TW201525158A - 螺栓用鋼及螺栓、以及該等之製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明係提供一種即使拉伸強度為1500MPa以上的高強度，亦可發揮優異的耐延遲破壞性之螺栓用鋼及高強度螺栓、以及用以製造此等之有用的方法。本發明之高強度螺栓用鋼，係滿足C：0.3~0.50%、Si：1.0~2.5%、Mn：超過0%且為1.5%以下、P：超過0%且為0.015%以下、S：超過0%且為0.015%以下、Cr：0.15~1.5%、Mo：0.11~2.0%、Al：0.01~0.10%、以及N：超過0%且為0.015%以下，以滿足[Ni]/[Cu]≧0.5之方式含有Cu：0.1~0.5%及Ni：0.10~1.0%，並且以滿足[Ti]+[V]：0.085~0.30%之方式含有Ti：0.05~0.2%及V：0~0.20%，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質。

Description

螺栓用鋼及螺栓、以及該等之製造方法
本發明係關於汽車或各種機械產業等所使用之螺栓用鋼，及使用此螺栓用鋼所得之高強度螺栓，以及該等之製造方法，尤其關於，即使拉伸強度為1500MPa以上，亦可發揮優異的耐延遲破壞性之高強度螺栓用鋼及高強度螺栓、以及用以製造該等之有用的方法。
關於對鋼鐵材料施加應力後經過某時間後所產生之延遲破壞的原因，可考量為各種因素複雜地交相作用而產生，難以特定出該原因。然而，一般而言，就其與氫脆化(Hydrogen Embrittlement)現象有關之觀點而言乃具有共識。另一方面，左右著延遲破壞現象之因素，大致上被視為有回火溫度、組織、材料硬度、結晶粒度、各種合金元素的影響等，但此並非確立延遲破壞的防止手段，實際情形只不過是嘗試錯誤性地提出各種方法。
例如於專利文獻1~3中，係揭示有藉由調整各種合金元素來得到即使拉伸強度為1400MPa以上，耐延遲破壞性亦優異之螺栓用鋼之內容。此外，專利文獻4 中，係揭示有藉由在對合金鋼進行淬火後進行高溫回火，使細微的合金系化合物多量地析出，並藉由在該析出物中捕集於鋼中到處移動之氫，亦即擴散性氫，來改善耐延遲破壞性。
如專利文獻1~4般之多量地添加合金元素之技術，在氫量相對較少的環境中可顯示出優異的耐延遲破壞性。然而，被捕集於碳化物之氫，由於因環境的溫度變化或鋼材的應力變動而會從捕集部位被釋出，所以在氫捕集部位均被消耗之氫量較多的環境(例如陰極充電環境、或是伴隨著激烈鋼材腐蝕之環境)中，由於氫從捕集部位的釋出，使擴散性氫量增加，反而有耐延遲破壞性劣化之問題。
另一方面，專利文獻5中，係提出有藉由提高Si添加量以抑制雪明碳鐵(Cementite)對沃斯田鐵(Austenite)結晶粒界之析出，提高粒界強度而改善耐延遲破壞性之技術。然而，當添加1.0%以上的Si時，脫碳或粒界氧化的影響增強，此等反而對延遲破壞性造成不良影響。因此，當Si量為1.0%以上時，耐延遲破壞性無法如粒界強度的改善所期待般地提升，而無法充分發揮由Si的添加所帶來之耐延遲破壞性改善效果。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開昭60-114551號公報
[專利文獻2]日本特開平2-267243號公報
[專利文獻3]日本特開平3-243745號公報
[專利文獻4]日本特許第4031068號公報
[專利文獻5]日本特開2012-017484號公報
本發明係鑒於上述情形而創作出，該目的在於提供一種即使拉伸強度為1500MPa以上的高強度，亦可發揮優異的耐延遲破壞性之螺栓用鋼及高強度螺栓、以及用以製造此等之有用的方法。
