JP3836766B2 - High strength steel parts with excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof - Google Patents

High strength steel parts with excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof Download PDF

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Description

【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ボルト、ばね、PC鋼棒、鉄筋などとして使用される高強度(例えば、引張強さ1000N/mm2程度以上)の鋼部品に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
一般にボルトは引張強さが1000N/mm2程度以上の高強度になると、遅れ破壊が生じやすくなるため、使用に制約を受けている。そのため遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品が求められている。
【0003】
例えば、特開昭60−114551号公報では、合金元素および不純物元素によって遅れ破壊を防止すべく、高強度ボルト用鋼においてC:0.30〜0.50%、Si:0.15%未満、Mn:0.10〜0.40%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、Cr:0.50〜4.50%、Mo:0.10〜0.70%以下、でかつSi+Mn+10(P+S):0.45%以下に制御することを提案している。なおこの公報では、Ti:0.05〜0.15%を任意成分として添加すると、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に効果があり、耐力および靭延性の向上に有効であるとしている。またこの公報では、前記ボルト用鋼を鍛造・焼ならしした後、950℃で30分間加熱した後油焼入れし、焼戻ししている。
【0004】
特開平2−267243号公報では、Si、Crを高めることによって遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素を増加できることに着目し、高強度ボルト用鋼においてC:0.18〜0.35%、Si:0.50〜1.50%、Mn:0.20〜0.60%、Cr:1.50〜3.50%、Al:0.008〜0.070%に制御することを提案している。なおこの公報では、0.005〜0.030%のTiを任意成分として添加すると、鋼の高強度化及び微細化に有用であるとしている。またこの公報では、前記ボルト用鋼をφ20mmの棒鋼とした後、通常の熱処理(焼入れ・焼戻し)を行っている。
【0005】
特開平3−243745号公報では、低P、低S化にして更に低Mn、低Si、低Cr化することにより、粒界偏析の著しい軽減化が行われ、それによって粒界が極めて強化されて耐遅れ破壊性が大きく改善されること、NiとMo、V及びNbとを複合添加すれば鋼の細粒化が著しく促進され、それに伴う粒界偏析の軽減が耐遅れ破壊性の改善に有効であること、前記NiとMo、V及びNbとの複合添加は、また鋼の焼戻し軟化抵抗を著しく高め、それによって高い焼戻し温度の採用が可能となり、耐遅れ破壊性の改善に有効であることなどに着目し、機械構造用鋼において、C:0.35〜0.50%、Si:0.20%以下、Mn:0.35%以下、P:0.012%以下、S:0.01%以下、Ni:1.0〜3.0%、Cr:0.25%以下、Mo:0.40〜1.5%、V:0.05〜0.50%、Nb:0.005〜0.20%、Al:0.005〜0.10%に制御することを提案している。なおこの公報では、Ti:0.10%以下を任意成分として添加すると、鋼の細粒化と高強度化に有用であるとしている。またこの公報では、前記成分からなる鋼片を1200〜1250℃に加熱して15mm厚に圧延し、これを870〜1020℃の温度から焼入れした後、焼き戻すことによって機械構造用鋼を製造している。
【0006】
しかしこれら公報に開示の方法によっても、化学成分が限定的であり、幅広い鋼部品に適用することは困難である。そもそも遅れ破壊は、非腐食環境下で起きるものと腐食性環境下で起きるものがあり、種々の要因が複雑にからみあって起きているため、真の原因を特定することは難しい。例えば、遅れ破壊特性に影響を与える要因として、上述したように粒界偏析の低減、及び各種元素の関与などが指摘されているが、その他にも焼戻し温度、組織、材料硬さなども指摘されており、真の遅れ破壊防止手段を確立することは難しく、種々の鋼部品の耐遅れ破壊特性を改善するためには試行錯誤的に種々の方法が採用されているに過ぎない。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、幅広い成分組成であっても遅れ破壊特性を確実に向上できる高強度鋼部品、及びその製造方法を提供することにある。
【0008】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは前記課題を解決するために鋭意研究を重ねる過程において、Tiに着目した。すなわち高強度鋼部品は、鋼を所定の形状に加工した後、焼入れ・焼戻しを行うことによって製造されており、前記鋼がTiを含有する場合、このTiは焼入れ前には、フリーの状態の他、窒化物(以下、TiNと表記する場合がある)や粗大炭化物(以下、粗大TiCと表記する場合がある)として存在している。そして焼入れの加熱の際に粗大TiCが溶け込み、焼戻しの際に溶け込んだTiが微細TiCとして析出することによって、鋼部品の強度や耐遅れ破壊特性を高めることができる。なお微細TiCを析出させる場合、Nが多いとTiNを形成してTiCが不足してしまうため、Nを少なくすることが必要である。しかしNを少なくしても、微細TiCを多量に析出させて強度や耐遅れ破壊特性を高めるためには、通常、Ti量を十分に多くする必要があり、その結果、焼入れ加熱の際に溶け込むことができなかった粗大なTiCも多く残存することとなる。この粗大なTiCは、鋼部品の靭性を劣化させ、遅れ破壊特性も低下させる。
【0009】
従って本発明者らは、粗大なTiCを抑制しながら微細TiCを増大させれば、高強度鋼部品の遅れ破壊特性を著しく改善できることを見出した。しかし、通常、焼入れは加熱炉を用いて行っている。この加熱炉を用いた焼入れにおいて高温に加熱すると入熱量が大きくなり過ぎるために、オーステナイト粒(以下、単に結晶粒と称する場合がある)が粗大化し過ぎ、遅れ破壊特性が低下する懸念がある。そこで加熱炉を用いて結晶粒の粗大化を防止するためには比較的低温で加熱する必要があるものの、この場合には粗大TiCの溶け込み不足が生じてその後の焼戻しの際の微細TiCの析出量が不足し易いため、Ti量を十分に多くする必要がある。ところがTi量を多くすると、比較的低温での焼入れであるために粗大TiCが多く残存し、遅れ破壊特性を十分に向上させることは困難である。
【0010】
そして本発明者らは、高周波加熱などの急速加熱可能な設備を用いて内部まで短時間で急速に加熱すると、結晶粒の粗大化を防ぎながら粗大TiCを効率よく溶け込ませることができるために、鋼部品中の粗大TiC量を抑制しながら微細TiCを増大させることができ、遅れ破壊特性を著しく改善できることを見出し、本発明を完成した。
【0011】
すなわち、本発明に係る耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品は、1)C:0.20〜0.55%(質量%の意。以下、同じ)、Ti:0.01〜0.10%、N:0.02%以下を含有し、2)オーステナイト結晶粒度がNo.7以上であり、3)粒径0.1μm以下である微細TiCの含有量が0.01%以上であり、4)前記微細TiCの含有量(質量%;[微細TiC])と全Tiの含有量(質量%;[Ti])が、下記式(1)を満足している点に要旨を有するものである。
【0012】
[微細TiC]/[Ti]≧0.4 …(1)
前記高強度部品は、第1の他の成分(Cr:2%以下、Mo:2%以下、V:1%以下、W:1%以下、Nb:1%以下など)、第2の他の成分(Cu:1%以下、Ni:4%以下など)を含有していてもよく、不純物であるP及びSは、P:0.02%以下、S:0.02%以下程度であるのが望ましい。
【0013】
前記耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品は、C:0.20〜0.55%、Ti:0.01〜0.10%、N:0.02%以下を含有し、全Tiの含有量(質量%;[Ti])とNの含有量(質量%;[N])が、下記式(2)を満足する鋼から製造できる。
【0014】
[Ti]−3.4×[N]≧0.01% …(2)
すなわち前記鋼を焼入れ温度が900〜1300℃であって下記式(3)で規定される入熱強さAが3.0〜8.0となる条件で焼入れした後、温度500℃以上で焼戻しすることによって製造できる。
【0015】
A=log[t+(T−700)/(2×V)]−22×1000/(T+273)+20 …(3)
[式中、Tは焼入れ加熱温度(℃)を示し、Vは焼入れ加熱時の平均加熱速度(℃/秒)を示し、tは加熱後の保持時間(秒)を示す]
前記入熱強さAは、例えば、焼入れ工程における加熱時の平均加熱速度が10℃/秒以上の範囲から選択し、加熱後の保持時間が60秒以下の範囲することによって、3.0〜8.0の範囲に制御できる。前記焼入れは、高周波焼入れ、または通電加熱した後に急冷するのが簡便である。
