MX2014008499A

MX2014008499A - Acero para uso en pernos, pernos, y metodos para fabricar pernos.

Info

Publication number: MX2014008499A
Application number: MX2014008499A
Authority: MX
Inventors: Yosuke Matsumoto; Atsushi Inada; Masamichi Chiba
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-01-11
Filing date: 2012-11-26
Publication date: 2014-10-14
Also published as: KR101604938B1; JP6088252B2; TWI521069B; EP2803742A4; JP2013163865A; ES2765016T3; KR20140101001A; EP2803742B1; US20150003935A1; TW201339325A; WO2013105344A1; EP2803742A1; US9695488B2; CN104040004A; MX363411B

Abstract

Se usa un acero para proporcionar un perno que tiene una resistencia elevada y que además presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente. El acero contiene C de un 0,30 % a un 0,50 %, Si de un 1,0 % a un 2,5 %, Mn de un 0,1 % a un 1,5 %, P de más de un 0 % a un 0,015 %, S de más de un 0 % a un 0,015 %, Cr de un 0,15 % a un 2,4 %, A1 de un 0,010 % a un 0,10 %, N de un 0,001 % a un 0,10 %, Cu de un 0,1 % a un 0,50 %, Ni de un 0,1 % a un 1,0 %, Ti de un 0,05 % a un 0,2 %, y V de un 0 % a un 0,2 %, con el resto incluyendo hierro e impurezas inevitables, en que una relación de [Ni]/[Cu] es de 0,5 o superior, y un contenido total de [Ti] + [V] es de un 0,085 % a un 0,30 %.

Description

ACERO PARA ÜSO EN PERNOS, PERNOS , Y MÉTODO PARA FABRICAR PERNOS CAMPO DE LA INVENCION La presente invención se refiere a pernos para uso, por lo general, en automóviles y en diversos tipos de maquinaria industrial; aceros para formar los pernos; y métodos para fabricar los pernos. Específicamente, la presente invención se refiere a un perno de alta resistencia que tiene una resistencia elevada y que además presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente; un acero para uso en pernos que se usa para la fabricación del perno; y un método para fabricar el perno.

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN La fractura retardada se produce en el hierro y en los materiales de acero después de un intervalo de tiempo determinado a partir de la aplicación de tensión en los materiales. Probablemente, se pueden confundir diferentes causas de forma complicada para provocar una fractura retardada. Ésto impide la identificación de las causas. Sin embargo, en general, un punto de vista común es que un fenómeno de fragilidad por el hidrógeno se ve implicado en la fractura retardada. Independientemente, en la actualidad se reconocen la temperatura de templado, microestructura, dureza del material, tamaño del grano, y elementos de la aleación como factores que influyen en el fenómeno de fragilidad por el hidrógeno. Sin embargo, no se establece un proceso para prevenir la fragilidad por el hidrógeno, y se han propuesto diversos procesos o técnicas simplemente mediante métodos de ensayo y error en las circunstancias presentes.

Las técnicas a modo de ejemplo para mejorar la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno de un perno se pueden encontrar en la Literatura de Patente (PTL) 1 a 3 como una técnica para adaptar elementos de aleación. La PTL 1 a 3 desvela que la adaptación de elementos de aleación proporciona un perno de alta resistencia que tiene una alta resistencia y que además presenta una resistencia a la fractura retardada excelente. La PTL 4 menciona que una aleación de acero puede tener mejor resistencia a la fragilidad por el hidrógeno mediante el enfriamiento de la aleación de acero, templando la aleación de acero después del enfriamiento para permitir que compuestos de aleación fina precipiten en grandes cantidades, y permitiendo que los precipitados retengan el hidrógeno (hidrógeno difusible) que migra en el acero.

Un acero fabricado con la técnica de añadir grandes cantidades de elementos de aleación tal como en la PTL 1 a 4 presenta resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente (resistencia a la fractura retardada) en un entorno con un nivel de hidrógeno relativamente bajo. Sin embargo, el acero, se hace susceptible a la fractura retardada al contrario que en un entorno con dicho nivel de hidrógeno elevado con el fin de consumir todos los sitios de retención de hidrógeno y en un entorno que implica una corrosión severa del acero. Esto se debe a que una vez que el hidrógeno se ve retenido por partículas de carburo que actúan como sitios de retención se libera de los sitios de retención cuando la temperatura del entorno cambia y/o la tensión del acero varía. Por lo tanto, en los entornos, el hidrógeno se libera de los sitios de retención en determinadas circunstancias para aumentar el contenido de hidrógeno difusible en el acero .

LITERATURA DE PATENTE PTL 1: Publicación de Solicitud de Patente No Examinada Japonesa (JP-A) N° S60 ( 1985) -114551 PTL 2: JP-A N° H02 ( 1990 ) -267243 PTL 3: JP-A N° H03 ( 1991 ) -243745 PTL 4: Patente Japonesa N° 4031068 SUMARIO DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO La presente invención se ha realizado en dichas circunstancias, y un objetivo de la misma es proporcionar un perno, un acero para uso en pernos que es útil para la fabricación del perno, y un método para fabricar el perno, en que el perno tiene una alta resistencia y además presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente. Otro objetivo de la presente invención es proporcionar un perno, un acero para uso en pernos, y un método para fabricar el perno, en que el perno presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente incluso en un entorno con un nivel de hidrógeno elevado o en un entorno que implica una corrosión del acero severa.

SOLUCIÓN DEL PROBLEMA La presente invención puede conseguir los objetivos y proporciona un acero para uso en pernos, que incluye: C en un contenido (en porcentaje de masa, en lo sucesivo en el presente documento el mismo) de un 0,30 % a un 0,50 % ; Si en un contenido de un 1,0 % a un 2,5 %; Mn en un contenido de un 0,1 % a un 1,5 %; P en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 %; S en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 % ; Cr en un contenido de un 0,15 % a un 2,4 %; Al en un contenido de un 0,010 % a un 0,10 % ; N en un contenido de un 0,001 % a un 0,10 % ; Cu en un contenido de un 0,1 % a un 0,50 %, y Ni en un contenido de un 0,1 % a un 1,0 %, de modo que [Ni] /[Cu] 0,5 es met, en que [Ni] and [Cu] indica los contenidos (en porcentaje de masa) de Ni y Cu, respectivamente, en el acero; y Ti en un contenido de un 0 , 05 % a un 0 , 2 % , y V en un contenido de un 0 % a un 0,2 %, de modo que [Ti] + [V] es de un 0, 085 % a un 0,30 %, en que [Ti] y [V] indican los contenidos (en porcentaje de masa) de Ti y V, respectivamente, en el acero; con el resto siendo hierro e impurezas inevitables.

El acero para uso en pernos puede incluir adicionalmente Mo en un contenido de más de un 0 % a un 0, 1 % .

La presente invención también proporciona un perno que tiene la composición química, en que : el perno tiene un índice del tamaño de grano austenítico de 9,0 o superior en una varilla del mismo; el perno tiene un valor de G (%) que encuentra una condición tal como se especifica con la Expresión (1), en que el valor de G indica un porcentaje de partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita en la varilla, la Expresión (1) se proporciona tal como sigue a continuación: valor de G = (L/LO) 100 < 60 (1) en que : L representa una longitud total de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita y que tienen un espesor de 50 nm o superior; y LO representa una longitud de los límites del grano de austenita .

En una realización preferente, el perno tiene una capa de óxido de hierro que contiene Si y Cu en una superficie de la varilla; y la capa de óxido tiene un espesor de 2,0 a 100 nm. En otra realización preferente, el perno tiene una resistencia a la tracción de 1400 MPa o superior.

Además y ventajosamente, la presente invención incluye un método para fabricar un perno, método que incluye las etapas de: preparar un acero que tiene la composición química; calentar el acero a una temperatura de 1050 °C o superior; laminar en caliente el acero después del calentamiento, en que el laminado final se realiza a una temperatura de 1000 °C o superior; y templar un perno en un proceso de enfriamiento-templado después de formar un perno a una temperatura de 400 °C a T °C, en que la temperatura T se especifica con la Expresión (2) que se proporciona a continuación: T (°C) = 68,2Ln[Si] + 480 (2) en que Ln representa un logaritmo natural; y [Si] representa un contenido (en porcentaje de masa) de Si en el acero.

En una realización preferente para producir el perno que tiene una capa de óxido de hierro, una capa de óxido de hierro sobre una superficie de varilla del perno a someter al templado se limita de 0 a 100 nm; y el templado se realiza en una atmósfera de gas inerte que tiene un contenido de oxigeno de 10 ppm (en volumen) o inferior.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN En una realización, la presente invención adapta un acero para que tenga una composición química apropiada y fabrica un perno del el acero en condiciones apropiadas. Ésto permite que los límites del grano de austenita, que actuarían como orígenes de la fractura retardada, tengan una resistencia más elevada y reduce los sitios de retención de hidrógeno tales como los carburos. Por lo tanto, en la realización, la presente invención puede proporcionar un perno de alta resistencia que presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente no solamente en un entorno con un nivel de hidrógeno relativamente bajo, sino también en un entorno con un nivel de hidrógeno lo suficientemente elevado como para consumir todos los sitios de retención de hidrógeno.

Además, la presente invención forma, en una realización, una capa de óxido de hierro densa sobre una superficie de un perno fabricado en dichas condiciones apropiadamente ajustadas, en que la capa de óxido de hierro resiste la migración del hidrógeno (entrada de hidrógeno) . El perno resultante representar una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente incluso en un entorno corrosivo severo.