可解決上述課題之本發明之螺栓用鋼的特徵為：以質量%計，滿足C：0.3~0.50%、Si：1.0~2.5%、Mn：超過0%且為1.5%以下、P：超過0%且為0.015%以下、S：超過0%且為0.015%以下、Cr：0.15~1.5%、Mo：0.11~2.0%、Al：0.01~0.10%、以及N：超過0%且為0.015%以下，以使以質量%計之鋼中的Ni量[Ni]與以質量%計之鋼中的Cu量[Cu]滿足[Ni]/[Cu]≧0.5之方式含有Cu：0.1~0.5%及Ni：0.10~1.0%，並且以使以質量%計之鋼中的Ti量[Ti]與以質量%計之鋼中的V量[V]滿足[Ti]+[V]：0.085~0.30%之方式含有Ti：0.05~0.2%及V：0~0.20%，並且剩餘部分為鐵及不可避免的雜質。本 發明之螺栓用鋼中，較佳者，鋼中的析出碳化物被球狀化(亦即球狀化退火後)，且表面的脫碳深度為0.05mm以下。
可解決上述課題之本發明之螺栓用鋼之製造方法，係具有下列主旨：使用具有如上述化學成分之鋼，在加熱溫度1050℃以上，加工軋延溫度1000℃以下進行熱軋延。
另一方面，可解決上述課題之本發明之螺栓的特徵為：係由上述螺栓用鋼所得到之螺栓，螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度號碼為9.0以上，表示析出於螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的比率之G值(%)，係滿足下列式(1)。該螺栓中，表面的結晶粒界氧化深度較佳未達10μm。
G值：(L/L0)×100≦60…(1)
式(1)中，L：析出於沃斯田鐵結晶粒界之厚度50nm以上的碳化物之合計長度，L0：表示沃斯田鐵結晶粒界的長度。
本發明亦包含具有下列主旨之螺栓之製造方法，亦即將上述螺栓用鋼成形加工為螺栓形狀，在880~980℃加熱5~30分鐘後進行淬火。
該螺栓之製造方法中，較佳係於淬火後，在400℃以上且為以下列式(2)所示之T℃以下的溫度進行回火， T(℃)=68.2Ln[Si]+480…(2)
式(2)中，Ln表示自然對數，[Si]表示以質量%計之鋼中的Si量。
根據本發明，由於在適當地控制鋼的化學成分後適當地調整製造條件，所以可強化成為延遲破壞的起點之螺栓的沃斯田鐵結晶粒界，而實現優異的耐延遲破壞性。此外，藉由添加適量的Mo，不易引起脫碳或粒界氧化，而能夠抑制起因於脫碳之螺栓表層的肥粒鐵析出或由異常粒成長所造成之耐延遲破壞性的惡化。再者，本發明之螺栓用鋼，其螺栓鍛粗性亦優異，所以可生產性佳地製造出高強度螺栓。
第1圖係顯示螺栓拉伸強度與耐延遲破壞性(斷裂伸長比)的關係之圖表。
本發明者們，對於高強度螺栓之延遲破壞現象的因素之一之氫脆化現象，再次針對各種合金成分的含量或鋼材的組織，尤其是以往被認為對於氫的無害化為有效之碳氮化物所形成之氫捕集部位的效果進行驗證。結果 得知由碳氮化物所形成之氫捕集部位，雖然的確具有將被視為氫脆化的主要因素之擴散性氫予以固著而無害化之效果，但此等被固著於氫捕集部位之氫，因鋼材的溫度變化或所負荷之應力的變動而容易從捕集部位被釋出，再次形成擴散性氫而成為引起氫脆化之原因。此外，可確認到由氫捕集部位所釋出之氫，若周圍具有其他氫捕集部位，則可再次固著而無害化，但在如鋼中的氫捕集部位成為飽和狀態之氫量較多的環境中，由於被釋出之氫未再次被固著，所以容易引起氫脆化。
