针对上述课题，就钢材的化学成分、制造方法、以及显微组织形态进行了潜心研讨，特别对于制造方法，进一步研讨了包括螺栓制造工序在内的加工以及显微组织控制方法，才完成了本发明。本发明的要旨如下：
(1)一种耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计含有C：0.2～0.6％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～2％、Mo：0.5～6％、Al：0.005～0.5％，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，抗拉强度为1400MPa或以上，同时螺纹底部的表层的压缩残余应力为抗拉强度的10～90％。
(2)根据上述(1)所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计还含有V：0.05～1％、Ti：0.01～1％、Nb：0.01～1％中的1种、2种或更多种。
(3)根据上述(1)或(2)所述的耐延迟断裂特性优良的的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计还含有Cr：0.1～2％、Ni：0.05～1％、Cu：0.05～0.5％、B：0.0003～0.01％中的1种、2种或更多种。
(4)根据上述(1)～(3)的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：从螺纹底部的表面到至少50μm的表层部的原奥氏体晶粒的轴方向与半径方向的纵横尺寸比为2或以上。
(5)根据上述(1)～(4)的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：从螺纹底部的表面到至少50μm的表层部的维氏硬度为460或以上。
(6)根据上述(1)～(5)的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：延迟断裂极限扩散性氢量为1ppm或以上。
(7)一种耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓的制造方法，其特征在于：使用具有上述(1)～(3)的任何一项所述的成分组成的钢材，进行螺栓的头部以及轴部的成形加工，然后加热到900℃～1100℃的温度区并进行淬火处理，然后进行580℃或以上的温度区的回火处理，之后进行螺纹滚轧。
(8)根据上述(7)所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓的制造方法，其特征在于：进行上述螺纹滚轧后，再在150～500℃进行加热处理。
本发明对于抗拉强度为1400MPa或以上的高强度螺栓，能够使以耐延迟断裂特性为代表的耐氢脆特性大幅度提高。能够适用于以汽车领域为首的机械、土木建筑领域中使用的高强度螺栓，构件轻量化、高效率化、安全性提高等效果极为显著。
具体实施方式
首先，对于本发明，就限定钢材的化学成分的理由进行说明。还有，％表示质量％。
C：是作为对钢强度的提高有效的成分而添加，在低于0.2％时，淬火热处理时不能充分淬火，强度不足。另一方面，超过0.6％的过剩添加会发生强度的过分增加、裂纹敏感性增加等基本材质特性的下降。因此C浓度的限定范围设定为0.2～0.6％。
Si：作为脱氧元素而起作用，此外是确保母材的强度所必要的成分，在低于0.05％时几乎对强度提高不起作用，另一方面，在超过0.5％时，不能得到与添加量相匹配的效果，因此Si浓度的限定范围设定为0.05～0.5％。
Mn：为了确保母材的强度和韧性，有必要添加0.1％或以上，但是超过2％的添加会由于强度的过分增加和微观偏析增大化等理由而损害耐氢脆特性。因此，Mn浓度的限定范围设定为0.1～2％。
Mo：是生成碳化物的合金元素。本发明清楚表明，由于该碳化物的析出，不仅可确保常温以及高温强度，而且其析出物的界面可作为氢的俘获位置发挥作用。在低于0.5％时，不能发挥充分的强化、以及俘获氢的功能；另一方面在超过6％时，淬透性过分地升高，损害母材韧性。因此，Mo浓度的限定范围设定为0.5～6％。
Al：是强力的脱氧元素，在低于0.005％时，不能得到充分的脱氧效果。另一方面，即使超过0.5％，其效果饱和。因此，Al浓度的限定范围设定为0.005～0.5％。
除了上述的成分以外，本发明中可以有选择地添加V、Ti、Nb中的1种、2种或更多种。