El acero para uso en pernos de acuerdo con la realización de la presente invención sobresale en ductilidad en caliente y capacidad de trabajo en frío (capacidad de forjado en frío representado por la capacidad para formar cabezas de perno) , a partir del cual se puede fabricar el perno con una buena productividad.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS [Fig. 1] La Figura 1 es un diagrama gráfico que ilustra como el nivel de resistencia a la fragilidad por el hidrogeno (resultado de la evaluación de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno) varia dependiendo del valor de G.

[Fig. 2] La Figura 2 representa fotografías de los límites del grano de austenita de un acero de acuerdo con la realización de la presente invención y de un acero como un ejemplo comparativo (acero comparativo) .

[Fig. 3] La Figura 3 es un diagrama esquemático que ilustra la forma de una muestra de ensayo usada en la medida de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno corrosivo.

DESCRIPCIÓN DE LAS REALIZACIONES Los presentes inventores realizaron investigaciones sobre el fenómeno de fragilidad por el hidrógeno que es una de las causas del fenómeno de fractura retardada de los pernos de alta resistencia. De nuevo, se examinaron cómo los contenidos de los elementos de la aleación y las microestructuras de acero afectan al fenómeno de fragilidad por el hidrógeno, particularmente, de qué modo los carbonitruros que actúan como sitios de retención de hidrógeno afectan al fenómeno, en que se ha pensado que los sitios de retención de hidrógeno del carbonitruro son eficaces para hacer al hidrógeno inocuo. Como resultado, se encontró lo que sigue a continuación. Los sitios de retención de hidrógeno del carbonitruro de forma segura fijan y se traducen ventajosamente en hidrógeno inocuo difusible, en que se cree que el hidrógeno difusible es una causa principal de fragilidad por el hidrógeno. Sin embargo, el hidrógeno fijado a los sitios de retención de hidrógeno se liberan fácilmente de los sitios de retención debido al cambio de temperatura del acero y/o la variación de la tensión a cargar y actúa como hidrógeno difusible para provocar fragilidad por el hidrógeno, tal como se ha mencionado anteriormente. Además, los presentes inventores verificaron que el hidrógeno liberado de un sitio de retención de hidrógeno se puede fijar y hacer inofensivo de nuevo por otro sitio de retención de hidrógeno, en que el otro sitio de retención de hidrógeno está presente en las cercanías del sitio de retención de hidrógeno inicial; pero el hidrógeno liberado no se fija de nuevo y provoca fácilmente la fragilidad por el hidrógeno en un entorno a dicho nivel de hidrógeno elevado como para hacer que los sitios de retención de hidrógeno en el acero se saturen.

En base a los descubrimientos, los presentes inventores hicieron investigaciones intensivas sobre técnicas para permitir un acero que tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada incluso en un entorno a dicho nivel de hidrógeno elevado para hacer que los sitios de retención de hidrógeno en el acero se saturen. Como resultado, han encontrado que un aumento de la resistencia en los limites del grano de austenita (en lo sucesivo en el presente documento denominados simplemente "limites del grano") es más eficaz en el entorno, en que los limites del grano de austenita actuarán como orígenes de la fragilidad por el hidrógeno. Para aumentar la resistencia de los límites del grano de austenita, las tecnologías habituales han usado una técnica para realizar el templado a una temperatura elevada para escindir partículas de carburo formadas en los límites del grano. Sin embargo, los presentes inventores han encontrado que es eficaz para minimizar la precipitación de partículas de carburo en los límites del grano de austenita; y que es lo más eficaz, para la minimización de la realización del templado en un intervalo de temperaturas relativamente bajas para el enfriamiento-templado después de la con formación del perno (formación del perno) .

En general, el templado, si se realiza a una temperatura inferior a 400 °C, puede hacer que el perno resultante tenga una relación reducida (relación de rendimiento) del límite elástico a la resistencia a la tracción, para que apenas se pueda unir con una tensión axial elevada, y para que tenga propiedades de relajación inferiores. Para evitar ésto, los presentes inventores supusieron que la temperatura de templado era de 400 °C o superior e hicieron investigaciones sobre dicha composición química del acero con el fin de que resistieran la precipitación de carburos, tales como cementita, en los limites del grano de austenita incluso cuando el templado se realiza a una temperatura de 400 °C o superior .

Como resultado, los presentes inventores han encontrado que la adición de Si en un contenido de un 1,0 % o superior permite que los carburos precipiten a una temperatura más elevada. Ésto se debe probablemente a que el Si presente para rodear ei soluto de carbono en el acero después de el enfriamiento inhibe la difusión o la migración del carbono durante el templado y por lo tanto impide la precipitación de carburos. La realización de la presente invención tal como se ha mencionado anteriormente permite que el acero contenga Si en un contenido predeterminado o superior y por lo tanto permite que los carburos precipiten a una temperatura más elevada. En el presente documento, el templado se realiza a una temperatura de 400 °C o superior para conseguir una relación de rendimiento elevada y una temperatura menor o igual que una temperatura T (temperatura de templado) para suprimir la precipitación de carburo en los limites del grano de austenita y para mejorar la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno, en que la temperatura T se especifica con la Expresión (2) y se determina mediante el contenido de Si en el acero.

En particular, la supresión de la precipitación de carburo estabilizar los carburos de transición tales como e-carburo y ?-carburo, en que los carburos de transición también retrasan ventajosamente la difusión del hidrógeno (migración del hidrógeno) en el acero. El perno de acuerdo con una realización de la presente invención tiene característicamente un coeficiente de difusión de hidrógeno aparente bajo de 9,5 ? 10~7 cm2/s o inferior tal como se determina con un ensayo de infiltración de hidrógeno. Además, el coeficiente de difusión de hidrógeno bajo y la lenta acumulación de hidrógeno en los límites del grano de austenita puede contribuir probablemente a una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada.

La precipitación de carburo en los límites del grano de austenita se minimiza en la realización de la presente invención tal como se ha descrito anteriormente. Específicamente, un valor de G dado tal como: (L/LO) ? 100 se adapta para satisfacer una condición tal como se especifica con la Expresión (1), en que el valor de G indica el porcentaje de partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita en la varilla del perno, en que la Expresión (1) es tal como se proporciona a continuación: (L/LO) x 100 < 60 (1) en que: L representa una longitud total de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita y que tienen un espesor de 50 nm o superior; y LO representa una longitud de los límites del grano de austenita .

Específicamente, el perno de acuerdo con la realización de la presente invención no incluye ni carburos esféricos ni carburos de tipo película en los límites del grano de austenita, o incluye, si las hubiera, las partículas de carburo esféricas y de tipo película en una cantidad de un 60 % o inferior con respecto a la longitud de los límites del grano. Las partículas de carburo, incluso si están presentes en los límites del grano, se pueden tratar como insignificantes cuando tienen un espesor de 50 nm o inferior, porque dichas partículas finas de carburo afectan de forma menos adversa a la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno. En el presente documento, el término "espesor" se refiere a una dimensión (longitud) de una partícula de carburo vertical a los límites del grano. El valor de G es preferentemente de un 45 % o inferior y más preferentemente de un 35 % o inferior. Cuanto menor sea la cantidad de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita, mejor. Por lo tanto, el valor de G no es crítico en su límite inferior, pero por lo general es de aproximadamente un 5 % o superior.

El perno de acuerdo con la realización de la presente invención tiene un índice del tamaño de grano austenítico de 9,0 o superior en la varilla del perno. Dichos granos refinados de austerita ayudan a que el perno tenga una pureza más elevada y a que, por lo tanto, presenten una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada y una relación de rendimiento más elevada. El índice del tamaño de grano austenítico es preferentemente 9,5 o superior y más preferentemente 10,0 o superior. Cuanto más elevado sea el índice del tamaño de grano austenítico, mejor. Por lo tanto, el índice del tamaño de grano austenítico no es crítico en su límite superior, pero generalmente es 15 o inferior.

Además, los presentes inventores han encontrado que el tipo y el espesor de una capa de óxido en la capa superficial del perno se puede controlar preferentemente con el fin de proporcionar una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada en un entorno corrosivo severo, en que la capa de óxido se forma en el proceso de enfriamiento-templado en la fabricación del perno. Ésto se debe a que el tipo y el espesor de la capa de óxido afectan significativamente a las propiedades de migración del hidrógeno (entrada) en el acero. Específicamente, los presentes inventores han encontrado que una capa de óxido de hierro que contiene Si y Cu y que tiene un espesor de 2,0 a 100 nm, cuando está presente como la capa de óxido en la capa superficial del perno, actúa como una capa densa que presenta una resistencia a la corrosión excelente y suprime de forma muy eficaz la migración del hidrógeno en el acero.

La capa de óxido de hierro a usar en la realización de la presente invención (en lo sucesivo en el presente documento simplemente denominada "capa de óxido de hierro") se ilustrará a continuación. La capa de óxido de hierro contiene Si y Cu e incluye principalmente, por ejemplo, (Fe, Si) 304 y (Fe, Cr) 304. Probablemente, el Cu puede estar presente solo en la capa de óxido de hierro. La capa de óxido de hierro contiene Si y Cu en contenidos tales que los espectros asignados al Si y al Cu se pueden distinguir claramente que los componentes de ruido en un análisis con un espectrómetro de rayos X de dispersión de energía (EDX) con una tensión de aceleración de 20 kV.