【0016】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度鋼部品は、少なくともC:0.20〜0.55%、Ti:0.01〜0.10%、N:0.02%以下を含有している。以下、各成分の限定理由について説明する。
【0017】
C:0.20〜0.55%
Cは鋼の焼入性と強度確保のために必要な元素である。すなわち本発明の高強度鋼部品は、後述するように高温で焼き戻すことによって製造されているため、焼戻し軟化を防止して高強度を確保するためにはCを0.20%以上、好ましくは0.25%以上、さらに好ましくは0.35%以上含有させなければならない。しかし添加量が多いと鋼の加工性を低下させ、さらには靭性が劣化し遅れ破壊特性が悪化する。従ってCは0.55%以下、好ましくは0.45%以下、さらに好ましくは0.40%以下とする。
【0018】
Ti:0.01〜0.10%
Tiは鋼部品の強度と耐遅れ破壊特性を向上するのに有用な元素である。すなわち本発明の高強度部品は、後述するように鋼を所定形状に加工した後、高温焼入れ・高温焼戻し処理することによって製造されている。Tiは焼入れ時の高温加熱の際に鋼中に溶け込み、焼戻し時に微細なTiCとして析出するため、高温焼戻しであっても高い強度が得られる。しかも微細なTiCは遅れ破壊の原因となる水素をトラップする作用を有しており、鋼部品の遅れ破壊特性を高めることができる。これらの作用を発揮させるためには、Tiは0.01%以上、好ましくは0.02%以上、さらに好ましくは0.05%以上とする。しかしTiが過剰になると、焼入れ前に存在する粗大TiC量が増えすぎるため、高温焼入れを行っても粗大TiCが多く溶け残り、鋼部品中の粗大TiC量が増大する。そのため鋼部品の靭性が劣化し、遅れ破壊特性が低下する。従ってTiは0.10%以下、好ましくは0.8%以下、さらに好ましくは0.7%以下とする。
【0019】
N:0.02%以下
Nは鋼の溶製後の凝固段階でTiと結合してTiNを形成する。TiNは高温で加熱しても溶解しないため、焼戻し時に生成する微細TiC量を低下させる。さらにはNは遅れ破壊特性に対して有害な元素でもある。従ってNは0.02%以下、好ましくは0.01%以下、さらに好ましくは0.007%以下、特に0.005%以下にする。なおNを0%にするのは困難であり、通常、0.0005%以上程度であり、0.001%以上程度であることが多い。
【0020】
本発明の鋼部品は、必要に応じてさらに種々の他の元素を含有していてもよく、例えば、Cr、Mo、V、W、Nbなどの第1の他の元素;Cu、Niなどの第2の他の元素を含有していてもよい。第1及び第2の他の元素は鋼部品の耐遅れ破壊特性をさらに向上させるのに有用であり、特に第2の他の元素は水素の浸入を抑制する点から鋼の耐遅れ破壊特性を向上させるのに有用である。前記第1の他の元素及び第2の他の元素は、単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。以下詳細に説明する。
【0021】
Cr:
Crは耐食性を向上させるため耐遅れ破壊特性の改善に有用であり、さらには焼入性を高めて高強度を獲得する上でも有用である。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.2%以上、好ましくは0.3%以上とする。一方、Crが過剰になると炭化物を安定化して加工性に悪影響を与えるため、例えば、2%以下、好ましくは1.2%以下、さらに好ましくは0.5%以下とする。
【0022】
Mo:
Moは粒界強化作用によって耐遅れ破壊特性を向上させるのに有用であり、さらには焼入性を高めるにも有用である。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.05%以上、好ましくは0.1%以上とする。一方、Moが過剰になると加工性を阻害するため、例えば、2%以下、好ましくは1%以下、さらに好ましくは0.6%以下とする。
【0023】
V、W、Nb:
V、W、及びNbは、Tiと同様に、微細な析出物(炭窒化物など)を形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。さらにこれら炭化物及び窒化物は、窒素結晶粒の微細化に有効な元素でもある。Vの添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.03%以上、好ましくは0.05%以上とする。W及びNbの下限も、前記Vと同様である。一方、V、W、又はNbが過剰になると耐遅れ破壊特性及び靭性を阻害する。従ってVは、例えば、1%以下、好ましくは0.3%以下、さらに好ましくは0.1%以下とする。W及びNbの下限も、前記Vと同様である。
【0024】
これら第1の他の元素(Cr、Mo、V、W、Nbなど)は、単独で添加してもよく複数組み合わせて添加してもよい。好ましくは、Cr及びMoのうち少なくとも一方(特に両方)を添加する。
【0025】
Cu:
Cuは耐食性を高め、遅れ破壊に悪影響を及ぼす水素の浸入を抑制するのに有効である。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.15%以上、好ましくは0.3%以上とする。一方、Cuが過剰になると前記効果が飽和するばかりでなく、鋼の靭性を低下させるため、例えば、1%以下、好ましくは0.7%以下、さらに好ましくは0.6%以下とする。
【0026】
Ni:
Niも耐食性を向上させ水素浸入を抑制する作用を有しており、さらには鋼の靭性及び焼入性を高めるのにも有用である。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.05%以上、好ましくは0.3%以上とする。一方、Niが過剰になると前記効果が飽和してコストアップを招くだけであるため、例えば、4%以下、好ましくは3.5%以下、さらに好ましくは1%以下(特に0.6%以下)程度とする。
【0027】
これら第2の他の元素(Cu,Niなど)は単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【0028】
なお上記必須元素(C,Ti,N)及び任意元素(第1及び第2の他の元素)以外にも種々の元素を含有していてもよく、例えば、通常はMnを含有しており、Bを含有していてもよい。前記以外(残部)は、通常、Fe及び不純物(Al,Si,P,Sなど)であり、本発明の効果を損なわない範囲で不可避的不純物を含有していていもよい。前記Mn,Bを添加する場合のこれらの含有量、及び不純物の残存量は、例えば、以下の通りである。
【0029】
Mn:2%以下
Mnは焼入性向上元素であるため、Mnを添加すると部品の高強度化が容易になる。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.3%以上、好ましくは0.5%以上とする。一方、Mnが過剰になると鋼の加工性を低下させ、更には粒界への偏析を助長して粒界強度を弱め耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってMn量は、例えば、2%以下、好ましくは1.5%以下、さらに好ましくは0.8%以下とする。
【0030】
B:0.003%以下
Bは鋼の焼入性を向上させるのに有用である。添加量の下限は特に限定されず0%超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには0.0005%以上、好ましくは0.001%以上とする。一方、Bが過剰になると靭性が低下する。従ってB量は、例えば、0.003%以下、好ましくは0.0025%以下、さらに好ましくは0.0020%以下とする。
【0031】
Al:0.1%以下
Alは酸化物系介在物を生成し、この介在物が耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってAlは、例えば、0.1%以下、好ましくは0.07%以下、さらに好ましくは0.05%以下とする。なおAlの残存量は0%であることが望ましいものの、Alは鋼の溶製時に脱酸剤として使用されるために0%とするのは困難である。そのためAlは、例えば、0.02%以上(特に0.03%以上)程度であることが多い。
【0032】
Si:2%以下
Siは加工性を低下させ、しかも焼入れ等の熱処理時における粒界酸化を助長して耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってSiは、例えば、2%以下、好ましくは1%以下、特に0.5%以下にするのが望ましい。なおSiの残存量は0%であることが望ましいものの、Siは鋼の溶製時に脱酸剤として使用されるために0%とするのは困難である。そのためSiは、例えば、0.005%以上(特に0.01%以上)程度であることが多い。
【0033】
P:0.02%以下
Pは粒界偏析を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させる。従ってPは、例えば、0.02%以下、好ましくは0.015%以下、特に0.005%以下とする。なおPの残存量は0%であることが望ましいものの、コスト高につながるため、例えば、0.001%以上程度であることが多い。
【0034】
S:0.02%以下
Sは応力集中箇所となるMnSを形成するため、耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってSは、例えば、0.02%以下、好ましくは0.01%以下、さらに好ましくは0.005%以下とする。なおSの残存量は0%であることが望ましいものの、コスト高につながるため、例えば、0.001%以上程度であることが多い。