V：是单独地或者与其它碳化物、碳氮化物形成元素Mo、Ti、Nb复合地形成碳化物、碳氮化物而有利于析出强化以及氢俘获能力提高的合金元素。在V添加量低于0.05％时，碳氮化物的析出量不充分，不能得到上述效果；另一方面，在超过1％时，碳氮化物的析出量过多，损害韧性。从以上的观点出发，V浓度的限定范围设定为0.05～1％。
Ti：是单独地或者与V和Nb复合地形成碳氮化物的合金元素，由于有利于析出强化，同时其析出物起着俘获氢的功能，从而使延迟断裂等耐氢脆特性提高。在Ti浓度低于0.01％时，其析出量不充分，因此作为析出强化以及俘获氢的功能不充分；在超过1％的场合，固溶温度升高，在工业上使用的加热炉中的固溶不充分，会分散粗大的碳氮化物，对析出强化的作用以及俘获氢的能力变得不充分。因此，Ti浓度的限定范围设定为0.01～1％。
Nb：是单独地或与V和Ti复合地形成碳氮化物的合金元素，由于有利于析出强化，同时其析出物起着俘获氢的功能，从而使延迟断裂等耐氢脆特性提高。在Nb浓度低于0.01％时，其析出量不充分，因此析出强化以及俘获氢的功能不充分；另一方面在超过1％的场合，固溶温度升高，在工业上使用的加热炉中的固溶不充分，会分散粗大的碳氮化物，对析出强化的作用以及俘获氢的能力变得不充分。从以上的观点出发，Nb浓度的限定范围设定为0.01～1％。
其次，除了上述的成分以外，就本发明中选择性添加的合金元素Cr、Ni、Cu、B的浓度范围的规定理由进行说明。
Cr.是为了提高淬透性以及使回火处理时的抗软化能力增加的必要元素，在低于0.1％时，其效果不能充分发挥，另一方面，在超过2％时，会导致韧性降低和冷加工性劣化，因此Cr浓度的限定范围设定为0.1～2％。
Ni：为了使伴随高强度化而劣化的延展性提高，同时为了使热处理时的淬透性提高以使抗拉强度提高而进行添加。在Ni浓度低于0.05％时，其效果很小，即使超过1％也不能发挥与浓度相匹配的效果，因此限定为0.05～1％。
Cu：是对提高抗回火软化而有效的元素，在低于0.05％时，不能发挥其效果，在超过0.5％时，热加工性降低，因此限定为0.05～0.5％。
B：具有抑制晶界破坏，使耐延迟断裂特性提高的效果。而且，B偏析于原奥氏体晶界而使淬透性显著提高，但在低于0.0003％时，不能发挥其效果，即使超过0.01％其效果也已经饱和，因此B的浓度范围限定为0.0003～0.01％。
在本发明中，尽管对于不可避免的杂质P、S、N没有特别的限定，但从使耐延迟断裂特性提高的观点出发，P为0.015％或以下、S为0.06％或以下、N为0.01％或以下是优选的条件。
其次，就本发明的螺栓螺纹底表层部的残余应力的限定理由进行说明。
在固紧螺栓的场合，螺栓的长度方向上被赋予拉伸应力。此时，应力集中作用于螺纹底部，最终破裂时，该螺纹底部成为破裂起点。当该螺纹底部被赋予压缩残余应力的场合，在螺栓固紧时施加于螺纹底部的拉伸应力与压缩残余应力相抵消，从而起点部的应力状态被缓和，不容易发生延迟断裂引起的破裂。该螺纹底部的表层的压缩残余应力低于抗拉强度的10％时，由压缩残余应力产生的抵消拉伸应力的效果不充分，延迟断裂的抑制效果甚微，另一方面，即使螺纹底部的表层的压缩残余应力超过抗拉强度的90％，其效果也会饱和，因此压缩残余应力限定为抗拉强度的10～90％。
其次，就对螺纹底部的表层的显微组织进行限定的理由进行说明。延迟断裂起点部周围的破裂面主要是晶界裂纹。从螺纹底部发生的裂纹向中心部传播时，与非扁平形状的情况相比，原奥氏体晶粒沿轴向呈扁平形状时，晶界相对于半径方向以近于垂直的角度分布，原奥氏体晶粒产生的裂纹传播阻力增加。如果用原奥氏体晶粒在轴方向和半径方向的纵横尺寸比表示该裂纹传播阻力，该纵横尺寸比为2或以上时，在裂纹传播方向与晶界面之间可以确保充分的角度，充分发挥作为裂纹传播阻力的作用。而且，晶界裂纹从破裂起点的表层外表面向半径中心方向分布到大致50μm的厚度，限定了该区域的纵横尺寸比。从以上的观点出发，对于螺纹底部表层的显微组织的限定条件，用从表面到至少50μm的表层部的原奥氏体晶粒在轴方向和半径方向的纵横尺寸比表示，设定为2或以上。
另外，为了使耐氢脆特性提高，除了如上述那样提高表层部分的裂纹传播阻力的方法以外，还可以列举出使氢俘获能力提高的方法。即，指的是：通过使氢俘获位置分布于表层部，来使最终氢脆破裂的极限扩散性氢量(参照《铁和钢(鉄と鋼)》，Vol.83(1997)，p454)提高，从而使耐氢脆特性提高的机理。作为能够赋予表层部的具体的氢俘获位置，可以考虑通过冷加工或温热加工而引入位错，因此用伴随加工而升高的硬度值来规定提高耐氢脆特性的条件。在以JIS Z 2244为基准的维氏硬度值低于460的场合，则加工引入的位错密度的升高不充分，因此作为具体的条件，维氏硬度值设定为460或以上。而且，将应该确保该硬度的区域限定为从表面沿半径中心方向到至少50μm的厚度是由于：如上所述，晶界裂纹是从破裂起点的表层沿半径中心方向分布到大致50μm的厚度，因此为了使耐氢脆特性提高，使该区域的氢俘获量提高成为必要条件。