La capa de óxido de hierro es densa y presenta actividad resuspensión de la migración del hidrógeno. Para presentar la actividad de forma suficiente, la capa de óxido tiene un espesor de preferentemente 2,0 nm o superior, más preferentemente 5 nm o superior, y además preferentemente 10 nm o superior. En el presente documento, la capa de óxido de hierro densa es muy fina y puede tener un espesor de 100 nm o inferior en términos de su límite superior.

La composición química del acero para uso en pernos (perno) de acuerdo con la realización de la presente invención se ilustrará a continuación.

C en un contenido de un 0,30 % a un 0,50 % El elemento carbono (C) es necesario para permitir que el acero tenga una resistencia a la tracción a un nivel determinado. En el presente documento, el contenido de C se puede precisar para que sea de un 0,30 % o superior con el fin de asegurar una alta resistencia (particularmente, una resistencia a la tracción de 1400 MPa o superior) . El contenido de C es preferentemente de un 0,35 % o superior y más preferentemente de un 0,39 % o superior. Por el contrario, el carbono, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede hacer que el acero (perno) tenga una dureza más reducida, sea susceptible a la precipitación de carburo en los limites del grano de austenita, y a que tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida debido a la reducción de la resistencia en el limite del grano. Además, dicho carbono en exceso puede hacer que el acero tenga una capacidad de trabajo en frió más reducida (capacidad de forjado en frió, particularmente capacidad para formar cabezas de perno) . Además, el carbón en exceso puede hacer que el acero tenga una resistencia a la corrosión más reducida en un entorno corrosivo. Para evitar ésto, el contenido de C se puede precisar para qué sea de un 0,50 % o inferior, y es preferentemente de un 0,48 % o inferior, y más preferentemente de un 0,45 % o inferior.

Si en un contenido de un 1,0 % a un 2,5 % El elemento silicio (Si) actúa como un desoxidante en la preparación de lingotes y es necesario como un elemento soluto para fortalecer el acero. En el presente documento, el elemento también es importante por las razones que siguen a continuación. Específicamente, en elemento suprime la precipitación de carburo en los límites del grano de austenita y contribuye a una resistencia más elevada de los límites del grano. Además, el elemento estabiliza los carburos de transición y ayuda a que el acero tenga un coeficiente de difusión de hidrógeno más bajo, tal como se ha descrito anteriormente. Para presentar las actividades, el contenido de Si se puede precisar para que sea de un 1,0 % o superior, y es preferentemente de un 1,2 % o superior, y más preferentemente de un 1,5 % o superior. Por el contrario, el Si, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede hacer que el acero tenga una capacidad de trabajo en frío más reducida y puede estimular la oxidación en el límite del grano durante el enfriamiento para hacer que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de Si se puede precisar para que sea de un 2,5 % o inferior, y es preferentemente de un 2,3 % o inferior, y más preferentemente de un 2,0 % o inferior.

Mn en un contenido de un 0,1 % a un 1,5 % El elemento manganeso (Mn) ayuda a que el acero tenga una capacidad de endurecimiento más elevada y de forma importante contribuye a una alta resistencia del acero. El Mn forma fácilmente compuestos con azufre y, cuando se añaden un contenido predeterminado o superior, tiene una actividad de supresión de la formación de FeS que precipitará en los límites del grano para disminuir la resistencia del límite del grano. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Mn se puede precisar para que sea de un 0,1 % o superior. El contenido de Mn es preferentemente de un 0,13 % o superior, y más preferentemente de un 0,15 % o superior. Por el contrario, el Mn, si está contenido en un contenido excesivamente elevado, puede estimular la segregación de MnS en los límites del grano y por lo tanto puede reducir la resistencia del límite del grano para que haga que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de Mn se puede precisar para que sea de un 1,5 % o inferior, y es preferentemente de un 1,0 % o inferior, y más preferentemente de un 0,5 % o inferior.

P en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 % El elemento fósforo (P) se segrega en los límites del grano, y por lo tanto reduce la resistencia del límite del grano, y hace que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de P se puede precisar para que sea de un 0,015 % o inferior, y es preferentemente de un 0,010 % o inferior, y más preferentemente de un 0,008 % o inferior. El fósforo se minimiza preferentemente en una cantidad, pero se puede permitir el fósforo que permanece en un contenido de aproximadamente un 0,001 %. Esto se debe a que la eliminación completa del fósforo a un 0 % invita al aumento del coste de la producción de acero y es difícil.

S en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 % El elemento azufre (S) forma un sulfuro (MnS) . El sulfuro, si está contenido en un contenido excesivamente elevado, puede formar partículas gruesas de MnS, y las partículas gruesas de MnS pueden actuar como regiones de concentración de tensión para hacer que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de S se puede precisar para que sea de un 0,015 % o inferior, y es preferentemente de un 0,010 % o inferior, y más preferentemente de un 0, 005 % o inferior. Del mismo modo que con el fósforo, el azufre se minimiza preferentemente en su cantidad, pero se puede permitir el azufre que permanece en un contenido de aproximadamente un 0,001 %, debido a que la eliminación completa del azufre un a 0 % invita al aumento del coste de la producción de acero y es difícil.

Cr en un contenido de un 0,15 % a un 2,4 % El elemento cromo (Cr) actúa como un núcleo para la formación de partículas esféricas de carburo en la esferoidización, por lo tanto promueve el ablandamiento, y lo más importante contribuye a una capacidad de forjado en frío más elevada (particularmente, la capacidad para formar cabezas de perno) . Además, el elemento ayuda a que el acero tenga una resistencia a la corrosión más elevada en un entorno corrosivo. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Cr se puede precisar para que sea de un 0,15 % o superior, y es preferentemente de un 0,5 % o superior, y más preferentemente de un 0,8 % o superior. Por el contrario, el Cr, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede causar la formación de partículas gruesas de carbonitruro y puede hacer que el acero tenga una dureza más reducida y, como resultado, una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de Cr se puede precisar para que sea de un 2,4 % o inferior, y es preferentemente de 1,5 % o inferior, más preferentemente de 1,3 % o inferior, y además preferentemente de 1,2 % o inferior.

Al en un contenido de un 0,010 % a un 0,10 % El elemento aluminio (Al) actúa como un desoxidante en la preparación de lingotes, se combina con nitrógeno en el acero para formar A1N, por lo tanto suprime el crecimiento del grano, y como resultado ayuda a que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada debido al afinado del grano. Para presentar las actividades, el contenido de Al se puede precisar para que sea de un 0,010 % o superior y es más preferentemente de un 0,015 % o superior. Por el contrario, el Al, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede formar inclusiones de óxido tales como AI2O3 que actúan como puntos de concentración de tensión y pueden hacer que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. En este caso, se pueden formar partículas gruesas de A1N para impedir el afinado del grano, y ésto puede hacer que el acero tenga una dureza insuficiente y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el contenido de Al se puede precisar para que sea de un 0,10 % o inferior, y es preferentemente de un 0,07 % o inferior, y más preferentemente de un 0,05 % o inferior.

N en un contenido de un 0,001 % a un 0,10 % El elemento nitrógeno (N) forma nitruros, por lo tanto contribuye al afinado del grano, y ayuda a que el acero tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más elevada. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de N se puede precisar para que sea de un 0,001 % o superior, más preferentemente de un 0, 002 % o superior, y además preferentemente de un 0,004 % o superior. Por el contrario, el nitrógeno, si está presente en un contenido excesivamente elevado, se puede disolver como un soluto en el acero en una cantidad más elevada y puede hacer que el acero tenga capacidad de trabajo en frió más reducida y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno. Para evitar ésto, el contenido de N se puede precisar para que sea de un 0,015 % o inferior, y es preferentemente de un 0,007 % o inferior, y más preferentemente de un 0,006 % o inferior.

Cu en un contenido de un 0,1 % a un 0,50 % y Ni en un contenido de un 0,1 % a un 1,0 %; en que [Ni] /[Cu] = 0,5 El elemento cobre (Cu) ayudar de forma eficaz a que el acero asegure una resistencia en el templado a una temperatura reducida en que se produce la precipitación de carburo de transición. El elemento también ayuda a que el acero tenga una resistencia a la corrosión en un entorno corrosivo más elevada. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Cu se puede precisar para que sea de un 0,1 % o superior, y es preferentemente de un 0,15 % o superior, y más preferentemente de un 0,20 % o superior. Por el contrario, el Cu, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede presentar actividades saturadas y puede hacer que el acero tenga una ductilidad en caliente más reducida y que se produzca con una productividad reducida. Dicho exceso de Cu también puede hacer que el acero sea inferior en la capacidad de trabajo en frió, dureza, y resistencia a la fragilidad por el hidrógeno. Además, el exceso de Cu puede hacer que el acero presente una dureza más elevada después del trabajo del perno y puede invitar a una duración más corta de una herramienta. Para evitar ésto, el contenido de Cu se puede precisar para que sea de un 0,50 % o inferior, y es preferentemente de un 0,4 % o inferior, y más preferentemente de un 0,3 % o inferior.