【0035】
上記不純物(Al,Si,P,Sなど)のうち、特にPやSの量を制御するのが望ましい。
【0036】
そして本発明の高強度鋼部品では、微細TiCが多量に存在していると共に、粗大TiCが抑制されている。微細TiCは、引張強さを高める点で有用なだけでなく、水素をトラップする作用を有しており耐遅れ破壊特性の向上に有用である。一方、粗大TiCは靭性や耐遅れ破壊特性に有害である。そこで微細TiCの比率を高めることで鋼部品の靭性を高めることができ、しかも耐遅れ破壊特性を著しく高めることができる。加えて本発明の鋼部品では後述するようにTiNが抑制されている。TiNは焼入れの加熱の際に固溶しないために鋼部品中に粗大なTiNとして残存し易く、靭性や耐遅れ破壊特性に対して有害であるが、本発明の鋼部品ではかかるTiNが抑制されている。従って本発明の鋼部品の特徴は、鋼中にある有害Ti(粗大TiC、粗大TiN)を低減する一方で、望ましいTi(微細TiC)を増加している点にある。微細TiCと有害Ti(粗大TiC、粗大TiN)の比は、微細TiCと全Tiの比によって実質的に評価できる。
【0037】
微細TiCの含有量(質量%;以下、[微細TiC]と表記する場合がある)と全Tiの含有量(質量%;以下、[Ti]と表記する場合がある)の比([微細TiC]/[Ti])は、0.4以上、好ましくは0.5以上、さらに好ましくは0.6以上である。この比率([微細TiC]/[Ti])は大きいほど望ましいものの、通常は0.9以下程度である。
【0038】
なお前記微細TiCは粒径が0.1μm以下のTiCのことを意味している。本発明の鋼部品中の微細TiC量は、0.01%以上程度、好ましくは0.02%以上程度、さらに好ましくは0.03%以上程度である。微細TiCは多いほど望ましいものの、通常は0.10%以下程度である。
【0039】
なお本発明の鋼部品は、前記[微細TiC]/[Ti]の要件と、微細TiC量の要件の両方を兼ね備える必要がある。
【0040】
さらに本発明の高強度鋼部品は、結晶粒が粗大化していないため、この点からも遅れ破壊特性が改善されている。前記粗大化抑制の程度はオーステナイト粒の結晶粒度番号によって評価できる。前記結晶粒度番号は、No.7以上程度、好ましくはNo.8以上程度、さらに好ましくはNo.9以上程度、特にNo.10以上程度(例えば、No.11以上程度)である。結晶粒度番号は大きいほど望ましいものの、通常はNo.15以下程度である。
【0041】
上記本発明の鋼部品は、微細TiCが多く、粗大TiCが少なく、しかも結晶粒が粗大化していないため、耐遅れ破壊特性に著しく優れている。しかも所定量のCを含有しており、かつ微細TiCが多いために所定の強度を確保できる。そのため、従来の遅れ破壊強さの改善を求められていた高強度鋼部品に代わる優れた高強度鋼部品(例えば、高強度ボルト、ばね、PC鋼線、鉄筋などの線状又は棒状の鋼材の加工品など)として有用である。
【0042】
本発明の鋼部品の引張強度は、例えば、1000N/mm2以上程度(好ましくは1200N/mm2以上程度、さらに好ましくは1400N/mm2以上程度)である。なお引張強度は、1500N/mm2以下程度になることが多い。
【0043】
また本発明の鋼部品は、化学成分的にはC量、Ti量、N量を制御することによって耐遅れ破壊特性が改善されている。すなわち制御すべき化学成分の種類が少ないため、幅広い鋼部品に適用することができる。従って、耐遅れ破壊特性を改善するために使用されている種々の元素(例えば、Cr、Mo、V、Nb、Niなど)の使用が、製法や用途等の観点から困難である場合にも、本発明によればそれら元素の使用を簡便に回避でき、簡単に耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品を提供することができる。
【0044】
上記鋼部品は、同等の化学成分を有する鋼を高温で速やかに焼入れ、高温で焼き戻すことによって製造できる。焼入れ温度を高くすることによって粗大TiCを効率よく溶解できるために、溶け残る粗大TiC量を抑制できると共に、焼戻し時に析出する微細TiC量を増大させることができる。しかも速やかに焼入れすることによって、焼入れ温度を高くしても結晶粒の粗大化を抑制することができる。
【0045】
前記焼入れ温度は、具体的には900℃以上程度、好ましくは950℃以上程度、さらに好ましくは1000℃以上程度、特に1100℃以上程度である。なお焼入れ温度が高すぎると、速やかに焼入れを行っても結晶粒が粗大化しやすくなって遅れ破壊特性が低下しやすくなる。従って焼入れ温度は、通常、1300℃以下程度、好ましくは1250℃以下程度、さらに好ましくは1150℃程度、特に1100℃以下程度である。
【0046】
焼入れの速やかさは、下記式(4)で表されるA値(「入熱強さ」と称する場合がある)によって評価できる。このA値自体は、焼戻しパラメータとしても使用されているものであり、入熱量の目安となるものである。
A=logt’−B×[Q/(R×Ta)]+C …(4)
[式中、t’は加熱時間(Hr)を示し、Qは活性化エネルギー(cal/mol)を示し、Rはガス定数(cal/mol)を示し、Taは加熱温度(K)を示し、B及びCは定数を示す]
本発明の場合、前記式(4)は下記式(5)のように整理することができる。A=log[t+(T−700)/(2×V)]−B’×(T+273)+C’
…(5)
[式中、Tは焼入れ加熱温度(℃)を示し、Vは焼入れ加熱時の平均加熱速度(℃/秒)を示し、tは加熱後の保持時間(秒)を示し、B’及びC’は定数を示す]
数多くの実験から得られた値を用いて回帰計算することによって、B’とC’を求めたところ、B’=22×1000、C’=20となったため、上記式(5)は下記式(3)のように書き直すことができる。
A=log[t+(T−700)/(2×V)]−22×1000/(T+273)+20 …(3)
焼入れの速やかさ(加熱速度、加熱後の保持時間など)を変えて適切なA値の範囲を求めたところ、A値が8.0以下程度(好ましくは7.5以下程度、さらに好ましくは7.0以下程度、特に6.0以下程度)となる条件で焼入れするのが望ましい。A値が大きすぎると、速やかに焼入れすることができず、結晶粒が粗大化するために遅れ破壊特性が劣化する。一方、A値が小さすぎる場合には、高温焼入れであっても加熱不足となってTiを十分に固溶させることができない。従ってA値が3.0以上程度、好ましくは4.0以上程度、さらに好ましくは4.5以上程度、特に5.0以上程度となる条件で焼入れするのが望ましい。
【0047】
高温加熱の条件下でA値を前記所定値以下に制御するためには、加熱速度を速くし、加熱後の保持時間を短くする必要がある。加熱速度は、例えば、10℃/秒以上程度、好ましくは20℃/秒以上程度、さらに好ましくは50℃/秒以上程度の範囲から選択できる。保持時間は加熱速度に応じて適宜設定できるが、例えば、60秒以内程度、好ましくは30秒以内程度、さらに好ましくは10秒以内程度の範囲から選択できる。
【0048】
一方A値を前記所定値以上に制御するためには、加熱速度を極端に速くせず、保持時間を極端に短くしない必要がある。加熱速度は、例えば、600℃/秒以下程度、好ましくは300℃/秒以下程度、さらに好ましくは100℃/秒以下程度の範囲から選択できる。保持時間は加熱速度に応じて適宜設定できるが、例えば、1秒以上程度、好ましくは3秒以上程度、さらに好ましくは5秒以上程度の範囲から選択できる。
【0049】
速やかに焼入れするためには、例えば、高周波加熱装置、通電加熱装置(通電に伴う抵抗発熱を利用した加熱装置)などの急速加熱装置を利用するのが便利である。
【0050】
焼戻しは500℃以上、好ましくは550℃以上、さらに好ましくは575℃以上の温度に加熱することによって行う。焼戻し温度が低すぎると、微細TiCが析出せず、遅れ破壊特性が改善されない。なお焼戻し温度は、通常、650℃以下程度(特に625℃以下程度)であることが多い。
【0051】
上述のようにして焼入れ・焼戻しをすることによって、結晶粒が小さく、全Ti量が抑制されているにも拘わらず微細TiCが多い鋼部品を製造することができる。ただし鋼中のN量が多すぎると、TiNが形成されてしまうために、上述のようにして焼入れ・焼戻しを行っても微細TiC量が不足してしまう。微細TiC量を前記所定の範囲にするためには、Ti量をN量よりも十分に多くする必要がある。例えば、鋼中のTi含有量を[Ti](質量%)、N含有量を[N](質量%)としたとき、式[Ti]−3.4×[N]によって求まる数値を、0.01%以上、好ましくは0.03%以上、さらに好ましくは0.05%以上にする。
【0052】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0053】
実験例1〜22
下記表1に示す化学成分(質量%)の供試鋼を鍛造・切断して丸棒(直径12mm×長さ100mm)を製造した後、温度850℃で60分間加熱して焼ならしした。高周波加熱装置を用い、前記丸棒を表2〜3に示す条件で短時間の急速加熱した後、油冷することによって焼入れした。次いで表2に示す条件で加熱した後、水冷することによって焼戻しした。
【0054】
上記焼戻し丸棒を横断し、D/4部(Dは直径を示す)のオーステナイト結晶粒の粒度No.を「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」(JIS G 0551)に準拠して測定した。
【0055】
また焼戻し丸棒中の微細TiC量を以下に示す(1)〜(10)のようにして求めた。
【0056】
(1)前記丸棒を切断して測定試料とした(直径12mm×長さ20mm)。