其次，就螺栓的延迟断裂极限扩散性氢量(参照《铁和钢》，Vol.83(1997)，p454)规定为1ppm或以上的理由进行说明。在许多的使用环境中，从环境侵入的氢量大多低于1ppm，因此作为螺栓的延迟断裂极限扩散性氢量的限定条件，将不发生延迟断裂的极限扩散性氢量设定为1ppm或以上。还有，将极限扩散性氢量设定为1ppm或以上，可以如上述那样，通过如下的方法来实现，即选定化学成分、热处理条件以及位错引入等加工条件等，从而使发挥氢俘获功能的析出物分散分布。
本发明所限定的化学成分的限定范围，被包含在全部合金碳氮化物能够析出的区域内，因此为了使该合金碳氮化物作为氢俘获位置发挥作用，用淬火处理使合金元素固溶之后接着进行回火处理使合金碳氮化物再析出的工艺是必须的。此时，将淬火前的固溶处理温度区设定为900℃～1000℃，是由于在低于900℃时，固溶不充分而残存未固溶的碳化物，对强度提高以及延迟断裂特性提高不能有效发挥作用；而超过1000℃时，奥氏体晶粒的长大变得显著，由于晶粒粗大化而发生以低应力破坏为代表的强度下降。关于淬火，如果确保可以得到马氏体组织的冷却速度，则淬火介质及其温度没有特别限定。而且，淬火介质可以列举出油、水、气体流体等。而回火温度限定为580℃或以上，是由于采用低于580℃的回火温度时再析出不充分的缘故。
上述热处理后进行螺纹滚轧，这是为了对容易成为延迟断裂等氢脆的起点的螺栓螺纹底部通过引入上述那样的加工而提高耐氢脆特性。在用热加工进行螺纹滚轧的场合，由于原奥氏体晶粒在轴方向和半径方向的纵横尺寸比升高，从而其裂纹传播阻力增加，耐氢脆特性提高；另一方面，当用冷加工或温热加工进行螺纹滚轧的场合，由于表层部引入了位错，氢俘获能力提高，从而耐氢脆特性提高。
螺纹滚轧后在150～500℃实施加热处理的目的在于：通过抑制表层部的过分硬度升高而使裂纹敏感性降低，从而使耐氢脆特性提高。在低于150℃的温度时，硬度升高的抑制不充分，而高于500℃的温度时，硬度降低显著，因此限定为150～500℃的温度范围。
实施例1
以下，根据实施例更具体地说明本发明的效果。从具有表1和2所示化学成分的供试材料制造圆棒钢材，并按照固溶、淬火、回火的次序施以热处理。在此，淬火处理是实施60℃的油淬。螺纹滚轧分类为回火后实施(表中记为“热处理后”)和固溶淬火前实施(表中记为“热处理前”)这2个水准。而且，关于对“热处理后”进行了螺纹滚轧的螺栓再次进行热处理的条件，在“螺纹滚轧后再热处理温度”的栏内记载其热处理温度。在该栏内，空白是表示螺纹滚轧后没有实施再热处理。
关于纵横尺寸比、压缩残余应力以及硬度的规定范围，是对表层部进行限定。在此，记为表层部，是指从螺栓表面向中心部直到50μm厚度的区域。关于纵横尺寸比，将螺栓沿垂直于轴向的方向切断钢材，并对断面进行微观观察，由此求出其值。在导出该值时，用光学显微镜对随意选出的20个或更多个原奥氏体晶粒的纵横尺寸比进行测定，采用其平均值。关于硬度，对与上述同样的断面表层部以500gf载荷测定3点或更多点的显微维氏硬度，采用其平均值。关于压缩残余应力，用X射线衍射法进行测定，以对抗拉强度的比例(％)表示。
极限扩散性氢量，用电解充氢法(在将钢材浸渍于硫代氰酸铵水溶液中的状态下使钢材表面产生阳极电位，从而使氢进入钢材中的方法)在螺栓中引入各种浓度的氢，通过表面镀Cd防止氢从螺栓中逃逸，然后对螺栓以抗拉强度的90％的拉伸应力条件进行恒定载荷试验，最大保持100hr，其间对破裂的螺栓以及没有破裂的螺栓采用气相色谱装置的升温分析法测定氢量，将没有破裂的螺栓的最大氢量定义为极限扩散性氢量，评价其氢浓度。还有，所谓扩散性氢量，是指在室温下放置时逃逸的氢，本发明中，定义为用100℃/hr的升温分析法得到的从室温到400℃释放的氢的累计量。
本发明钢是表1中的试验No.1～16。作为比较钢，表示为试验No.17～37，其成分、制造条件(热处理、螺纹滚轧时机)、表层部的显微组织(纵横尺寸比)以及机械特性(压缩残余应力、维氏硬度)、极限扩散氢量中至少任一项或多项脱离本发明的权利要求范围。
此外，在表2的比较钢的成分条件、制造条件、显微组织以及机械特性的数据中，对偏离本发明的权利要求范围的数据附加下横线加以表示。
表1