因此，本發明者們，係對於在如鋼中的氫捕集部位成為飽和狀態之氫量較多的環境中，以與以氫捕集部位所進行之氫的固著為不同之方法，來提升耐延遲破壞性之方法進行精心研究。結果可得知當多量的氫從環境侵入於鋼中時，提高成為延遲破壞的起點之沃斯田鐵結晶粒界(以下有時僅稱為「結晶粒界」)的強度者，乃為最有效的手段。此外，提高沃斯田鐵結晶粒界的強度之方法，以往係採用提高回火溫度來分隔析出於結晶粒界之碳化物之手法。然而，係發現到反而在極力使碳化物不會析出於結晶粒界之低溫區中進行回火者，對於提高結晶粒界的強度者乃最為有效。
一般而言，當回火溫度未達400℃時，降伏應力與拉伸強度之比(降伏比)降低，難以提高螺栓鎖緊時的軸力，此外，鬆弛特性亦有降低之疑慮。因此，係以將回火溫度設為400℃以上者為前提，探討即使在回火溫度 為400℃以上時，碳化物亦不會析出於沃斯田鐵結晶粒界之鋼的成分組成。
此外，係發現到藉由添加1.0%以上的Si，可使碳化物的析出溫度往高溫側移位。此可推測為藉由在固溶於淬火後的麻田散鐵(Martensite)中之碳的周圍使Si存在，可阻礙回火時之碳的擴散，而不易使碳化物析出之故。
另一方面，當增加Si添加量時，於螺栓鍛粗前的球狀化退火時或螺栓淬火前的加熱時容易產生表層脫碳或粒界氧化，引起表層硬度降低或異常粒成長、表層脆化，有時以該等為起點使耐延遲破壞性惡化。因此，係對於即使增加Si添加量，亦不易引起脫碳或粒界氧化之鋼的成分組成進行探討。
其結果已成功地達成：藉由添加適量的Mo，可降低球狀化退火時(亦即鋼中的析出碳化物被球狀化後之階段)、以及淬火時的脫碳深度。此外，Mo的適量添加對於粒界氧化的抑制亦具效果。
以下說明本發明之螺栓中之沃斯田鐵結晶粒的特徵。於本發明之螺栓之沃斯田鐵結晶粒界上，不存在球狀碳化物或膜狀碳化物，或是即使存在，相對於結晶粒界的長度亦設為60%以下。此外，即使於結晶粒界上存在球狀碳化物或膜狀碳化物，當碳化物的厚度(垂直於結晶粒界之方向上的長度)為50nm以下時，由於對耐延遲破壞性之不良影響度低，所以可忽視。
再者，本發明之螺栓，螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度號碼為9.0以上。藉由使沃斯田鐵結晶粒細微化，可提升韌性，故可提升耐延遲破壞性及降伏比。
本發明之螺栓，藉由添加1.0%以上的Si，可使碳化物的析出溫度往高溫側移動，而抑制碳化物往回火後的沃斯田鐵結晶粒界上之析出。再者，藉由抑制碳化物的析出，可使ε碳化物或η碳化物等之過渡碳化物穩定化，該等過渡碳化物亦具有延遲鋼中的氫擴散之效果。藉此，由於可延遲氫往沃斯田鐵粒界之累積，所以可提升耐延遲破壞性。
接著說明本發明之螺栓用鋼的化學成分組成。以下，對於化學成分組成，「%」均表示質量%。
C：0.3~0.50%
為了確保鋼的拉伸強度，必需添加C。尤其為了確保拉伸強度1500MPa以上，C量係定為0.3%以上。C量較佳為0.35%以上，尤佳為0.39%以上。另一方面，當C量過剩時，會導致韌性的降低，並且碳化物生成於舊的沃斯田鐵粒界，容易使粒界強度降低，而使耐延遲破壞性劣化。因此，C量係決定為0.50%以下。C量較佳為0.48%以下，尤佳為0.45%以下。
Si：1.0~2.5%
Si係作用為熔製時的脫氧劑，並且是作為強化鋼之固 溶元素的必要元素。此外，本發明中，Si可抑制析出於沃斯田鐵結晶粒界之碳化物以提高結晶粒界的強度，並且可使過渡碳化物穩定化。為了發揮此作用，Si量係定為1.0%以上，Si量較佳為1.2%以上，尤佳為1.5%以上。另一方面，當Si量過剩時，鋼材的螺栓鍛粗性降低，並且助長淬火時的粒界氧化，而使耐延遲破壞性降低。因此，Si量係定為2.5%以下。Si量較佳為2.3%以下，尤佳為2.0%以下。
Mn：超過0%且為1.5%以下