【0057】
(2)10質量%のアセチルアセトンと1質量%のテトラメチルアンモニウムクロリドを溶かしたメタノール溶液(電解液)に前記試料を浸漬し、20mA/cm2の定電流を流して試料を約0.5g程度溶解(電解)する。
【0058】
(3)電解処理終了後、試料をメタノール中に浸漬し、試料表面に露出した析出物を超音波により剥離する。
【0059】
(4)粗大析出物を含む上記電解液と超音波処理液とを孔径0.1μmのメンブランフィルターによって吸引濾過し、粗大析出物を捕集する。
【0060】
(5)捕集した粗大析出物を前記メンブランフィルターと共に白金るつぼに移し、ガスバーナーによって加熱して灰化する。
【0061】
(6)白金るつぼにアルカリ融剤(炭酸ナトリウムと四硼酸ナトリウムの混合液)を加え、再びガスバーナーで加熱して残渣を融解する。
【0062】
(7)白金るつぼに塩酸と純水を加えて融解物を溶解し、メスフラスコに移す。さらにメスフラスコの標線に到達するまで純水を加えて分析液とする。
【0063】
(8)ICP発光分析法によってTi量を測定し、分析液中の粗大Ti化合物(粒径0.1μm超)の量WLarge-Tiを測定する。一方、上記電解処理及び超音波処理時の試料の溶解量W1を求めておき、下記式に基づいて試料中の粗大Ti化合物濃度([粗大Ti化合物])を算出する。
【0064】
[粗大Ti化合物]=WLarge-Ti/W1×100
(9)前記丸棒から約0.3g程度(溶解量:W2)の切粉を採取し、王水に入れ、加熱溶解する。この溶液に純水を加えて濃度を調節した後、ICP発光分析法によってTi量(Wtotal-Ti)を測定し、下記式に基づいて試料中の全Ti濃度([全Ti])を算出する。
【0065】
[全Ti]=Wtotal-Ti/W2×100
(10)下記式に基づき、試料中の微細TiC(粒径0.1μm以下)の濃度([微細TiC])を算出する。
【0066】
[微細TiC]=[全Ti]−[粗大Ti化合物]
上記焼戻し丸棒を切削加工して図1に示す引張試験片と図2に示す遅れ破壊試験片を製造した。これら試験片を用いて、引張強さと遅れ破壊強さを調べた。なお遅れ破壊強さは、試験片を蒸留水中に浸漬しながら応力を負荷し、破壊に至るまでの時間を測定する方法において、応力を複数の水準で負荷して破壊時間が100時間となるときの応力を求めることによって評価した(100時間遅れ破壊強さ)。
【0067】
実験例23〜24
加熱炉中に丸棒を入れて焼き入れる以外は、実験例1〜22と同様にした。
【0068】
結果を表2〜3に示す。
【0069】
【表1】

Figure 0003836766
【0070】
【表2】
Figure 0003836766
【0071】
【表3】
Figure 0003836766
【0072】
実験例23から明らかなように、焼入れ温度を高くしてTiの溶け込み量を増やし、焼戻し後の微細なTiC量を増大させても、オーステナイト粒が粗大になるため遅れ破壊強さは低くなる。
【0073】
また実験例24から明らかなように、オーステナイト粒の粗大化を避けるために低温で焼き入れる条件において、鋼中のTi量を増やすことによって焼入れ時のTiの溶け込み量を増やし、焼戻し後の微細なTiC量を増大させても、鋼中に多量の粗大TiCが残存しているために、遅れ破壊強さも弱くなっている。
【0074】
これらに対して、実験例1では高周波によって短時間で焼入れしているため、オーステナイト粒の粗大化を防止しながら鋼中のTiを効率よく溶かし込むことができる。そのため、焼戻し丸棒において、結晶粒を小さくでき、且つ粗大TiC量を抑制しながらも微細なTiC量を増大でき(すなわち[微細TiC]/[Ti]を大きくでき)、引張強さ及び遅れ破壊強さを高めることができる。同様に実験例5〜15でも高周波によって短時間で焼入れしているため、引張強さ及び遅れ破壊強さを高めることができる。
【0075】
ただし実験例2では高周波焼入れの温度が低すぎてA値が低すぎるため、鋼中のTiを十分に溶かし込むことができず、微細TiC量が不足して引張強さが弱くなっている。実験例3では高周波焼入れ時の入熱量が大きすぎてA値が高くなりすぎるため、オーステナイト粒が粗大化して遅れ破壊強さが低下する。実験例4では焼戻し温度が低すぎるために、焼入れ時に溶け込んだTiが析出せず、微細TiCが不足して遅れ破壊強さが小さくなる。
【0076】
また実験例16、19、21、22では[Ti]−3.4[N]が小さいために、TiがNと結合してしまう結果、微細なTiCが析出し難くなっている。しかもオーステナイト粒の粗大化を抑止するTiCが不足するために、オーステナイト粒も粗大化している。そのため遅れ破壊強さが低くなる。
【0077】
実験例17ではC量が少ないために引張強さが低くなり、実験例18ではC量が多いために耐遅れ破壊強さが低下する。実験例20ではTi量が多すぎるために、微細なTiCが増えるだけでなく粗大なTiCも増えてしまい、遅れ破壊強さが低下する。
【0078】
【発明の効果】
本発明によれば、結晶粒の粗大化や粗大TiC量が抑制されているにも拘わらず、微細TiC量が多いために遅れ破壊特性を著しく高めることができる。しかも化学成分的には、C量、Ti量、N量を制御しているだけであるため、幅広い成分組成の高強度鋼部品に適用できる。
【0079】
前記高強度鋼部品は、高温で速やかに焼入れ、高温で焼き戻すことによって製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図1】図1は実験例の引張試験片を示す概略平面図である。
【図2】図2は実験例の遅れ破壊試験片を示す概略平面図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention provides high strength (for example, tensile strength 1000 N / mm) used as high strength bolts, springs, PC steel bars, reinforcing bars, etc. 2 Or more) steel parts.
[0002]
[Prior art]
Generally, bolts have a tensile strength of 1000 N / mm 2 When the strength is higher than the above level, delayed fracture is likely to occur, which limits use. Therefore, there is a demand for high-strength steel parts having excellent delayed fracture characteristics.
[0003]
For example, in JP-A-60-114551, in order to prevent delayed fracture due to alloy elements and impurity elements, C: 0.30 to 0.50%, Si: less than 0.15%, Mn: 0.10 to 0.40%, P: 0.015% or less, S: 0.010% or less, Cr: 0.50 to 4.50%, Mo: 0.10 to 0.70% or less, And Si + Mn + 10 (P + S): it is proposed to control to 0.45% or less. In this publication, if Ti: 0.05 to 0.15% is added as an optional component, carbonitrides are formed, which is effective in refining crystal grains and effective in improving yield strength and toughness. Yes. In this publication, the bolt steel is forged and normalized, heated at 950 ° C. for 30 minutes, then oil-quenched and tempered.
[0004]
In JP-A-2-267243, focusing on the fact that by increasing Si and Cr, it is possible to increase the limit of diffusible hydrogen that does not lead to delayed fracture, C: 0.18 to 0.35% in steel for high-strength bolts, Proposed to control Si: 0.50 to 1.50%, Mn: 0.20 to 0.60%, Cr: 1.50 to 3.50%, Al: 0.008 to 0.070% ing. In this publication, adding 0.005 to 0.030% Ti as an optional component is useful for increasing the strength and refining of steel. In this publication, the bolt steel is made into a bar steel of φ20 mm, and then normal heat treatment (quenching / tempering) is performed.