| 试验No. | 类别 | 化学成分(质量％) | 固溶温度℃ | 回火温度℃ | 螺纹滚轧时机 | 螺纹滚轧后再热处理温度℃ | 表层部纵横尺寸比 | 表层部压缩残余应力(％) | 表层部硬度 | 极限扩散性氢量(ppm) | 抗拉强度(MPa) | ||||||||||||||
| C | Si | Mn | Mo | Al | V | Ti | Nb | Cr | Ni | Cu | B | P | S | N | |||||||||||
| 1 | 本发明钢 | 0.45 | 0.05 | 0.50 | 4.00 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.014 | 0.045 | 0.0046 | 900 | 590 | 热处理后 | - | 2.1 | 28 | 627 | 1.6 | 1492 |
| 2 | 本发明钢 | 0.30 | 0.05 | 1.00 | 2.50 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.010 | 0.050 | 0.0055 | 900 | 600 | 热处理后 | - | 2.0 | 22 | 567 | 1.8 | 1432 |
| 3 | 本发明钢 | 0.25 | 0.05 | 2.00 | 3.00 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.011 | 0.048 | 0.0043 | 925 | 600 | 热处理后 | - | 2.1 | 44 | 670 | 2.7 | 1405 |
| 4 | 本发明钢 | 0.52 | 0.05 | 0.30 | 2.80 | 0.009 | - | - | - | - | - | - | - | 0.012 | 0.049 | 0.0045 | 925 | 600 | 热处理后 | 200 | 2.4 | 39 | 682 | 1.2 | 1488 |
| 5 | 本发明钢 | 0.31 | 0.05 | 1.80 | 3.00 | 0.009 | - | - | - | - | - | - | - | 0.014 | 0.055 | 0.0051 | 925 | 600 | 热处理后 | 200 | 2.1 | 35 | 705 | 1.7 | 1575 |
| 6 | 本发明钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | 0.10 | - | - | - | - | - | - | 0.014 | 0.059 | 0.0075 | 925 | 600 | 热处理后 | - | 2.1 | 51 | 806 | 2.4 | 1621 |
| 7 | 本发明钢 | 0.48 | 0.05 | 0.45 | 2.10 | 0.009 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | 0.013 | 0.051 | 0.0085 | 925 | 620 | 热处理后 | - | 2.2 | 34 | 779 | 1.2 | 1822 |
| 8 | 本发明钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 0.80 | 0.012 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | 0.010 | 0.045 | 0.0047 | 925 | 600 | 热处理后 | - | 2.0 | 44 | 874 | 1.2 | 1864 |
| 9 | 本发明钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 4.10 | 0.010 | 0.15 | 0.03 | - | - | - | - | - | 0.011 | 0.043 | 0.0042 | 950 | 630 | 热处理后 | 160 | 2.4 | 31 | 772 | 1.4 | 1792 |
| 10 | 本发明钢 | 0.45 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.030 | 0.20 | - | 0.04 | - | - | - | - | 0.011 | 0.058 | 0.0077 | 950 | 630 | 热处理后 | 200 | 2.1 | 51 | 831 | 1.2 | 1705 |