Mn會生成MnS而使螺栓鍛粗性或耐延遲破壞性惡化，從螺栓鍛粗性或耐延遲破壞性之觀點來看愈少愈佳。另一方面，Mn為淬火性提升元素，就達成高強度化者為重要的元素。然而，當Mn量過剩時，會助長MnS的偏析，使耐延遲破壞性降低。因此，Mn量係定為1.5%以下。Mn量較佳為1.0%以下，尤佳為0.5%以下。為了有效地發揮上述作用，Mn量較佳為0.1%以上，尤佳為0.15%以上。
P：超過0%且為0.015%以下
P會引起粒界偏析，使粒界強度降低，而使耐延遲破壞性降低。因此，P量係定為0.015%以下。P量較佳為0.010%以下，尤佳為0.008%以下。P量愈少愈佳，但由於會招致鋼材之製造成本的增加而難以成為0%，故容許約 0.001%的殘存。
S：超過0%且為0.015%以下
S會形成硫化物(MnS)而細微地分散於鋼中。當S量過剩時，會形成粗大的MnS等而成為應力集中處，使螺栓鍛粗性與耐延遲破壞性降低。因此，S量係定為0.015%以下。S量較佳為0.010%以下，尤佳為0.005%以下。S與P相同地，係愈少愈佳，但由於會招致鋼材之製造成本的增加而難以成為0%，故容許約0.001%的殘存。
Cr：0.15~1.5%
Cr，於球狀化退火時成為球狀碳化物形成之核，而可促進軟化，所以為提升螺栓鍛粗性之重要元素。為了有效地發揮此作用，Cr量係定為0.15%以上。Cr量較佳為0.5%以上，尤佳為0.8%以上。另一方面，當Cr量過剩時，會形成粗大的碳氮化物而使韌性劣化。因此，Cr量係定為1.5%以下。Cr量較佳為1.3%以下，尤佳為1.2%以下。
Mo：0.11~2.0%
Mo，係有效地作用於球狀化退火時或淬火前的加熱時抑制C的擴散，並降低脫碳深度(例如球狀化退火後的脫碳深度為0.05mm以下)。此外，可抑制Si的氧化，降低粒界氧化(例如螺栓表面的粒界氧化深度未達 10μm)。再者，可藉由淬火性提升效果來抑制表層硬度的過度降低，藉此具有不易生成可能成為延遲破壞的起點之軟質組織之效果。為了得到此等的效果，Mo量係設為0.11%以上。較佳為0.15%以上，尤佳為0.20%以上。另一方面，當Mo量過剩時，會導致成本的增加，故定為2.0%以下。Mo量較佳為1.5%以下，尤佳為1.2%以下。
Al：0.01~0.10%
Al係與鋼中的N鍵結而生長AlN，具有抑制結晶粒成長之效果，並可藉由結晶粒的細微化而提升耐延遲破壞性。因此，Al量係設為0.01%以上。較佳為0.015%以上。另一方面，當Al量過剩時，會生成Al2O3等之氧化物系中介物，成為應力集中源而使耐延遲破壞性降低。因此，Al量係定為0.10%以下。Al量較佳為0.07%以下，尤佳為0.05%以下。
N：超過0%且為0.015%以下
N係形成氮化物以使結晶粒細微化，進而提升耐延遲破壞性之元素。然而，當N量過剩時，固溶於鋼中之N量增大，使螺栓鍛粗性及耐延遲破壞性降低。因此，N量係定為0.015%以下。N量較佳為0.007%以下，尤佳為0.006%以下。為了有效地發揮上述作用，N量較佳設為0.001%以上，尤佳為0.002%以上，更佳為0.004%以上。
含有Cu：0.1~0.5%及Ni：0.10~1.0%，並且[Ni]/[Cu]≧0.5
Cu係有效於提升耐蝕性之元素。為了有效地發揮該作用，Cu量係定為0.1%以上。Cu量較佳為0.15%以上，尤佳為0.20%以上。另一方面，當Cu量過剩時，前述效果達到飽和，並且韌性降低而導致冷鍛粗性(亦即螺栓鍛粗性)的降低或耐延遲破壞性的降低。此外，螺栓加工時的鋼材硬度增加而亦造成模具壽命的降低。因此，Cu量係決定為0.5%以下。Cu量較佳為0.4%以下，尤佳為0.3%以下。