[0005]
In Japanese Patent Laid-Open No. 3-243745, by reducing P and S and further reducing Mn, Si and Cr, grain boundary segregation is remarkably reduced, and thereby the grain boundary is extremely strengthened. Therefore, the delayed fracture resistance is greatly improved, and if Ni, Mo, V, and Nb are added in combination, the refinement of the steel is remarkably promoted, and the accompanying reduction in grain boundary segregation improves the delayed fracture resistance. Effectiveness, the combined addition of Ni and Mo, V and Nb also significantly increases the temper softening resistance of the steel, thereby making it possible to adopt a high tempering temperature and effective in improving delayed fracture resistance. Paying attention to the above, in the steel for machine structural use, C: 0.35 to 0.50%, Si: 0.20% or less, Mn: 0.35% or less, P: 0.012% or less, S: 0 0.01% or less, Ni: 1.0 to 3.0%, Cr: 0 25% or less, Mo: 0.40 to 1.5%, V: 0.05 to 0.50%, Nb: 0.005 to 0.20%, Al: 0.005 to 0.10% Propose that. In this publication, it is said that if Ti: 0.10% or less is added as an optional component, it is useful for making steel finer and stronger. Further, in this publication, a steel for machine structure is manufactured by heating a steel slab comprising the above components to 1200 to 1250 ° C., rolling it to a thickness of 15 mm, quenching it from a temperature of 870 to 1020 ° C., and tempering it. ing.
[0006]
However, even the methods disclosed in these publications have limited chemical components and are difficult to apply to a wide range of steel parts. In the first place, delayed fractures occur in a non-corrosive environment and in a corrosive environment. Since various factors are involved in a complicated manner, it is difficult to identify the true cause. For example, as described above, reduction of grain boundary segregation and involvement of various elements have been pointed out as factors affecting delayed fracture characteristics, but tempering temperature, structure, material hardness, etc. are also pointed out. Therefore, it is difficult to establish a true delayed fracture prevention means, and various methods are merely employed by trial and error in order to improve the delayed fracture resistance of various steel parts.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and its object is to provide a high-strength steel part capable of reliably improving delayed fracture characteristics even with a wide component composition, and a method for producing the same. There is.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors paid attention to Ti in the process of intensive research in order to solve the above problems. That is, high-strength steel parts are manufactured by processing steel into a predetermined shape, followed by quenching and tempering. When the steel contains Ti, this Ti is in a free state before quenching. In addition, they exist as nitrides (hereinafter sometimes referred to as TiN) and coarse carbides (hereinafter sometimes referred to as coarse TiC). And coarse TiC melt | dissolves in the case of the heating of quenching, and Ti melt | dissolved in the case of tempering precipitates as fine TiC, and can improve the intensity | strength and delayed fracture resistance of steel parts. When fine TiC is deposited, if N is large, TiN is formed and TiC is insufficient, so it is necessary to reduce N. However, even if N is reduced, in order to precipitate a large amount of fine TiC and increase the strength and delayed fracture resistance, it is usually necessary to increase the amount of Ti sufficiently, and as a result, it dissolves during quenching heating. A large amount of coarse TiC that could not be obtained also remains. This coarse TiC degrades the toughness of steel parts and also reduces delayed fracture characteristics.
[0009]
Therefore, the present inventors have found that if the fine TiC is increased while suppressing coarse TiC, the delayed fracture characteristics of high strength steel parts can be remarkably improved. However, quenching is usually performed using a heating furnace. When heating to a high temperature in this quenching using a heating furnace, the amount of heat input becomes too large, so that there is a concern that austenite grains (hereinafter sometimes referred to simply as crystal grains) become too coarse and delayed fracture characteristics deteriorate. Therefore, although it is necessary to heat at a relatively low temperature in order to prevent coarsening of the crystal grains using a heating furnace, in this case, the coarse TiC is not sufficiently dissolved and fine TiC is precipitated during subsequent tempering. Since the amount tends to be insufficient, it is necessary to sufficiently increase the amount of Ti. However, if the amount of Ti is increased, a large amount of coarse TiC remains because of quenching at a relatively low temperature, and it is difficult to sufficiently improve delayed fracture characteristics.
[0010]
And, the present inventors can rapidly melt coarse TiC while preventing coarsening of crystal grains when heated rapidly in a short time using facilities capable of rapid heating such as high-frequency heating, The present inventors have found that fine TiC can be increased while suppressing the amount of coarse TiC in steel parts, and that delayed fracture characteristics can be remarkably improved, and the present invention has been completed.
[0011]
That is, the high-strength parts excellent in delayed fracture resistance according to the present invention are as follows: 1) C: 0.20 to 0.55% (meaning mass%, hereinafter the same), Ti: 0.01 to 0.10 %, N: 0.02% or less, 2) The austenite grain size is No. 3) The content of fine TiC having a particle size of 0.1 μm or less is 0.01% or more. 4) The content of fine TiC (mass%; [fine TiC]) and the total Ti The content (mass%; [Ti]) has a gist in that the following formula (1) is satisfied.
[0012]
[Fine TiC] / [Ti] ≧ 0.4 (1)
The high-strength component includes a first other component (Cr: 2% or less, Mo: 2% or less, V: 1% or less, W: 1% or less, Nb: 1% or less, etc.), Components (Cu: 1% or less, Ni: 4% or less, etc.) may be contained, and impurities P and S are P: 0.02% or less and S: 0.02% or less. Is desirable.
[0013]
The high-strength parts having excellent delayed fracture resistance contain C: 0.20 to 0.55%, Ti: 0.01 to 0.10%, N: 0.02% or less, and contain all Ti The amount (mass%; [Ti]) and the content of N (mass%; [N]) can be produced from steel satisfying the following formula (2).
[0014]
[Ti] -3.4 × [N] ≧ 0.01% (2)
That is, after quenching the steel under a condition that the quenching temperature is 900 to 1300 ° C. and the heat input strength A defined by the following formula (3) is 3.0 to 8.0, the steel is tempered at a temperature of 500 ° C. or more. Can be manufactured.
[0015]
A = log [t + (T−700) / (2 × V)] − 22 × 1000 / (T + 273) +20 (3)
[Wherein T represents quenching heating temperature (° C.), V represents average heating rate during quenching heating (° C./second), and t represents retention time (seconds) after heating]
The heat input strength A is, for example, selected from a range in which the average heating rate during heating in the quenching step is 10 ° C./second or more, and the holding time after heating is in the range of 60 seconds or less. It can be controlled within the range of 8.0. In the quenching, induction quenching or rapid cooling after energization heating is convenient.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The high strength steel part of the present invention contains at least C: 0.20 to 0.55%, Ti: 0.01 to 0.10%, and N: 0.02% or less. Hereinafter, the reason for limitation of each component is demonstrated.
[0017]
C: 0.20 to 0.55%
C is an element necessary for ensuring the hardenability and strength of steel. That is, since the high-strength steel part of the present invention is manufactured by tempering at a high temperature as will be described later, in order to prevent temper softening and ensure high strength, C is preferably 0.20% or more, preferably It must be contained at 0.25% or more, more preferably 0.35% or more. However, if the added amount is large, the workability of the steel is lowered, and further, the toughness is deteriorated and the delayed fracture property is deteriorated. Therefore, C is 0.55% or less, preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
[0018]
Ti: 0.01-0.10%
Ti is an element useful for improving the strength and delayed fracture resistance of steel parts. That is, the high-strength component of the present invention is manufactured by processing steel into a predetermined shape as will be described later, followed by high-temperature quenching / high-temperature tempering treatment. Since Ti dissolves in steel during high-temperature heating during quenching and precipitates as fine TiC during tempering, high strength can be obtained even during high-temperature tempering. Moreover, fine TiC has an action of trapping hydrogen which causes delayed fracture, and can enhance delayed fracture characteristics of steel parts. In order to exert these effects, Ti is 0.01% or more, preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more. However, when Ti is excessive, the amount of coarse TiC existing before quenching increases too much, so that even if high-temperature quenching is performed, a large amount of coarse TiC remains undissolved and the amount of coarse TiC in the steel part increases. Therefore, the toughness of steel parts deteriorates and the delayed fracture characteristics deteriorate. Therefore, Ti is 0.10% or less, preferably 0.8% or less, more preferably 0.7% or less.
[0019]
N: 0.02% or less
N is combined with Ti in the solidification stage after the steel is melted to form TiN. Since TiN does not dissolve even when heated at a high temperature, the amount of fine TiC produced during tempering is reduced. Further, N is an element harmful to delayed fracture characteristics. Therefore, N is 0.02% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.007% or less, and particularly 0.005% or less. Note that it is difficult to reduce N to 0%, usually about 0.0005% or more, and often about 0.001% or more.