| 11 | 本发明钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | - | - | - | 1.20 | - | - | - | 0.012 | 0.053 | 0.0044 | 900 | 610 | 热处理后 | - | 2.1 | 45 | 786 | 1.2 | 1642 |
| 12 | 本发明钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | - | - | - | - | 0.75 | - | - | 0.015 | 0.059 | 0.0040 | 900 | 590 | 热处理后 | - | 2.2 | 41 | 756 | 1.3 | 1637 |
| 13 | 本发明钢 | 0.42 | 0.05 | 0.50 | 2.50 | 0.009 | - | - | - | - | 0.60 | 0.60 | - | 0.010 | 0.055 | 0.0048 | 925 | 600 | 热处理后 | 300 | 2.0 | 51 | 837 | 2.8 | 1688 |
| 14 | 本发明钢 | 0.35 | 0.10 | 0.60 | 2.00 | 0.007 | 0.15 | - | - | 1.00 | - | - | - | 0.011 | 0.045 | 0.0070 | 900 | 600 | 热处理后 | 300 | 2.2 | 79 | 890 | 2.1 | 1504 |
| 15 | 本发明钢 | 0.35 | 0.10 | 0.60 | 2.80 | 0.008 | 0.15 | 0.02 | - | - | - | 0.60 | - | 0.013 | 0.049 | 0.0071 | 925 | 600 | 热处理后 | - | 3.0 | 61 | 863 | 2.4 | 1634 |
| 16 | 本发明钢 | 0.40 | 0.10 | 0.50 | 2.50 | 0.009 | 0.15 | - | - | 1.20 | 0.30 | 0.30 | 0.0024 | 0.012 | 0.052 | 0.0046 | 950 | 620 | 热处理后 | 300 | 2.4 | 34 | 734 | 1.8 | 1685 |
*：低应力破裂
表2
| 试验No. | 类别 | 化学成分(质量％) | 固溶温度℃ | 回火温度℃ | 螺纹滚轧时机 | 螺纹滚轧后再热处理温度℃ | 表层部纵横尺寸比 | 表层部压缩残余应力(％) | 表层部硬度 | 极限扩散性氢量(ppm) | 抗拉强度(MPa) | ||||||||||||||
| C | Si | Mn | Mo | Al | V | Ti | Nb | Cr | Ni | Cu | B | P | S | N | |||||||||||
| 17 | 比较钢 | 0.15 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | 0.15 | - | - | - | - | - | - | 0.012 | 0.056 | 0.0044 | 900 | 580 | 热处理后 | 200 | 2.2 | 21 | 360 | 3.0＞ | 1012 |
| 18 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 0.20 | 0.009 | - | 0.08 | - | - | - | - | - | 0.011 | 0.058 | 0.0088 | 900 | 600 | 热处理后 | - | 2.1 | 16 | 427 | ＜0.1 | 1236 |
| 19 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 1.00 | 2.00 | 0.012 | 0.10 | 1.50 | - | 1.20 | - | - | 0.0020 | 0.013 | 0.051 | 0.0042 | 950 | 650 | 热处理后 | 200 | 2.3 | 12 | 550 | 0.7 | 1689 |
| 20 | 比较钢 | 0.42 | 0.05 | 1.00 | 2.50 | 0.012 | 0.10 | - | 1.30 | - | - | - | 0.0022 | 0.015 | 0.049 | 0.0041 | 1000 | 650 | 热处理后 | 200 | 2.0 | 15 | 578 | 0.5 | 1814 |