El elemento níquel (Ni) ayudar de forma eficaz a que el acero tenga seguramente una determinada resistencia durante el templado a una temperatura reducida en que precipitan carburos de transición, tal como con Cu. El elemento ayuda a que el acero tenga una dureza más elevada y compensa activamente las disminuciones en la ductilidad en caliente debido un aumento del contenido de Cu. Además, el elemento puede ayudar a que el acero tenga una resistencia a la corrosión en un entorno corrosivo más elevada. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Ni se puede precisar para que sea de un 0,1 % o superior, y es preferentemente de un 0,30 % o superior, y más preferentemente de un 0,35 % o superior. Por el contrario, el Ni, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede presentar actividades saturadas y puede invitar a un coste de producción más elevado. Para evitar ésto, el contenido de Ni se puede precisar para que sea de un 1,0 % o inferior, y es preferentemente de un 0,6 % o inferior, y más preferentemente de un 0,45 % o inferior.

Los contenidos de Cu y Ni entran dentro de los intervalos que se han especificado anteriormente, en que una relación de [Ni] /[Cu] es de 0,5 o superior ([Ni] /[Cu] = 0,5), en que [Ni] y [Cu] son contenidos (en porcentaje de masa) de Ni y Cu, respectivamente, en el acero. El Ni, cuando está presente en un contenido a un nivel predeterminado o superior con respecto al contenido de Cu, puede compensar disminuciones de la ductilidad en caliente debido al aumento del contenido de Cu. La relación [Ni] /[Cu] es preferentemente de 1,0 o superior, y más preferentemente de 1,5 o superior.

Ti en un contenido de un 0,05 % a un 0,2 % y V en un contenido de un 0 % a un 0,2 %; en que [Ti] + [V] es de un 0,085 % a un 0,30 % Los elementos titanio (Ti) y vanadio (V) ambos forman partículas finas de carburo, contribuyen por lo tanto al afinado del grano, y ayudan a que el acero tenga una dureza más elevada. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Ti se puede precisar para que sea de un 0,05 % o superior, y es preferentemente de un 0,060 % o superior, y más preferentemente de un 0,065 % o superior. El contenido de V es preferentemente de un 0,1 % o superior, y más preferentemente de un 0,14 % o superior. Por el contrario, Ti y V, cuando están presentes en exceso, ambos pueden formar partículas gruesas de carbonitruro y pueden hacer que el acero sea inferior en la capacidad de forjado en frío (particularmente, la capacidad para formar cabezas de perno) . El Ti y el V, cuando están presentes en exceso, pueden aumentar los sitios de retención de hidrógeno y por lo tanto aumentar el contenido de hidrógeno en el acero. Ésto puede hacer que el acero sea susceptible a la fragilidad por el hidrógeno cuando el hidrógeno se libera de los sitios de retención, por lo general, debido al cambio de temperatura o a la variación de la tensión. Para evitar ésto, en el presente documento los contenidos de Ti y de V se pueden especificar para que cada uno sea de un 0,2 % o inferior en términos del límite superior. El contenido de Ti es preferentemente de un 0,15 % o inferior, y más preferentemente de un 0,1 % o inferior. El contenido de V es preferentemente de un 0,18 % o inferior, y más preferentemente de un 0,17 % o inferior. El contenido total ( [Ti] + [V] ) de Ti y de V en el presente documento se especifica para que sea de un 0,085 % o superior con el fin de que presente la actividad de afinado de grano de Ti y de V de forma eficaz. El contenido total es preferentemente de un 0,1 % o superior, y más preferentemente de un 0,2 % o superior. Por el contrario, el contenido total ([Ti] + [V] ) de Ti y de V se puede precisar para que sea de un 0,30 % o inferior con el fin de reducir la actividad del Ti y del V como sitios de retención de hidrógeno. El contenido total es preferentemente de un 0,26 % o inferior, y más preferentemente de un 0,24 % o inferior. De Ti y de V, el Ti está básicamente contenido en el acero de acuerdo con la realización de la presente invención, por que el Ti tiene una actividad de afinado de grano superior a la del V.

El acero para uso en pernos (perno) de acuerdo con la realización de la presente invención tiene la composición química básica tal como se ha mencionado anteriormente, con el resto incluyendo básicamente hierro. Se afecta de forma natural, sin embargo, que el acero contiene impurezas-inevitables derivadas de los materiales de partida, materiales de las instalaciones, e instalaciones de producción. El acero para uso en pernos de acuerdo con la realización de la presente invención puede incluir adicionalmente Mo tal como sigue a continuación, de acuerdo con la necesidad.

Mo en un contenido de más de un 0 % a un 0, 1 % El elemento molibdeno (Mo) contribuiría a una capacidad de endurecimiento más elevada y ayuda de forma eficaz a que el acero tenga una alta resistencia. El elemento también suprime de forma eficaz la oxidación del límite del grano y es eficaz en un acero tal que tiene un contenido elevado de Si tal como en la realización de la presente invención. Para presentar las actividades de forma eficaz, el contenido de Mo es preferentemente de un 0,01 % o superior, y más preferentemente de un 0,03 % o superior. Por el contrario, el Mo, si está presente en un contenido excesivamente elevado, puede provocar un aumento del coste del acero y del coste de la producción de pernos. Para evitar ésto, el contenido de Mo es preferentemente de un 0,1 % o inferior, más preferentemente de un 0,08 % o inferior, y además preferentemente de un 0,07 % o inferior.

El perno de acuerdo con la realización de la presente invención se puede preparar por lo general mediante la fabricación de un acero que tiene la composición química mediante una técnica de fabricación de lingotes común; sometiendo el acero (trabajo) a fundido, laminado en caliente, y trefilado; sometiendo el trabajo a un tratamiento de ablandado tal como esferoidización; decapado y trefilado final del trabajo; dando forma al trabajo en un perno por lo general mediante extrusión en frió o forjado en frió; e enfriamiento y templado del perno. El acero que tiene la composición química puede proporcionar un perno que tiene una alta resistencia y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente. Para proporcionar un perno que tiene además una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente e incluso que tiene una alta resistencia, es importante que el perno se fabrique mediante condiciones apropiadas de control para el tratamiento de laminado en caliente y de enfriamiento-templado, entre las series de etapas. En una realización preferente, las condiciones de enfriamiento también se controlan. El acero para uso en pernos y método para fabricar un perno se ilustrarán a continuación .

Para reducir la cantidad de partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita, las partículas de carburo se deberían disolver lo suficiente después del enfriamiento. Para este fin, las partículas de carburo en la microestructura inicial deberían precipitar uniformemente. Dicha microestructura inicial por lo general es una microestructura esferoizada. Para permitir que las partículas de carburo se dispersen uniformemente en la microestructura esferoizada, es importante que los carburos, por lo general de Cr, Ti, y V que actúan como núcleos de partículas de carburo esferoizadas precipiten finalmente mediante el control apropiado de la temperatura de calentamiento antes del laminado en caliente (temperatura de recalentamiento en forma de lingotes) y las condiciones de laminado en caliente; y que el número de puntos de triplete en los límites del grano de austenita aumente, es decir, se afinan los granos de austenita, en que los puntos de triplete son cada uno un punto en que tres granos de austenita se ponen en contacto entre sí.

Inicialmente, la temperatura de calentamiento antes del laminado en caliente (temperatura de recalentamiento en los lingotes) se puede precisar para que sea de 1050 °C o superior para disolver elementos tales como Cr, Ti, y V en la región austenítica. El calentamiento, si se realiza a una temperatura excesivamente baja, puede no conseguir la contribución a una disolución suficiente de los elementos tales como Cr, Ti, y V en la austenita, y esto puede impedir la precipitación de partículas finas de carburo durante el laminado en caliente y puede causar que la esferoidización en la etapa corriente abajo sea insuficiente y a haga que el perno tenga una capacidad de trabajo en frío más reducida. El calentamiento se realiza a una temperatura preferentemente de 1100 °C o superior, y más preferentemente 1150 °C o superior. El limite superior de la temperatura puede ser de aproximadamente 1300 °C desde el punto de vista del coste de la producción.

A continuación, el laminado en caliente se puede realizar a una temperatura de laminado final reducida para el afinado del grano de austenita. El laminado final a dicha temperatura reducida permite que la deformación permanezca en el acero y por lo tanto permite que las partículas esferoizadas de carburo se dispersen más uniformemente. El límite superior de la temperatura de laminado final se puede precisar para que sea de 1000 °C desde los puntos de vista. El laminado final, si se realiza a una temperatura superior a 1000 °C, puede hacer que los granos de austenita engrosen, dejar de permitir la deformación permanezca, y hacer que las partículas esferoizadas de carburo se dispersen no uniformemente. La temperatura de laminado final es preferentemente 950 °C o inferior, y más preferentemente 900 °C o inferior. Sin embargo, el laminado final, si se realiza a una temperatura excesivamente baja, puede producir un aumento en la carga de laminado y en los defectos superficiales, no siendo, por lo tanto, práctico. El limite inferior de la temperatura de laminado final es preferentemente 700 °C. Tal como se usa en el presente documento, la expresión "temperatura de laminado final" se refiere a una temperatura media de la superficie de trabajo antes de una pasada de laminado final o de los rodillos de reducción, en que la temperatura se puede medir con un termómetro de radiación.