[0020]
The steel part of the present invention may further contain various other elements as required, for example, first other elements such as Cr, Mo, V, W, Nb; Cu, Ni, etc. A second other element may be contained. The first and second other elements are useful for further improving the delayed fracture resistance of steel parts, and in particular, the second other element reduces the delayed fracture resistance of the steel from the point of suppressing hydrogen penetration. Useful to improve. The first other element and the second other element may be added alone or in combination. This will be described in detail below.
[0021]
Cr:
Cr is useful for improving delayed fracture resistance because it improves corrosion resistance, and is also useful for increasing hardenability and obtaining high strength. The lower limit of the addition amount is not particularly limited as long as it exceeds 0%, but in order to exert the above-described effect remarkably, it is 0.2% or more, preferably 0.3% or more. On the other hand, if Cr is excessive, the carbide is stabilized and the workability is adversely affected. For example, it is 2% or less, preferably 1.2% or less, and more preferably 0.5% or less.
[0022]
Mo:
Mo is useful for improving delayed fracture resistance by the grain boundary strengthening action, and is also useful for improving hardenability. The lower limit of the addition amount is not particularly limited as long as it exceeds 0%. However, in order to exert the above-described effect remarkably, it is 0.05% or more, preferably 0.1% or more. On the other hand, when Mo is excessive, workability is hindered, so, for example, 2% or less, preferably 1% or less, and more preferably 0.6% or less.
[0023]
V, W, Nb:
V, W, and Nb, like Ti, form fine precipitates (carbonitrides, etc.) and contribute to the improvement of delayed fracture resistance. Further, these carbides and nitrides are also effective elements for refining nitrogen crystal grains. The lower limit of the addition amount of V is not particularly limited and may be more than 0%. However, in order to exert the above-described effect remarkably, it is 0.03% or more, preferably 0.05% or more. The lower limits of W and Nb are the same as V. On the other hand, if V, W, or Nb is excessive, delayed fracture resistance and toughness are hindered. Therefore, V is, for example, 1% or less, preferably 0.3% or less, more preferably 0.1% or less. The lower limits of W and Nb are the same as V.
[0024]
These first other elements (Cr, Mo, V, W, Nb, etc.) may be added singly or in combination. Preferably, at least one (particularly both) of Cr and Mo is added.
[0025]
Cu:
Cu is effective in enhancing corrosion resistance and suppressing the intrusion of hydrogen that adversely affects delayed fracture. The lower limit of the addition amount is not particularly limited and may be more than 0%, but is 0.15% or more, preferably 0.3% or more in order to exert the above-described effect remarkably. On the other hand, when Cu is excessive, not only is the above effect saturated, but also the toughness of the steel is lowered. For example, it is 1% or less, preferably 0.7% or less, and more preferably 0.6% or less.
[0026]
Ni:
Ni also has an action of improving corrosion resistance and suppressing hydrogen penetration, and is also useful for enhancing the toughness and hardenability of steel. The lower limit of the addition amount is not particularly limited and may be more than 0%. However, in order to exert the above-described effect remarkably, it is 0.05% or more, preferably 0.3% or more. On the other hand, if Ni is excessive, the above-described effect is saturated and only the cost is increased. For example, 4% or less, preferably 3.5% or less, more preferably 1% or less (particularly 0.6% or less). To the extent.
[0027]
These second other elements (Cu, Ni, etc.) may be added alone or in combination.
[0028]
In addition to the above essential elements (C, Ti, N) and optional elements (first and second other elements), various elements may be contained, for example, usually containing Mn, B may be contained. Other than the above (remainder) is usually Fe and impurities (Al, Si, P, S, etc.), and may contain inevitable impurities as long as the effects of the present invention are not impaired. The contents of Mn and B and the residual amount of impurities are, for example, as follows.
[0029]
Mn: 2% or less
Since Mn is a hardenability improving element, the addition of Mn makes it easy to increase the strength of the component. The lower limit of the addition amount is not particularly limited and may be more than 0%, but is 0.3% or more, preferably 0.5% or more in order to exert the above-described effect remarkably. On the other hand, when Mn is excessive, the workability of the steel is lowered, and further segregation to the grain boundary is promoted, the grain boundary strength is weakened and the delayed fracture resistance is lowered. Therefore, the amount of Mn is, for example, 2% or less, preferably 1.5% or less, and more preferably 0.8% or less.
[0030]
B: 0.003% or less
B is useful for improving the hardenability of the steel. The lower limit of the addition amount is not particularly limited and may be more than 0%. However, in order to exert the above-described effect remarkably, it is 0.0005% or more, preferably 0.001% or more. On the other hand, if B is excessive, toughness is reduced. Accordingly, the B amount is, for example, 0.003% or less, preferably 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less.
[0031]
Al: 0.1% or less
Al generates oxide inclusions, and these inclusions deteriorate the delayed fracture resistance. Therefore, Al is, for example, 0.1% or less, preferably 0.07% or less, and more preferably 0.05% or less. Although the remaining amount of Al is preferably 0%, Al is used as a deoxidizer during the melting of steel, so it is difficult to reduce it to 0%. Therefore, Al is often about 0.02% or more (particularly 0.03% or more), for example.
[0032]
Si: 2% or less
Si lowers workability and further promotes grain boundary oxidation during heat treatment such as quenching, thereby reducing delayed fracture resistance. Therefore, Si is, for example, desirably 2% or less, preferably 1% or less, particularly 0.5% or less. Although the remaining amount of Si is preferably 0%, Si is used as a deoxidizer during the melting of steel, so it is difficult to reduce it to 0%. Therefore, Si is often about 0.005% or more (particularly 0.01% or more), for example.
[0033]
P: 0.02% or less
P causes segregation at the grain boundary and deteriorates the delayed fracture resistance. Therefore, P is, for example, 0.02% or less, preferably 0.015% or less, particularly 0.005% or less. Although the remaining amount of P is desirably 0%, it leads to high costs, and for example, is often about 0.001% or more.
[0034]
S: 0.02% or less
Since S forms MnS which becomes a stress concentration portion, the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, S is, for example, 0.02% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less. Although the residual amount of S is preferably 0%, it leads to high costs, and is often about 0.001% or more, for example.
[0035]
Of the impurities (Al, Si, P, S, etc.), it is desirable to control the amount of P and S in particular.
[0036]
In the high-strength steel part of the present invention, a large amount of fine TiC is present and coarse TiC is suppressed. Fine TiC is useful not only for increasing tensile strength but also for trapping hydrogen and improving delayed fracture resistance. On the other hand, coarse TiC is detrimental to toughness and delayed fracture resistance. Therefore, by increasing the proportion of fine TiC, the toughness of the steel part can be increased, and the delayed fracture resistance can be significantly increased. In addition, TiN is suppressed in the steel part of the present invention as described later. Since TiN does not dissolve during quenching heating, it tends to remain as coarse TiN in steel parts and is harmful to toughness and delayed fracture resistance. However, in the steel parts of the present invention, such TiN is suppressed. ing. Therefore, the steel part of the present invention is characterized in that the harmful Ti (coarse TiC, coarse TiN) in the steel is reduced while the desired Ti (fine TiC) is increased. The ratio of fine TiC to harmful Ti (coarse TiC, coarse TiN) can be substantially evaluated by the ratio of fine TiC to total Ti.
[0037]
Ratio of fine TiC content (mass%; hereinafter referred to as [fine TiC]) and total Ti content (mass%; hereinafter referred to as [Ti]) ([fine TiC ] / [Ti]) is 0.4 or more, preferably 0.5 or more, more preferably 0.6 or more. Although this ratio ([fine TiC] / [Ti]) is preferably as large as possible, it is usually about 0.9 or less.
[0038]
The fine TiC means TiC having a particle size of 0.1 μm or less. The amount of fine TiC in the steel part of the present invention is about 0.01% or more, preferably about 0.02% or more, and more preferably about 0.03% or more. Although more fine TiC is desirable, it is usually about 0.10% or less.
[0039]
In addition, the steel part of this invention needs to have both the requirements of the said [fine TiC] / [Ti] and the requirements of the amount of fine TiC.
[0040]
Furthermore, since the high-strength steel parts of the present invention are not coarsened, the delayed fracture characteristics are improved from this point. The degree of coarsening suppression can be evaluated by the grain size number of austenite grains. The grain size number is No. No. 7 or more, preferably no. About 8 or more, more preferably No. No. 9 or more, especially No. It is about 10 or more (for example, about No. 11 or more). Although the larger the grain size number, the better. It is about 15 or less.