| 21 | 比较钢 | 0.70 | 0.05 | 0.70 | 2.50 | 0.009 | 0.10 | - | 0.04 | - | - | - | - | 0.014 | 0.055 | 0.0046 | 950 | 630 | 热处理后 | - | 2.1 | 17 | 595 | ＜0.1 | 1924 |
| 22 | 比较钢 | 0.45 | 0.05 | 0.50 | 4.00 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.010 | 0.052 | 0.0051 | 900 | 590 | 热处理前 | - | 1.3 | 4 | 450 | 0.4 | 1477 |
| 23 | 比较钢 | 0.30 | 0.05 | 1.00 | 2.50 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.17 | 0.056 | 0.0048 | 1120 | 600 | 热处理后 | 160 | 2.1 | 25 | 473 | ＜0.1 | 1102 * |
| 24 | 比较钢 | 0.25 | 0.05 | 2.00 | 3.00 | 0.007 | - | - | - | - | - | - | - | 0.014 | 0.049 | 0.0044 | 925 | 600 | 热处理前 | - | 1.3 | 6 | 427 | 1.4 | 1389 |
| 25 | 比较钢 | 0.52 | 0.05 | 0.30 | 2.80 | 0.009 | - | - | - | - | - | - | - | 0.015 | 0.045 | 0.0082 | 925 | 550 | 热处理后 | 200 | 2.2 | 13 | 463 | 0.2 | 1411 |
| 26 | 比较钢 | 0.31 | 0.05 | 1.80 | 3.00 | 0.009 | - | - | - | - | - | - | - | 0.009 | 0.048 | 0.0068 | 925 | 600 | 热处理前 | 200 | 1.2 | 8 | 471 | 0.2 | 1559 |
| 27 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | 0.10 | - | - | - | - | - | - | 0.016 | 0.055 | 0.0044 | 925 | 600 | 热处理前 | - | 1.3 | 4 | 478 | 0.4 | 1603 |
| 28 | 比较钢 | 0.48 | 0.05 | 0.45 | 2.10 | 0.009 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | 0.014 | 0.058 | 0.0041 | 925 | 500 | 热处理后 | - | 2.1 | 15 | 527 | 0.9 | 1670 |
| 29 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 0.80 | 0.012 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | 0.012 | 0.053 | 0.0046 | 1120 | 600 | 热处理后 | - | 2.2 | 27 | 596 | ＜0.1 | 1221 * |
| 30 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 4.10 | 0.010 | 0.15 | 0.03 | - | - | - | - | - | 0.015 | 0.053 | 0.0051 | 950 | 630 | 热处理前 | - | 1.2 | 5 | 433 | 0.9 | 1732 |
| 31 | 比较钢 | 0.45 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.030 | 0.20 | - | 0.04 | - | - | - | - | 0.011 | 0.049 | 0.0042 | 860 | 630 | 热处理后 | 200 | 2.1 | 14 | 471 | 0.2 | 1387 |
| 32 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | - | - | - | 1.20 | - | - | - | 0.015 | 0.055 | 0.0044 | 900 | 500 | 热处理后 | - | 2.2 | 9 | 496 | 0.1 | 1480 |