Ni，與Cu相同，係有效於提升耐蝕性之元素。此外，具有提高韌性之作用，並具有伴隨著Cu的增量而彌補冷鍛粗性的降低之作用。為了有效地發揮此等之作用，Ni量係決定為0.10%以上。Ni量較佳為0.30%以上，尤佳為0.35%以上。另一方面，當Ni量過剩時，上述效果亦達到飽和，並招致製造成本的增加，因此，Ni量係定為1.0%以下。Ni量較佳為0.6%以下，尤佳為0.45%以下。
Cu量與Ni量分別滿足前述範圍，並且滿足[Ni]/[Cu]≧0.5。前述[Ni]表示以質量%計之鋼中的Ni量，前述[Cu]表示以質量%計之鋼中的Cu量。藉由添加相對於Cu量為既定量以上的Ni量，如上述般，可彌補伴隨著Cu的增量之冷鍛粗性的降低。[Ni]/[Cu]較佳為1.0以上，尤佳為1.5以上。
含有Ti：0.05~0.2%及V：0~0.20%，並且[Ti]+[V]：0.085~0.30%
Ti及V均為生成細微碳化物，並藉由使結晶粒細微化而具有提升韌性之效果之元素。為了有效地發揮該效果，Ti量係定為0.05%以上。Ti量較佳為0.060%以上，尤佳為0.065%以上。此外，V量較佳為0.10%以上，尤佳為0.14%以上。另一方面，當Ti及V均含有過量時，會形成粗大的碳氮化物，使螺栓製造時所需之螺栓鍛粗性劣化。此外，當Ti及V均含有過量時，氫捕集部位增加使鋼中的氫量增加，當因溫度變化或應力變動使氫從捕集部位被釋出時，容易引起氫脆化。因此，本發明中，將Ti及V的上限分別定為0.2%以下、0.20%以下。Ti量較佳為0.15%以下，尤佳為0.10%以下。此外，V量較佳為0.18%以下，尤佳為0.17%以下。
為了有效地發揮Ti及V之結晶粒細微化的效果，本發明中，係將Ti量及V量的合計量，亦即[Ti]+[V]決定為0.085%以上。前述[Ti]表示以質量%計之鋼中的Ti量，前述[V]表示以質量%計之鋼中的V量。[Ti]+[V]較佳為0.1%以上，尤佳為0.2%以上。另一方面，為了降低由Ti及V所造成之氫捕集部位的效果，[Ti]+[V]係設為0.30%以下。[Ti]+[V]較佳為0.26%以下，尤佳為0.24%以下。
本發明之螺栓用鋼(及螺栓)的基本成分如 上所述，其剩餘部分實質上為鐵。惟當然容許鋼中含有因原料、資材、製造設備等之狀況的不同而被帶入之不可避免的雜質。
本發明之螺栓，可藉由通常的熔製法對具有上述化學成分之鋼進行熔製，在經過鑄造、熱軋延、拉線後，進行球狀化退火等之軟質化處理，於脫垢與加工拉線後，藉由冷鍛粗等成形為螺栓，進一步進行淬火及回火處理而製造。藉由使用具有上述化學成分組成之鋼材，可得到高強度且耐延遲破壞性優異之螺栓，但為了得到高強度且耐延遲破壞性更優異之螺栓，於上述一連串步驟中，重要的是適當地控制軋延條件、淬火及回火條件來製造。以下說明軋延條件、淬火條件及回火條件。
為了減少上述沃斯田鐵結晶粒界上的碳化物量，於淬火時必須使碳化物充分地固溶，因此，必須預先使前組織之碳化物的析出達到均一。前組織一般為球狀化組織，在使球狀化組織中之碳化物的分散達到均一時，重要的是適當地控制軋延前的加熱溫度(鋼坯(billet)時的再加熱溫度)以及軋延條件，使成為球狀化碳化物的核之Cr、Ti、V等之碳化物細微地析出，或是增加沃斯田鐵結晶粒界的三晶界點數目，亦即使沃斯田鐵結晶粒細微化。
首先，由於需使Cr、Ti、V等固溶於沃斯田鐵區，所以須將鋼坯的再加熱溫度設為1050℃以上。當鋼坯的再加熱溫度低時，Cr、Ti、V等無法充分地固溶於 沃斯田鐵中，所以在熱軋延時難以析出細微的碳化物。鋼坯的再加熱溫度，較佳設為1100℃以上，尤佳為1150℃以上。再者，從製造成本之觀點來看，上限溫度約1300℃。