[0041]
The steel part according to the present invention has remarkably excellent delayed fracture resistance because there are many fine TiCs, few coarse TiCs, and no crystal grains are coarsened. In addition, since it contains a predetermined amount of C and has a large amount of fine TiC, a predetermined strength can be ensured. Therefore, excellent high-strength steel parts (e.g., high-strength bolts, springs, PC steel wires, rebars and other linear or bar-like steel materials that replace conventional high-strength steel parts that have been required to improve delayed fracture strength) It is useful as a processed product.
[0042]
The tensile strength of the steel part of the present invention is, for example, 1000 N / mm 2 About above (preferably 1200 N / mm 2 About the above, more preferably 1400 N / mm 2 Or more). The tensile strength is 1500 N / mm 2 Often it is about the following.
[0043]
Further, the steel component of the present invention has improved delayed fracture resistance by controlling the amount of C, Ti and N in terms of chemical composition. That is, since there are few kinds of chemical components to be controlled, it can be applied to a wide range of steel parts. Therefore, even when it is difficult to use various elements (for example, Cr, Mo, V, Nb, Ni, etc.) used to improve the delayed fracture resistance, from the viewpoint of the production method and application, According to the present invention, the use of these elements can be easily avoided, and a high-strength part having excellent delayed fracture resistance can be easily provided.
[0044]
The steel part can be produced by rapidly quenching steel having an equivalent chemical composition at high temperature and tempering at high temperature. Since the coarse TiC can be efficiently dissolved by increasing the quenching temperature, the amount of coarse TiC that remains undissolved can be suppressed, and the amount of fine TiC that precipitates during tempering can be increased. In addition, by quenching quickly, coarsening of crystal grains can be suppressed even when the quenching temperature is increased.
[0045]
The quenching temperature is specifically about 900 ° C. or higher, preferably about 950 ° C. or higher, more preferably about 1000 ° C. or higher, particularly about 1100 ° C. or higher. If the quenching temperature is too high, the crystal grains are likely to be coarsened even if quenching is performed quickly, and the delayed fracture characteristics are liable to deteriorate. Accordingly, the quenching temperature is usually about 1300 ° C. or less, preferably about 1250 ° C. or less, more preferably about 1150 ° C., particularly about 1100 ° C. or less.
[0046]
The rapidity of quenching can be evaluated by the A value (sometimes referred to as “heat input strength”) represented by the following formula (4). The A value itself is also used as a tempering parameter, and is a measure of the amount of heat input.
A = logt′−B × [Q / (R × T a ]] + C (4)
[Wherein t ′ represents the heating time (Hr), Q represents the activation energy (cal / mol), R represents the gas constant (cal / mol), T a Indicates heating temperature (K), and B and C indicate constants]
In the case of the present invention, the formula (4) can be arranged as the following formula (5). A = log [t + (T−700) / (2 × V)] − B ′ × (T + 273) + C ′
... (5)
[In the formula, T represents the quenching heating temperature (° C.), V represents the average heating rate during quenching heating (° C./second), t represents the holding time (second) after heating, and B ′ and C ′ Indicates a constant]
B ′ and C ′ were obtained by performing regression calculation using values obtained from a number of experiments. As a result, B ′ = 22 × 1000 and C ′ = 20. It can be rewritten as (3).
A = log [t + (T−700) / (2 × V)] − 22 × 1000 / (T + 273) +20 (3)
When an appropriate A value range was determined by changing the speed of quenching (heating rate, holding time after heating, etc.), the A value was about 8.0 or less (preferably about 7.5 or less, more preferably 7). It is desirable to quench at a condition of about 0.0 or less, especially about 6.0 or less. If the A value is too large, quenching cannot be performed quickly, and the crystal grains become coarse, so that delayed fracture characteristics deteriorate. On the other hand, if the A value is too small, even if it is high-temperature quenching, heating is insufficient and Ti cannot be sufficiently dissolved. Therefore, it is desirable that quenching is performed under the condition that the A value is about 3.0 or more, preferably about 4.0 or more, more preferably about 4.5 or more, particularly about 5.0 or more.
[0047]
In order to control the A value below the predetermined value under high temperature heating conditions, it is necessary to increase the heating rate and shorten the holding time after heating. The heating rate can be selected from the range of, for example, about 10 ° C./second or more, preferably about 20 ° C./second or more, more preferably about 50 ° C./second or more. The holding time can be appropriately set according to the heating rate, and can be selected from a range of, for example, about 60 seconds or less, preferably about 30 seconds or less, and more preferably about 10 seconds or less.
[0048]
On the other hand, in order to control the A value to be equal to or higher than the predetermined value, it is necessary not to extremely increase the heating rate and not to extremely shorten the holding time. The heating rate can be selected from the range of, for example, about 600 ° C./second or less, preferably about 300 ° C./second or less, more preferably about 100 ° C./second or less. The holding time can be appropriately set according to the heating rate, but can be selected from a range of, for example, about 1 second or more, preferably about 3 seconds or more, and more preferably about 5 seconds or more.
[0049]
In order to quench rapidly, it is convenient to use a rapid heating apparatus such as a high-frequency heating apparatus or an energization heating apparatus (a heating apparatus using resistance heat generation accompanying energization).
[0050]
Tempering is performed by heating to a temperature of 500 ° C. or higher, preferably 550 ° C. or higher, more preferably 575 ° C. or higher. If the tempering temperature is too low, fine TiC does not precipitate and delayed fracture characteristics are not improved. The tempering temperature is usually about 650 ° C. or less (particularly about 625 ° C. or less) in many cases.
[0051]
By quenching and tempering as described above, it is possible to produce a steel part with a large amount of fine TiC despite having small crystal grains and suppressing the total amount of Ti. However, if the amount of N in the steel is too large, TiN will be formed, so that even if quenching and tempering are performed as described above, the amount of fine TiC will be insufficient. In order to make the fine TiC amount within the predetermined range, it is necessary to make the Ti amount sufficiently larger than the N amount. For example, when the Ti content in steel is [Ti] (mass%) and the N content is [N] (mass%), the numerical value obtained by the formula [Ti] -3.4 × [N] is 0 0.01% or more, preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
[0052]
【Example】
EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
[0053]
Experimental Examples 1 to 22
A test steel having the chemical composition (mass%) shown in Table 1 below was forged and cut to produce a round bar (diameter 12 mm × length 100 mm), and then heated at 850 ° C. for 60 minutes for normalization. Using a high-frequency heating device, the round bar was quenched by oil cooling after rapid heating under the conditions shown in Tables 2-3. Subsequently, after heating on the conditions shown in Table 2, it tempered by cooling with water.
[0054]
Crossing the tempered round bar, the grain size No. of the austenite crystal grain of D / 4 part (D indicates the diameter). Was measured according to “Austenite grain size test method for steel” (JIS G 0551).
[0055]
The amount of fine TiC in the tempered round bar was determined as shown in (1) to (10) below.
[0056]
(1) The round bar was cut to obtain a measurement sample (diameter 12 mm × length 20 mm).
[0057]
(2) The sample was immersed in a methanol solution (electrolytic solution) in which 10% by mass of acetylacetone and 1% by mass of tetramethylammonium chloride were dissolved, and 20 mA / cm. 2 The sample is dissolved (electrolyzed) by supplying a constant current of about 0.5 g.
[0058]
(3) After completion of the electrolytic treatment, the sample is immersed in methanol, and the deposit exposed on the sample surface is peeled off by ultrasonic waves.
[0059]
(4) The electrolytic solution containing the coarse precipitate and the ultrasonic treatment liquid are suction filtered through a membrane filter having a pore size of 0.1 μm to collect the coarse precipitate.
[0060]
(5) The collected coarse precipitate is transferred to a platinum crucible together with the membrane filter, and is ashed by heating with a gas burner.
[0061]
(6) Add an alkali flux (mixed solution of sodium carbonate and sodium tetraborate) to the platinum crucible, and heat again with a gas burner to melt the residue.
[0062]
(7) Add hydrochloric acid and pure water to a platinum crucible to dissolve the melt, and transfer to a volumetric flask. Furthermore, pure water is added to reach the marked line of the volumetric flask to obtain an analysis solution.
[0063]
(8) The amount of Ti is measured by ICP emission analysis, and the amount of coarse Ti compound (particle size greater than 0.1 μm) in the analysis solution W Large-Ti Measure. On the other hand, the dissolution amount W of the sample during the above electrolytic treatment and ultrasonic treatment 1 And the coarse Ti compound concentration ([coarse Ti compound]) in the sample is calculated based on the following formula.