| 33 | 比较钢 | 0.40 | 0.05 | 0.50 | 2.00 | 0.010 | - | - | - | - | 0.75 | - | - | 0.012 | 0.050 | 0.0047 | 900 | 590 | 热处理前 | - | 1.3 | 14 | 501 | 0.5 | 1622 |
| 34 | 比较钢 | 0.42 | 0.05 | 0.50 | 2.50 | 0.009 | - | - | - | - | 0.60 | 0.60 | - | 0.013 | 0.049 | 0.0043 | 925 | 600 | 热处理后 | 650 | 2.2 | 9 | 489 | 0.9 | 1490 |
| 35 | 比较钢 | 0.35 | 0.10 | 0.60 | 2.00 | 0.007 | 0.15 | - | - | 1.00 | - | - | - | 0.014 | 0.055 | 0.0044 | 900 | 600 | 热处理前 | 300 | 1.2 | 6 | 431 | 0.8 | 1465 |
| 36 | 比较钢 | 0.35 | 0.10 | 0.60 | 2.80 | 0.008 | 0.15 | 0.02 | - | - | - | 0.60 | - | 0.014 | 0.056 | 0.0045 | 850 | 600 | 热处理后 | - | 2.1 | 14 | 451 | 0.4 | 1359 |
| 37 | 比较钢 | 0.40 | 0.10 | 0.50 | 2.50 | 0.009 | 0.15 | - | - | 1.20 | 0.30 | 0.30 | 0.0019 | 0.011 | 0.059 | 0.0046 | 950 | 620 | 热处理前 | 300 | 1.1 | 5 | 497 | 0.7 | 1655 |
*：低应力破裂
Claims (8)
1.一种耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计含有C：0.2～0.6％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～2％、Mo：0.5～6％、Al：0.005％～0.5％，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，抗拉强度为1400MPa或以上，同时螺纹底部的表层的压缩残余应力为抗拉强度的10～90％。
2.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计还含有V：0.05～1％、Ti：0.01～1％、Nb：0.01～1％中的1种、2种或更多种。
3.根据权利要求1或2所述的耐延迟断裂特性优良的的高强度螺栓，其特征在于：以质量％计还含有Cr：0.1～2％、Ni：0.05～1％、Cu：0.05～0.5％、B：0.0003～0.01％中的1种、2种或更多种。
4.根据权利要求1～3的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：从螺纹底部的表面到至少50μm的表层部的原奥氏体晶粒在轴方向和半径方向的纵横尺寸比为2或以上。
5.根据权利要求1～4的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：从螺纹底部的表面到至少50μm的表层部的维氏硬度为460或以上。
6.根据权利要求1～5的任何一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓，其特征在于：延迟断裂极限扩散性氢量为1ppm或以上。
7.一种耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓的制造方法，其特征在于：使用具有权利要求1～3的任何一项所述的成分组成的钢材，进行螺栓的头部以及轴部的成形加工，然后加热到900℃～1100℃的温度区并进行淬火处理，然后进行580℃或以上的温度区的回火处理，之后进行螺纹滚轧。
8.根据权利要求7所述的耐延迟断裂特性优良的高强度螺栓的制造方法，其特征在于：进行上述螺纹滚轧后，再进行150～500℃的加热处理。
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