接著，於熱軋延時為了使沃斯田鐵結晶粒細微化，必須將加工軋延溫度設為較低。此外，藉由將加工軋延溫度設為較低，亦可使鋼材殘留應變，而更能夠使球狀化碳化物均一地分散。從該觀點來看，加工軋延溫度的上限必須設為1000℃以下。在超過1000℃之溫度中，沃斯田鐵結晶粒粗大化且不會殘留應變，所以球狀化組織中的碳化物分散變得不均一。加工軋延溫度較佳為950℃以下，尤佳為900℃以下。然而，當加工軋延溫度過低時，會有軋延荷重的增大或表面損傷產生的增加之情形，而不具現實性，所以該下限較佳設為700℃以上。在此，所謂加工軋延溫度，是指在最終軋延道次前或軋延輥群前之可由輻射溫度計測得之表面的平均溫度。
熱軋延後，可因應必要進行拉線加工，例如實施球狀化退火等之退火處理等，如此可提升螺栓成型性。退火時須留意脫碳，當產生過度的脫碳時，耐延遲破壞性會惡化。球狀化退火的條件並無特別限定，例如為700~800℃、3~7小時。
本發明之螺栓用鋼，如上述般，由於包含適量的Mo，故即使包含1.0%以上的Si，亦可降低球狀化退火時的脫碳深度。因此，可使球狀化退火後之螺栓用鋼的 脫碳深度成為0.05mm以下。前述脫碳深度，較佳為0.04mm以下，尤佳為0.03mm以下。脫碳深度的下限最佳為0mm，但通常為0.01mm左右。
成形加工為螺栓形狀後之淬火時的加熱溫度，較佳設為880~980℃。當淬火時的加熱溫度過低時，於熱軋延或軟質化處理時所生成之碳化物無法充分地固溶，使強度降低，並且當粗大的碳化物殘留於沃斯田鐵結晶粒界時會成為延遲破壞的起點，因此使耐延遲破壞性劣化。尤佳的加熱溫度為900℃以上，更佳為910℃以上，特佳為920℃以上。另一方面，當淬火溫度過高時，結晶粒粗大化而使耐延遲破壞性降低。尤佳為960℃以下，更佳為940℃以下。
淬火時的環境並無特別限定，從製造成本之觀點來看，較佳係在通常的大氣環境中進行處理。另一方面，從粒界氧化等之表面性狀之觀點來看，較佳為氮氣等之惰性氣體環境。此外，關於加熱方法亦無特別限定，可藉由通常的電爐、氣體加熱爐來實施，亦可藉由高頻加熱來實施。
於回火中，回火溫度係設為：400℃以上且為以下列式(2)所示之T℃以下。
T(℃)=68.2Ln[Si]+480…(2)
式(2)中，Ln表示自然對數，[Si]表示以質量%計之鋼中的Si量。
回火中之碳化物的析出溫度，係因鋼中的Si量而變 化，並以(68.2Ln[Si]+480)℃來表示。較此溫度更高時，碳化物析出於結晶粒界，由於粒界強度的降低使耐延遲破壞性劣化。因此，回火係在(68.2Ln[Si]+480)℃以下(T℃以下)的溫度進行。較佳為(T-20)℃以下，亦即(68.2Ln[Si]+460)℃以下，尤佳為(T-40)℃以下，亦即(68.2Ln[Si]+440)℃以下。另一方面，當回火溫度過低時，降伏比降低，而難以藉由較高的軸力鎖緊螺栓。因此，係在400℃以上進行回火處理。回火溫度較佳為420℃以上，尤佳為425℃以上。
回火時的環境亦無特別限定，從製造成本之觀點來看，較佳係在通常的大氣環境中進行處理。此外，關於加熱方法亦無特別限定，可藉由通常的電爐、氣體加熱爐來實施，亦可藉由高頻加熱來實施。
此外，淬火及回火的其他條件(較佳條件)，可考量上述溫度範圍來適當地設定，例如可選自以下範圍。
(淬火條件)
加熱後的保持時間：5分鐘以上(尤佳為10分鐘以上)，30分鐘以下(尤佳為20分鐘以下)
爐內環境：大氣
冷卻條件：油冷或水冷
(回火條件)
加熱後的保持時間：10分鐘以上(尤佳為20分鐘以上)，90分鐘以下(尤佳為45分鐘以下)
爐內環境：大氣
冷卻條件：油冷或水冷
本發明中，如上述般，係極力地抑制析出於沃斯田鐵結晶粒界之碳化物。詳細而言，表示析出於螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的比率之G值，亦即(L/L0)×100(%)，係設為滿足下列式(1)。