[0064]
[Coarse Ti compound] = W Large-Ti / W 1 × 100
(9) About 0.3 g from the round bar (dissolution amount: W 2 ) Is taken, put into aqua regia and dissolved by heating. After adjusting the concentration by adding pure water to this solution, the Ti amount (W total-Ti ) And the total Ti concentration ([total Ti]) in the sample is calculated based on the following formula.
[0065]
[All Ti] = W total-Ti / W 2 × 100
(10) Based on the following formula, the concentration of fine TiC (particle size of 0.1 μm or less) in the sample ([fine TiC]) is calculated.
[0066]
[Fine TiC] = [Total Ti]-[Coarse Ti Compound]
The tempered round bar was cut to produce a tensile test piece shown in FIG. 1 and a delayed fracture test piece shown in FIG. Using these specimens, the tensile strength and delayed fracture strength were examined. The delayed fracture strength is a method in which stress is applied while immersing the test piece in distilled water and the time until failure is measured, and when the stress is applied at multiple levels and the fracture time is 100 hours. The stress was evaluated by determining the stress (100-hour delayed fracture strength).
[0067]
Experimental Examples 23-24
Except for putting a round bar in a heating furnace and quenching, it was the same as Experimental Examples 1-22.
[0068]
The results are shown in Tables 2-3.
[0069]
[Table 1]
Figure 0003836766
[0070]
[Table 2]
Figure 0003836766
[0071]
[Table 3]
Figure 0003836766
[0072]
As is clear from Experimental Example 23, even if the quenching temperature is increased to increase the amount of dissolved Ti, and the amount of fine TiC after tempering is increased, the austenite grains become coarse and the delayed fracture strength decreases.
[0073]
Further, as apparent from Experimental Example 24, in order to avoid coarsening of austenite grains, the amount of Ti in the quenching is increased by increasing the amount of Ti in the steel under the conditions of quenching at a low temperature, and the fineness after tempering is increased. Even if the amount of TiC is increased, the delayed fracture strength is also weak because a large amount of coarse TiC remains in the steel.
[0074]
On the other hand, in Experimental Example 1, since quenching is performed in a short time by high frequency, Ti in the steel can be efficiently dissolved while preventing austenite grains from coarsening. Therefore, in tempered round bars, crystal grains can be reduced and the amount of fine TiC can be increased while suppressing the amount of coarse TiC (that is, [fine TiC] / [Ti] can be increased), tensile strength and delayed fracture Strength can be increased. Similarly, in Experimental Examples 5 to 15, since quenching is performed in a short time with a high frequency, the tensile strength and delayed fracture strength can be increased.
[0075]
However, in Experimental Example 2, since the induction hardening temperature is too low and the A value is too low, Ti in the steel cannot be sufficiently dissolved, the amount of fine TiC is insufficient, and the tensile strength is weakened. In Experimental Example 3, the amount of heat input during induction hardening is too large and the A value becomes too high, so the austenite grains become coarse and the delayed fracture strength decreases. In Experimental Example 4, since the tempering temperature is too low, Ti melted at the time of quenching does not precipitate, the fine TiC becomes insufficient, and the delayed fracture strength becomes small.
[0076]
In Experimental Examples 16, 19, 21, and 22, [Ti] -3.4 [N] is small, and as a result of Ti bonding with N, fine TiC is difficult to precipitate. Moreover, since the TiC that suppresses the coarsening of the austenite grains is insufficient, the austenite grains are also coarsened. Therefore, the delayed fracture strength is lowered.
[0077]
In Experimental Example 17, the tensile strength is low because the amount of C is small, and in Experimental Example 18, the delayed fracture resistance is low because of the large amount of C. In Experimental Example 20, since the amount of Ti is too large, not only fine TiC increases, but also coarse TiC increases, and the delayed fracture strength decreases.
[0078]
【The invention's effect】
According to the present invention, the delayed fracture characteristics can be remarkably enhanced because the amount of fine TiC is large, although the coarsening of crystal grains and the amount of coarse TiC are suppressed. In addition, as the chemical components, only the C content, Ti content, and N content are controlled, and therefore, it can be applied to high-strength steel parts having a wide composition.
[0079]
The high-strength steel part can be manufactured by rapidly quenching at a high temperature and tempering at a high temperature.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic plan view showing a tensile test piece of an experimental example.
FIG. 2 is a schematic plan view showing a delayed fracture test piece of an experimental example.

Claims (6)

質量%で(以下、同じ)、C:0.20〜0.55%、Si:2%以下、Mn:2%以下、Al:0.1%以下、P:0.02%以下、S:0.02%以下、Ti:0.01〜0.10%、N:0.02%以下を含有し、
さらにCr:2%以下、Mo:2%以下、V:1%以下、W:1%以下、及びNb:1%以下から選択された少なくとも一種を含有し、残部はFe及び不可避的不純物であり、
オーステナイト結晶粒度がNo.7以上であり、
粒径0.1μm以下である微細TiCの含有量が0.01%以上であって、
前記微細TiCの含有量(質量%;以下[微細TiC]と表記)と全Tiの含有量(質量%;以下[Ti]と表記)が、下記式(1)を満足していることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品。
[微細TiC]/[Ti]≧0.4 …(1)
% By mass (hereinafter the same), C: 0.20 to 0.55%, Si: 2% or less, Mn: 2% or less, Al: 0.1% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Ti: 0.01 to 0.10%, N: 0.02% or less,
Furthermore, it contains at least one selected from Cr: 2% or less, Mo: 2% or less, V: 1% or less, W: 1% or less, and Nb: 1% or less, and the balance is Fe and inevitable impurities ,
The austenite grain size is no. 7 or more,
The content of fine TiC having a particle size of 0.1 μm or less is 0.01% or more,
The fine TiC content (mass%; hereinafter referred to as [fine TiC]) and the total Ti content (mass%; hereinafter referred to as [Ti]) satisfy the following formula (1). High strength steel parts with excellent delayed fracture resistance.
[Fine TiC] / [Ti] ≧ 0.4 (1)
さらに他の成分として、
Cu:1%以下、及び
Ni:4%以下
から選択された少なくとも一種を含有する請求項1に記載の高強度鋼部品。
As other ingredients,
The high-strength steel part according to claim 1, containing at least one selected from Cu: 1% or less and Ni: 4% or less.
さらにB:0.003%以下を含有する請求項1又は2に記載の高強度鋼部品。Furthermore, B: The high strength steel component of Claim 1 or 2 containing 0.003% or less. 質量%で(以下、同じ)、
C :0.20〜0.55%、
Ti:0.01〜0.10%、
N :0.02%以下
を含有し、
全Tiの含有量(質量%;以下[Ti]と表記)とNの含有量(質量%;以下[N]と表記)が、下記式(2)を満足する鋼を、
焼入れ温度が900〜1300℃であって下記式(3)で規定される入熱強さAが3.0〜8.0となる条件で焼入れした後、
温度500℃以上で焼戻しすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品の製造方法。
[Ti]−3.4×[N]≧0.01% …(2)
A=log[t+(T−700)/(2×V)]−22×1000/(T+273)+20 …(3)
[式中、Tは焼入れ加熱温度(℃)を示し、Vは焼入れ加熱時の平均加熱速度(℃/秒)を示し、tは加熱後の保持時間(秒)を示す]
% By mass (hereinafter the same),
C: 0.20 to 0.55%,
Ti: 0.01-0.10%,
N: 0.02% or less,
A steel in which the total Ti content (% by mass; hereinafter referred to as [Ti]) and the N content (% by mass; hereinafter referred to as [N]) satisfy the following formula (2):
After quenching at a quenching temperature of 900 to 1300 ° C. and a heat input strength A defined by the following formula (3) of 3.0 to 8.0,
A method for producing a high-strength steel part excellent in delayed fracture resistance, characterized by tempering at a temperature of 500 ° C or higher.
[Ti] -3.4 × [N] ≧ 0.01% (2)
A = log [t + (T−700) / (2 × V)] − 22 × 1000 / (T + 273) +20 (3)
[Wherein T represents quenching heating temperature (° C.), V represents average heating rate during quenching heating (° C./second), and t represents retention time (seconds) after heating]
焼入れ工程における加熱時の平均加熱速度が10℃/秒以上の範囲から選択され、加熱後の保持時間が60秒以下の範囲から選択される請求項に記載の製造方法。The manufacturing method according to claim 4 , wherein an average heating rate during heating in the quenching step is selected from a range of 10 ° C / second or more, and a holding time after heating is selected from a range of 60 seconds or less. 高周波及び/又は通電加熱によって前記焼入れをする請求項又はに記載の製造方法。The manufacturing method according to claim 4 or 5 , wherein the quenching is performed by high frequency and / or energization heating.
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