A continuación, las condiciones para el tratamiento de enfriamiento-templado (tratamiento de afinado térmico) se ilustrarán en el orden de etapa a etapa. Inicialmente, el calentamiento durante el enfriamiento se realiza preferentemente a una temperatura de 860 °C a 930 °C. El calentamiento durante el enfriamiento, cuando se realiza a una temperatura excesivamente baja, puede provocar una disolución insuficiente de las partículas de carburo formadas en el tratamiento de laminado en caliente y/o ablandado, y esto puede hacer que el perno tenga una resistencia baja. Además, el calentamiento puede hacer que las partículas de carburo gruesas permanezcan en los límites del grano de austenita. En este caso, las partículas de carburo gruesas actúan como orígenes de fragilidad por el hidrógeno y hacen que el perno tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. La temperatura de calentamiento es más preferentemente 880 °C o superior, y además preferentemente 890 °C o superior. Por el contrario, el calentamiento durante el enfriamiento, si se realiza a una temperatura excesivamente elevada, puede hacer que los granos se engrosen y hace que el perno tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. La temperatura de calentamiento es más preferentemente 920 °C o inferior, y además preferentemente, 910 °C o inferior.

Aunque no se limita, el tratamiento de enfriamiento se realiza preferentemente en una atmósfera normal (aire) desde el punto de vista del coste de la producción.

En una realización preferente, una capa de óxido de hierro densa se forma en una capa superficial de la varilla del perno en el proceso de templado que se menciona posteriormente con el fin de permitir que el perno tenga una resistencia a la corrosión mayor. Para la realización, es importante que una capa de óxido de hierro no esté presente en la varilla del perno antes del templado, o, incluso si está presente, tiene un espesor de 100 nm o inferior. Ésto se debe a que una capa de óxido de hierro no densa que tiene un espesor superior a un 100 nm, si está presente antes del templado, puede impedir la formación de la capa de óxido densa en el templado. La formación de la capa de óxido de hierro durante el enfriamiento se puede suprimir por lo general mediante la realización del enfriamiento en dicha atmósfera con el fin de que no forme una capa de óxido de hierro no densa, es decir, en una atmósfera de gas inerte que tenga un contenido en oxigeno reducido.

Una capa de óxido no densa se puede formar cuando el enfriamiento se realiza en la atmósfera (en el aire) . En este caso, la capa de óxido no densa formada se retira preferentemente. La capa de óxido no densa se puede retirar mediante cualquier procedimiento no limitado, tal como lavado con ácido o retirada mecánica. El calentamiento se puede realizar mediante cualquier procedimiento tal como calentamiento en un horno eléctrico común o un horno de gas, o mediante calentamiento con radiofrecuencia.

El templado se realiza a una temperatura de 400 °C a T °C o inferior, en que la temperatura T se especifica con la Expresión (2) tal como sigue a continuación: T (°C) = 68,2Ln[Si] + 480 (2) en que Ln representa un logaritmo natural; y [Si] representa un contenido (en porcentaje de masa) de Si en el acero .

La temperatura de precipitación de las 'partículas de carburo en el templado varia dependiendo del contenido de Si en el acero y se expresa con (68,2Ln[Si] + 480) °C. El templado, si se realiza a una temperatura superior a T °C, puede hacer que las partículas de carburo precipiten en los límites del grano, puede hacer que la resistencia del límite del grano disminuya, y por lo tanto puede hacer que el perno tenga una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Para evitar ésto, el templado se realiza a una temperatura de (68,2Ln[Si] + 480) °C o inferior. La temperatura de templado es preferentemente (T-20) °C o inferior, es decir, (68,2Ln[Si] + 460) °C o inferior, y más preferentemente (T-40) °C o inferior, es decir, (68,2Ln[Si] + 440) °C o inferior. Por el contrario, el templado, si se realiza a una temperatura excesivamente baja, puede hacer que el perno tenga una relación de rendimiento baja, y el perno resultante puede no estar sujeto a una tensión axial elevada, tal como se ha descrito anteriormente. Para evitar ésto, el tratamiento de templado se realiza a una temperatura de 400 °C o superior, preferentemente 420 °C o superior, y más preferentemente 425 °C o superior.

Además, aunque no se limita, el tratamiento de templado se realiza preferentemente en una atmósfera normal (aire normal) desde el punto de vista del coste de la producción. Sin embargo, cuando se va a formar una capa de óxido de hierro densa para una resistencia a la corrosión más elevada, el templado se realiza preferentemente en una atmósfera de gas inerte que tiene un contenido de oxigeno de 10 ppm (en volumen) o inferior. El templado, si se realiza en una atmósfera que tiene un contenido de oxigeno superiora 10 ppm, puede provocar la formación de una capa de óxido no densa. El gas inerte que se quede usar en el presente documento es el gas nitrógeno (N2) y argón, a modo de ejemplo. El calentamiento se puede realizar mediante cualquier Procedimiento no limitado, tal como calentamiento en un horno eléctrico común o un horno de gas, o calentamiento con radiofrecuencia .

Otras condiciones para el enfriamiento-templado se pueden establecer apropiadamente en consideración del intervalo de temperaturas y se pueden seleccionar dentro de intervalos tal como sigue a continuación.

Condiciones de enfriamiento Tiempo de mantenimiento después del calentamiento: 5 minutos o superior (más preferentemente 15 minutos o más largo) , 60 minutos o más corto (más preferentemente 30 minutos o más corto) Condición de enfriamiento: enfriamiento con aceite o enfriamiento con agua Condiciones de Templado Tiempo de mantenimiento después del calentamiento: 10 minutos o más largo (más preferentemente 20 minutos o más largo) , 90 minutos o más corto (más preferentemente 45 minutos o más corto) Condición de enfriamiento: enfriamiento con aceite o enfriamiento con agua El perno de acuerdo con una realización de la presente invención tiene una alta resistencia en términos de resistencia a la tracción de 1400 MPa o superior y presenta una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente a pesar de tener dicha resistencia elevada.

EJEMPLOS La presente invención se ilustra con detalle adicional con referencia a varios ejemplos que siguen a continuación. Se debería indicar, sin embargo, que los ejemplos nunca pretenden limitar el alcance de la invención; que diversos cambios y modificaciones se pueden hacer en los mismos sin desviarse del espíritu y del alcance de la invención tal como se ha descrito anteriormente y a continuación y se debería considerar que todos ellos están dentro del alcance de la invención .

EJEMPLO EXPERIMENTAL 1 La resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno de carga catódica se examino en el Ejemplo Experimental 1, cuyos resultados se prescribirán a continuación .

Los aceros que tienen composiciones químicas proporcionadas en la Tabla 1 (con el resto siendo hierro e impurezas inevitables) se fabricaron mediante una técnica de fabricación de lingotes común. Los aceros se fundieron, se laminaron en caliente en condiciones que se proporcionan en las Tablas 2 y 3, y proporcionaron aceros laminados cada uno con un diámetro de 14 mm. Los aceros laminados se sometieron secuencialmente a decapado, un tratamiento de revestimiento, trefilado, y esferoidización, y además se sometieron secuencialmente a decapado, un tratamiento de revestimiento, y trefilado final. Los alambres de acero resultante se sometieron a extrusión en frío con un Formador de Partes (NBP550 proporcionado por Sakamura Machine Co., Ltd.) y proporcionó pernos de bridas con dimensiones de M12 * 1,25P y una longitud de 200 mm. La capacidad para formar cabezas de perno (capacidad para formar cabezas de perno en frió) de cada perno de brida se evaluó mediante si se producía agrietamiento o no en la brida. En las Tablas 2 y 3, se evaluó una muestra que experimenta agrietamiento en la brida como con una escasa capacidad para formar cabezas de perno y se indicó con "?"; mientras que se evaluó una muestra que no experimenta agrietamiento en la brida como con una buena capacidad para formar cabezas de perno y se indicó con "O". Los pernos de brida se sometieron a enfriamiento-templado en condiciones que se proporcionan en la Tabla 2 o 3. Otras condiciones de enfriamiento-templado son tal como sigue a continuación: tiempo de calentamiento enfriamiento de 30' minutos; enfriamiento en el horno en atmósfera de aire; condición de inactivación por enfriamiento de enfriamiento con aceite (70 °C) ; tiempo de calentamiento de templado de 45 minutos; templado en ·ß1 horno en atmósfera de aire; y condición de enfriamiento de templado de enfriamiento con aceite (25 °C) . o Indice Composición química (en porceniaje de masa) con el resto siendo hierro e impurezas inevitables Los pernos después del enfriamiento-templado se examinaron en medidas del tamaño del grano de austerita de la varilla, resistencia a la tracción, y la relación de rendimiento; la observación de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita; la medida del coeficiente de difusión de hidrógeno; y la evaluación de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno mediante procedimientos tal como sigue a continuación. (1) Medida del Tamaño del Grano de Austerita La varilla de un perno demuestra se cortó en una sección transversal, en gue la "sección transversal" se refiere a una sección transversal perpendicular a la varilla. Una región arbitraria de 0, 039 mm2 de la sección en una posición (D/4) de un cuarto del diámetro de la varilla D se observó con un microscopio óptico con un aumento de 400 veces, y un índice de tamaño del grano se midió de acuerdo con el patrón Industrial Japonés (JIS) G0551. Las medidas se realizaron en cuatro campos de visión, los valores medidos se promediaron, y el promedio se definió como el tamaño de grano de austenita. (2) Medida de la Resistencia a la Tracción y Relación del Rendimiento La resistencia a la tracción de un perno de muestra se determino realizando un ensayo de tracción de acuerdo con el patrón JIS B1051. La relación del rendimiento se determina midiendo un límite elástico de un 0,2 % y dividiendo el mismo por la resistencia a la tracción. (3) Observación de Partículas de Carburo Precipitadas en el Límite del Grano de Austenita Muestras que tienen una resistencia a la tracción de 1400 MPa o superior y una relación de rendimiento de 0,90 o superior tal como se determina con el ensayo de tracción se sometiera la observación de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita. Los Ensayos NoS 15 y 19 en la Tabla 3 eran muestras cada una con una resistencia a la tracción inferior a 1400 MPa, pero se sometieron la observación de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita.

Las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita se observaron de la siguiente manera. La varilla del perno se cortó en una sección transversal, a partir de la que se preparó una muestra de ensayo de película fina usando instrumento de molienda con haz de iones enfocado (FIB: Proceso de Haz de Iones Enfocado FB-2000A suministrado por Hitachi, Ltd.) . Se tomaron tres imágenes de un límite de grano de austenita por una muestra con un microscopio electrónico de transmisión (JEMS-2100F suministrado por Hitachi, Ltd.) con un aumento de 150000 veces. Las imágenes se analizaron para calcular una longitud y un espesor de una partícula de carburo formada en los límites del grano, en que el espesor en el presente documento es una dimensión en una dirección perpendicular al límite del grano de austenita. La longitud (L; longitud total) de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita y que tienen un espesor de 50 nm o superior se dividió por la longitud (LO) de los límites del grano de austerita y se indicó como porcentaje. Esto se definió como un porcentaje de partículas de carburo en los límites del grano de austenita (valor de G) . Los valores de G obtenidos en las tres imagines se promediaron y se indican en las Tablas 2 y 3. En el presente documento, LO es la suma total de las longitudes de todos los límites del grano de austerita incluidos en una imagen; y L es la suma total de las longitudes de todas las "partículas de carburo formadas en los límites del grano de austerita y cada una con un espesor de 50 nm o superior" incluidas en la imagen. (4) Medida del Coeficiente de Difusión de Hidrógeno El coeficiente de difusión de hidrógeno se midió cortando la varilla del perno en una sección transversal, puliendo mecánicamente la superficie cortada, puliendo electrolítica mente la superficie en una muestra de ensayo de lámina fina que tiene un espesor de 0,1 mm, y sometiendo la muestra de ensayo a un ensayo electroquímico de infiltración de hidrógeno. Específicamente, ambos lados de la muestra de ensayo de la lámina se definieron como superficies de evolución de hidrógeno/abstracción de hidrógeno, y se evaluó la velocidad (cambio con el tiempo) del átomo de hidrógeno formado por electrólisis de una solución ácida para infiltrarse en la muestra de ensayo de lámina. Un flujo de hidrógeno infiltrado se detectó mediante una medida de la corriente de oxidación de la superficie de abstracción de hidrógeno en una solución alcalina. El ensayo se realizó a temperatura ambiente. Las curvas respectivas del proceso de la evolución de hidrogeno a la infiltración estacionaria (Desarrollo) y de la finalización de la evolución de hidrógeno a la finalización de la infiltración hidrógeno (Descomposición) se obtuvieron tres veces. El coeficiente de difusión se determinó realizando un ajuste de los resultados de la medida con respecto a la solución teórica de la ecuación de difusión. Un total de seis resultados de medidas que incluían tres resultados de medidas en Desarrollo y Descomposición, respectivamente, se promediaron y se definieron como el coeficiente de difusión de hidrógeno. Las soluciones usadas en el ensayo, condición de electrólisis, y área de ensayo son como sigue a continuación: Solución de ensayo Detección de hidrógeno: NaOH 1 N Evolución de hidrógeno: 0,5 mol/1 de H2S04 + 0,01 mol/1 de KSCN Condiciones de electrólisis Lado de detección de hidrógeno: 150 mV frente a Ag/AgCl Lado de evolución de hidrógeno: Desarrollo de 5 mA/cm2, Descomposición de 1 mA/cm2 Área de ensayo: 0,18 cm2 (5) Evaluación de la Resistencia a la Fragilidad por Hidrógeno .

La resistencia a la fragilidad por el hidrógeno se evaluó de la siguiente manera. Se formó una hendidura en la varilla del perno mediante mecanizado con el fin de dar un factor de concentración de tensión de 3. Una carga constante de 1500 MPa se aplicó con respecto al área superficial del fondo de la hendidura e, inmediatamente a partir de ese momento, la carga catódica se realizó en la hendidura. El ensayo se realizó a temperatura ambiente (25 °C) primero durante tres horas, pero se realizó a 50 °C durante las siguientes tres horas calentando la solución con un calentador. El ensayo continuó a partir de ese momento a la vez que se repetía un ciclo de una temperatura ambiente durante tres horas y a 50 °C durante tres horas. El tiempo hasta que la muestra se rompió se midió y se evaluó como el resultado. El ensayo se abortó a las 120 horas en ensayo cuando la muestra no se rompía. El tiempo (horas) para la ruptura se dividió por 120, y esto se definió como el nivel de resistencia a la fragilidad por el hidrógeno como un resultado del ensayo. Una muestra que tiene una resistencia a la fragilidad por el nivel de hidrógeno de 0, 60 o superior se evaluó como que tenía una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente. Una solución de ensayo y las condiciones del ensayo son tal como sigue a continuación: Solución de Ensayo: H2S0 a pH 3 + 0,01 mol/1 de KSCN Densidad de la Corriente de Ensayo: 0,01 mA/cm2 Los resultados se indican en las Tablas 2 y 3. o • "AK-OB" hace referencia a "Ax 10 * r o * "??-01G hace referencia a "A* ¡0 " Las Tablas 1 a 3 indican lo que sigue a continuación. En lo sucesivo en el presente documento, los números se refieren al "Número de ensayo" que se proporciona en las Tablas 2 y 3. Específicamente, las muestras de los NoS 1 a 12 presentaban composiciones químicas de acero controladas apropiadamente y fabricadas en condiciones apropiadamente controladas. Cada una de las muestras presentaba satisfactoriamente una alta resistencia de 1400 MPa o superior y además presentaban una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente.

Por el contrario, las muestras de los NoS 13 a 34 eran inadecuadas al menos una de la composición química del acero y la condición de fabricación y por lo tanto presentaban una resistencia insuficiente y/o resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida.

El N° 13 era una muestra que experimentaba recalentamiento a una temperatura excesivamente reducida y presentaba una escasa capacidad para formar cabezas de perno. Esto se debe a que las partículas gruesas de carbonitruro por lo general de Cr, Ti, y V permanecían en el acero y provocaban una esferoidización insuficiente en la etapa de corriente abajo.

El N° 14 era una muestra que experimentaba templado a una temperatura inferior a 400 °C, por lo tanto presentaba una relación de rendimiento reducida, y no presentaba propiedades satisfactorias tales como las de un perno.

Los NoS 15 a 18 eran muestras que experimentaban cada una templado a una temperatura superior a la temperatura T y presentaban una escasa resistencia a la fragilidad por el hidrógeno. Esto se debe a que grandes cantidades de partículas de carburo se formaron en los límites del grano para degradar la resistencia en el límite del grano.

Los NoS 19 a 21 eran muestras que contenían elementos añadidos, dos o más de las cuales no satisfacían las condiciones especificadas en la presente invención, y no satisfacían todos los criterios para la resistencia a la tracción, relación de rendimiento, y resistencia a la fragilidad por el hidrógeno. El N° 19 era una. muestra que usaba un acero SCM 435 tal como se describe en JIS, presentado un contenido insuficiente de Si, por lo tanto tenía una temperatura T inferior a 400 °C, y no conseguía tenér una relación de rendimiento y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno ambas a niveles satisfactorios. El N° 19 experimentó el templado a 480 °C, pero presentaba una resistencia a la tracción inferior a 1400 MPa .

Los Nos 20 y 21 presentaban contenidos elevados de Mo y serían capaces de asegurar una resistencia a la tracción y una relación de rendimiento a determinados niveles debido a la actividad de endurecimiento del Mo, a pesar de experimentar el templado a una temperatura elevada. Sin embargo, los NoS 20 y 21 presentaban contenidos insuficientes de Si, por lo tanto presentaban temperaturas T inferiores a 400 °C, y no conseguían tener un relación de rendimiento y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno ambas a niveles satisfactorios. Los NoS 20 y 21 experimentaron el templado a 580 °C y 400 °C, respectivamente, cada uno presentaba resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida debido a grandes cantidades de partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita.

El N° 22 era una muestra que contenía carbono en un contenido excesivamente bajo y presentaba una resistencia a la tracción inferior a 1400 MPa incluso experimentando el templado a 400 °C.

El N° 23 era una muestra que contenía Si en un contenido excesivamente bajo, por lo tanto presentaba una temperatura T inferior a 400 °C, y no conseguía tener un límite elástico y una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno ambos a niveles satisfactorios. La muestra experimentó el templado a 400 °C, pero no conseguía presentar una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno satisfactoria. Esto se debe a que un gran número de partículas de carburo se formaron en los límites del grano de austenita.

El N° 24 era una muestra que contenía Mn en un contenido excesivamente bajo; mientras que el N° 25 es una muestra que contiene Mn en un contenido excesivamente elevado. El N° 24 presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida, porque se formó FeS en parte de los límites del grano y de grado la resistencia en el límite del grano. El N° 25 presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida, porque se segregó MnS en los límites del grano y por lo tanto degradó la resistencia en el límite del grano.

El N° 26 era una muestra que contenía Cu en un contenido excesivamente bajo; mientras que el N° 27 era una muestra que contenía Cu en un contenido excesivamente elevado. El N° 26 presentaba una resistencia a la tracción inferior a 1400 MPa incluso experimentando el templado a 400 °C y no conseguía tener una resistencia a la tracción y una relación de rendimiento ambas a niveles satisfactorios. El N° 27 presentaba una capacidad para formar cabezas de perno más reducida debido a una dureza más reducida.

El N° 28 era una muestra que presentaba una relación Ni/Cu pequeña y que presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Esto se debe probablemente a que la fragilidad en caliente se produjo durante el proceso de fundido continuo para provocar micro-agrietamiento y otros defectos para permanecer en el acero.

El N° 29 era una muestra que contenia Cr en un contenido excesivamente bajo; mientras que el N° 30 era una muestra que contenia Cr en un contenido excesivamente elevado. El N° 29 presentaba una capacidad para formar cabezas de perno más reducida porque la esferoidización antes de la formación de cabezas de perno era insuficiente. El N° 30 presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida porque se formaron partículas gruesas de carbonitruro después del templado para degradar la dureza.

El N° 31 era una muestra que contenía V en un contenido excesivamente elevado y no conseguía experimentar formación de cabezas de perno. Esto se debe a que se formaron partículas gruesas de carbonitruro de vanadio para degradar la capacidad para formar cabezas de perno.

El N° 32 era una muestra que contenía V y Ti en un contenido total excesivamente elevado y presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Esto se debe probablemente a que se formaron grandes cantidades de sitios de retención de hidrógeno como resultado del templado, el hidrógeno se fijó en una gran cantidad en los sitios de retención, y el hidrógeno retenido se liberó después de cambios de temperatura durante el ensayo.

El N° 33 era una muestra que contenia Al en un contenido excesivamente elevado y que presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida. Esto se debe a que se formaron partículas gruesas de A1N, que hicieron que los granos se engrosarán durante el enfriamiento y por lo tanto hicieron que la muestra presentara una dureza más reducida.

El N° 34 era una muestra que contenía N en un contenido excesivamente elevado y que presentaba una capacidad para formar cabezas de perno más reducida. Esto se debe a que se disolvió una gran cantidad de nitrógeno como un soluto en el acero.

La Fig. 1 es un gráfico que ilustra cómo el nivel de resistencia a la fragilidad por el hidrógeno (resultado de la evaluación de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno) varía dependiendo del valor de G. El gráfico se representa en base a los resultados obtenidos en el Ejemplo Experimental 1. La Fig. 1 demuestra que el nivel de resistencia a la fragilidad por el hidrógeno (resultado de la evaluación de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno) tiene una correlación con el valor de G; el nivel de resistencia a la fragilidad por el hidrógeno aumenta con una disminución del valor de G; y que el valor de G es preferentemente 60 o inferior con el fin de proporcionar una resistencia a la fragilidad por el nivel de hidrógeno de 0,60 o superior.

La Fig. 2 representa fotografías de límites del grano de austerita del Ensayo N° 1 y del Ensayo N° 20, respectivamente. Las comparaciones entre las fotografías del Ensayo N° 1 y del Ensayo N° 20 demuestran que se formó una cantidad de partículas de carburo en los límites del grano más elevada en el Ensayo N° 20 que en el Ensayo N° 1.

Ejemplo Experimental 2 La resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno corrosivo se examinó en el Ejemplo Experimental 2, cuyos resultados se describirán a continuación.

Los aceros que tienen composiciones químicas que se proporcionan en la Tabla 4 (con el resto siendo hierro e impurezas inevitables) se fabricaron mediante una técnica de fabricación de lingotes común. Los aceros se fundieron, se laminaron en caliente, y proporcionaron aceros laminados con un diámetro de 14 mm. Todas las muestras en el Ejemplo Experimental 2 se prepararon a una temperatura de recalentamiento de 1050 °C o superior y una temperatura de laminado final de 1000 °C o inferior. Las muestras de ensayo de fractura retardada y las muestras de ensayo de tracción se tomaron de los aceros laminados y se sometieron a enfriamiento y templado en condiciones que se proporcionan en las Tablas 5 y 6. Otras condiciones de enfriamiento-templado son tal como siguen a continuación: tiempo de enfriamiento calentamiento de 30 minutos; enfriamiento en horno en atmósfera de 2; condición de reactivación por enfriamiento para el enfriamiento con aceite (70 °C) ; tiempo de templado de una hora; y condición para enfriamiento templado de enfriamiento al aire. La atmósfera se controló en un procedimiento tal como sigue a continuación cuando el enfriamiento y el templado se realizaron en un horno en atmósfera de N2. Inicialmente, la parte interior (aire a 1,013 x 105 Pa) de un horno cilindrico que tiene un diámetro de 400 mm y una longitud de 400 mm se evacuó a 0,4 Pa con una bomba giratoria. A continuación, la atmósfera interior se purgó con gas nitrógeno (N2) a 1,013 10b Pa. Asumiendo que el aire tiene un contenido de oxigeno de aproximadamente un 21 por ciento en volumen, se calcula que la atmósfera de N2 después de la purga de nitrógeno tiene un contenido de oxigeno de 0,4/(1,013 ? 105) ? 0,21 = 0,8 ? 10"6, es decir, 0,8 ppm (en volumen). o índice Composición química (en porcentaje de masa) con el resto siend o hierro e impurezas inevitables (1) Medida del Tamaño del Grano de Austerita Una muestra de ensayo de tracción (JIS N° 14A) se tomó de cada muestra, se cortó en una sección (sección transversal) perpendicular a la dirección longitudinal de la muestra de ensayo, una región arbitraria de 0,039 mm2 en la sección en una posición (D/4) de un cuarto del diámetro de la varilla D se observó con un microscopio óptico con un aumento de 400 veces, y un índice del tamaño del grano se midió de acuerdo con el patrón JIS G0551. Las medidas se realizaron en cuatro campos de visión, y los valores medidos se promediaron y se definieron como el tamaño del grano de austenita. (2) Medida de la Resistencia a la Tracción y de la Dureza La resistencia a la tracción se midió mediante un ensayo de tracción en una muestra de ensayo de tracción (JIS N° 14A) de acuerdo con el patrón JIS Z2241 que se ha mencionado anteriormente. Una dureza de la misma región tal como en la medida del tamaño del grano de austenita se midió con un medidor de dureza Vickers a una carga de 10 kg. Las medidas se realizaron en cuatro puntos, y los valores medidos se promediaron y se definieron como la dureza de la varilla del perno . (3) Análisis de la Capa de Óxido Superficial La capa de óxido superficial de la varilla se analizó de la siguiente manera. La muestra de ensayo se cortó en una sección transversal (sección perpendicular al centro de la varilla) y se incorporó en una resina. Inicialmente, la superficie total de la muestra de ensayo incorporada se observó con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (S-4500 suministrado por Hitachi, Ltd.) con un aumento de 500 veces para verificar que la varilla después del tratamiento térmico no presentaba partes no comunes y no experimentaba formación de una capa de óxido con un espesor superior a 100 nm. A continuación, la muestra de ensayo se comprobó con un microscopio electrónico de transmisión (JEMS-2100F suministrado por Hitachi, Ltd.) con un aumento de 300000 veces y con un aumento de 1500000 veces, a partir de los cuales se tomaron imágenes fotográficas en dos puntos en una base de 90° con un aumento de 1500000 veces. El área superficial de la capa de óxido de la superficie se calculó en base al análisis de las imágenes. El área superficial calculada de la capa de óxido se dividió por la longitud de la capa de hierro matriz directamente por debajo de la capa de óxido para dar un espesor medio de la capa de óxido. Se hizo un promedio del espesor medio de los dos puntos se promedió. Además, se realizó un análisis de EDX, y los elementos contenidos en la capa de óxido se analizaron para determinar la composición química de la capa de óxido. Las muestras indicadas con "o" en "Presencia de Si y Cu" en las Tablas 5 y 6 contenían Si y Cu en contenidos tales que los espectros asignados al Si y al Cu se podrían distinguir claramente de un componente de ruido tal como se determina a una tensión de aceleración de 20 kV. (4) Evaluación de la Capacidad de Forja en Frío En el Ejemplo Experimental 2, una muestra se sometió a la siguiente compresión en frío (trabajo en frío) simulando el procesamiento del perno para evaluar la capacidad de forjado en frío. Específicamente, el acero laminado como una muestra se sometió a esferoidización (manteniéndolo a 780 °C durante 6 horas y enfriando a una velocidad de enfriamiento de 10 °C/hora) , a partir del cual se preparó una muestra de ensayo de compresión el frío con un diámetro de 10 mm y una longitud de 15 mm. La capacidad de forjado en frío de la muestra de ensayo se evaluó si la muestra de ensayo experimentaba agrietamiento o no después de una compresión de un 70 % (trabajo de un 70 %) . La compresión en frío se realizó a una velocidad de deformación de 10 s"1. (5) Medida de la Resistencia a la Fragilidad por Hidrógeno en Entorno Corrosivo Se preparó una muestra de ensayo con una hendidura tal como se ilustra en la Fig. 3 y se usó en la medida de la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno corrosivo. La hendidura se hizo con el fin de simular la concentración de la tensión en una rosca de tornillo. La muestra de ensayo se sumergió en una solución de HC1 al 15 % (ácido clorhídrico) durante 30 minutos, se lavó con agua, se secó, y se aplicó con una carga constante. Se midió una carga máxima a la que la muestra de ensayo no se rompía durante 100 horas o un periodo de tiempo superior. La carga máxima a la que la muestra de ensayo no se rompía durante 100 horas o un periodo de tiempo superior después de la inmersión en ácido se dividió por la carga de ruptura tal como se determina en el ensayo de tracción antes de la inmersión en ácido, y el valor resultante se definió como la relación de la tensión de fractura retardada. En base a ésto, se evaluó la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno corrosivo. Se midieron los pesos de la muestra de ensayo antes y después de la inmersión en ácido para calcular un cambio en el peso. El cambio en el peso se dividió por el peso de la muestra de ensayo antes de la inmersión en ácido y a continuación se multiplicó 100. El valor resultante se definió como una pérdida de peso en la corrosión (%) . Se evaluó una muestra on una relación de resistencia a la fractura retardada de ,70 o superior como con una resistencia a la fragilidad por l hidrógeno excelente en un entorno corrosivo.

Los resultados se indican en las Tablas 5 y 6.

[Tabla 5] o Las Tablas 4 a 6 indican lo que sigue a continuación. En lo sucesivo en el presente documento, los números se refieren al "Número de ensayo" que se proporciona en las Tablas 5 y 6. Específicamente, las muestras de los NoS 1 a 3 y 6 a 10 presentaban una composición química del ácido apropiada y se fabricaron en condiciones controladas apropiadamente. Cada una de las muestras presentaba una resistencia elevada de 1400 MPa o superior y presentaban una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente en un entorno corrosivo tal como con una relación de resistencia a la fractura retardada de 0,70 o superior.

Por el contrario, las muestras de los NoS 4 a 5 y 11 a 26 eran inapropiadas en al menos uno de la composición química del acero y las condiciones de fabricación y, como resultado, que se a la resistencia insuficiente o una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno en un entorno corrosivo menor.

El N° 4 indica la influencia de la atmósfera de templado. Los resultados en el N° 4 demuestran que la resistencia a la fragilidad por el hidrógeno excelente en un entorno corrosivo severo se puede presentar mediante la preparación de un perno que satisface una condición específica, es decir, que soporta una capa de óxido de hierro superficial con un espesor controlado para que sea de 0 a 100 nm; y sometiendo el perno al templado en una atmósfera de gas inerte que tiene un contenido de oxigeno de 10 ppm (en volumen) o inferior con el fin de formar una capa de óxido de hierro especifica en la superficie de la varilla del perno.

El N° 5 indica la influencia de la temperatura de calentamiento en el enfriamiento. El N° 5 experimento calentamiento a una temperatura excesivamente elevada en el enfriamiento y presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que el calentamiento hizo que los granos se engrosaran y redujo la dureza del aceró.

El N° 11 presenta una composición química que no satisfacía las condiciones especificadas en la presente invención, por lo tanto presentaba un índice de tamaño de grano pequeño, y presentaba una resistencia insuficiente.

Los NoS 12 a 16 presentaban composiciones químicas que no satisfacían las condiciones especificadas en la presente invención, no satisfacían el criterio en al menos uno de tamaño de grano, espesor de la capa de óxido de hierro, y composición de la capa de óxido de hierro tal como se especifica en la presente invención, y presentaban una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo.

El N° 17 era una muestra que contenía Cu en un contenido excesivamente elevado, experimentaba una dureza insuficiente, y por lo tanto presentaba una capacidad de forjado en frío más reducida.

El N° 18 era una muestra con una relación de Ni/Cu reducida y presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe probablemente a que la muestra presentaba una ductilidad en caliente más reducida para provocar micro-agrietamiento y otros defectos para permanecer en el interior de la misma.

El N° 19 era una muestra que contenía Si en un contenido excesivamente bajo y no conseguía una resistencia a la tracción deseada incluso experimentando el templado a una temperatura de 425 °C.

El N° 20 era una muestra que contenía C en un contenido excesivamente elevado y presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que la muestra presentaba una resistencia a la corrosión más reducida para aumentar el suministro de hidrógeno (migración del hidrógeno) en el acero y se hizo muy susceptible a la fractura retardada. Además, la muestra presentaba una capacidad de forjado en frío más reducida .

El N° 21 era una muestra que contenia n en un contenido excesivamente bajo; mientras que el N° 22 era una muestra que contenia Mn en un contenido excesivamente elevado. El N° 21 presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que el FeS se formó en parte de los limites del grano e hizo que la muestra tuviera una resistencia reducida en el limite del grano. Además, la muestra presentaba una capacidad de forjado en frío más reducida. El N° 22 presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que el MnS se segregado en los limites del grano e hizo que la muestra tuviera una resistencia reducida en el limite del grano.

El N° 23 era una muestra que contenia Cr en un contenido excesivamente bajo y presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que la capa de óxido de hierro presentado con espesor insuficiente e hizo que la muestra tuviera una resistencia a la corrosión más reducida.

El N° 24 era una muestra que contenia Cr en un contenido excesivamente elevado y que presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que partículas gruesas de carbonitruro se formaron después del templado e hizo que la muestra tuviera una dureza más reducida.

El N° 25 era una muestra que contenía Al en un contenido excesivamente elevado y que experimentaba enfriamiento a una temperatura excesivamente elevada y que presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que se formaron partículas gruesas de nitruro de aluminio (A1N) y actuaban como un punto de concentración de la tensión.

El N° 26 era una muestra que contenía N en un contenido excesivamente elevado y que presentaba una resistencia a la fragilidad por el hidrógeno más reducida en un entorno corrosivo. Esto se debe a que se disolvió una gran cantidad de nitrógeno en el acero.

Claims

NOVEDAD DE LA INVENCIÓN Habiendo descrito la presente invención, se considera como novedad, y por lo tanto se reclama como propiedad lo contenido en las siguientes: REIVINDICACIONES

1.- Un acero para uso en pernos, que comprende: C en un contenido (en porcentaje de masa, en lo sucesivo en el presente documento el mismo) de un 0,30 % a un 0,50 %; Si en un contenido de un 1,0 % a un 2,5 2- · Mn en un contenido de un 0,1 % a un 1,5 P en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 %; S en un contenido de más de un 0 % a un 0,015 %; Cr en un contenido de un 0,15 % a un 2,4 3- . Al en un contenido de un 0,010 % a un 0,10 %; N en un contenido de un 0,001 % a un 0,10 Cu en un contenido de un 0,1 % a un 0,50 %, y Ni en un contenido de un 0,1 % a un 1,0 %, de modo que [Ni] /[Cu] 0,5 es met, caracterizado por que [Ni] y [Cu] indican contenidos (en porcentaje de masa) de Ni y Cu, respectivamente, en el acero; y Ti en un contenido de un 0,05 % a un 0,2 %, y V en un contenido de un 0 % a un 0 , 2 % , de modo que [Ti] + [V] es de un 0, 085 % a un 0,30 %, en que [Ti] y [V] indican los contenidos (en porcentaje de masa) de Ti y V, respectivamente, en el acero; con el resto siendo hierro e impurezas inevitables .

2. - El acero para uso en pernos seqún la reivindicación 1, que comprende adicionalmente Mo en un contenido de de más de un 0 % a un 0,1%.

3. - Un perno que tiene la composición química tal como se ha definido en la reivindicación 1, teniendo el perno un índice del tamaño de grano austenítico de 9,0 o superior en una varilla del mismo; teniendo el perno un a valor de G (%) que satisface una condición tal como se especifica con la Expresión (1), caracterizado por que el valor de G indica un porcentaje de partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita en la varilla, proporcionándose la Expresión (1) tal como sigue a continuación: valor de G = (L/LO) * 100 < 60 (1) caracterizada por que: L representa una longitud total de las partículas de carburo formadas en los límites del grano de austenita y que tienen un espesor de 50 nm o superior; y LO representa una longitud de los límites del grano de austenita .

4. - El perno según la reivindicación 3, que comprende una capa de óxido de hierro que contiene Si y Cu en una superficie de la varilla, caracterizado por que la capa de óxido tiene un espesor de 2,0 a 100 nm.

5. - El perno según la reivindicación 3, que tiene una resistencia a la tracción de 1400 MPa o superior.

6. - un método para fabricar un perno, método que comprende las etapas de: preparar un acero que tiene la composición química tal como se ha definido en la reivindicación 1; calentar el acero a una temperatura de 1050 °C o superior; laminar en caliente el acero después del calentamiento, caracterizado por que el laminado final se realiza a una temperatura de 1000 °C o superior; y el templado un perno, en un proceso de enfriamiento-templado después de formar un perno a una temperatura de 400 °C a T °C, caracterizado por que la temperatura T se especifica con la expresión (2) que se proporciona a continuación : T (°C) = 68,2Ln[Si] + 480 (2) caracterizado por que Ln representa un logaritmo natural; y [Si] representa un contenido (en porcentaje de masa) de Si en el acero.

7.- El método para fabricar un perno según la reivindicación 6, caracterizado porque: una capa de óxido de hierro sobre una superficie de varilla del perno a someter al templado se limita de 0 a 100 nm; y el templado se realiza en una atmósfera de gas inerte que tiene un contenido de oxigeno de 10 ppm (en volumen) o inferior .