(L/L0)×100≦60…(1)
式(1)中，L：析出於沃斯田鐵結晶粒界之厚度50nm以上的碳化物之合計長度，L0：沃斯田鐵結晶粒界的長度。
亦即，本發明之螺栓，於沃斯田鐵結晶粒界上不存在球狀碳化物或膜狀碳化物，或是即使存在，相對於前述結晶粒界的長度亦抑制在60%以下。此外，即使於結晶粒界上存在有前述碳化物，當碳化物的厚度(亦即垂直於結晶粒界之方向上的長度)為50nm以下時，由於對耐氫脆化特性之不良影響度低，所以可忽視。上述G值較佳為45%以下，尤佳為35%以下。析出於沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的量愈少愈佳，下限並無特別限定，通常約為5%以上。
此外，本發明之螺栓，其螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度號碼為9.0以上。藉由使沃斯田鐵結晶粒細微 化，可提升韌性，並可提升耐延遲破壞性及降伏比。該沃斯田鐵結晶粒度號碼較佳為9.5以上，尤佳為10.0以上。該沃斯田鐵結晶粒度號碼愈大愈佳，上限並無特別限定，通常為15以下。
上述所得之本發明之螺栓，其拉伸強度可達成1500MPa以上的高強度，使沃斯田鐵結晶粒度號碼成為9.0以上而達到細微化。螺栓的拉伸強度較佳為1600MPa以上，尤佳為1700MPa以上。螺栓的拉伸強度上限並無特別限定，例如為2000MPa。
此外，本發明之螺栓，如上述般，由於包含適量的Mo，故可使表面(尤其是螺栓軸部)的粒界氧化深度未達10μm。粒界氧化深度較佳為8μm以下，尤佳為6μm以下。粒界氧化深度的下限最佳為0μm，通常為1μm左右。
本申請案係根據於2013年7月5日提出申請之日本國特許出願第2013-142026號而主張優先權之利益。於2013年7月5日提出申請之日本國特許出願第2013-142026號之說明書的全部內容，在此係用於參考而援引至本申請案中。
[實施例]
以下係列舉實施例來更具體說明本發明，但本發明本不受限於下列實施例，在適合於前後述主旨之範圍內，當然可加上適當的變更來實施，且該等均包含於本 發明之技術範圍。
在藉由通常的熔製法對第1表及第2表所示之化學成分組成的鋼進行熔製並鑄造後，以第3表及第4表所示之條件(再加熱溫度、加工軋延溫度)進行熱軋延後，得到 12mm的軋延材。藉由酸洗對前述軋延材進行脫垢，在石灰被膜處理後，實施拉線、球狀化退火(於全部例子中，球狀化退火均在760℃進行5小時)，再於脫垢、石灰被膜處理後，實施加工拉線。使用所得之鋼線，藉由冷鍛粗來製作M10×1.25P、長80mmL的凸緣螺栓。螺栓的製造所需之螺栓鍛粗性(冷鍛粗性)，係以凸緣部之裂開的有無來評估(於下列第3表及第4表中，將凸緣部有裂開者表示為螺栓鍛粗性「NG」(不良)，將凸緣部無裂開者表示為螺栓鍛粗性「OK」(良好))。
然後，使用前述螺栓鍛粗性「OK」的螺栓，以下列第3表或第4表所示之條件來實施淬火及回火。關於其他淬火及回火條件，係設定為淬火的加熱時間：30分鐘、淬火的爐內環境：大氣、淬火的冷卻條件：油冷(70℃)、回火的加熱時間：45分鐘、回火的爐內環境：大氣、回火的冷卻條件：油冷(25℃)。
對於球狀化退火後之鋼線、以及進行淬火及回火後之螺栓，依據下列準則來進行鋼線的脫碳(脫碳深度)、螺栓軸部的粒界氧化(粒界氧化深度)、螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度、拉伸強度、降伏比、及G值之測定(碳化物的觀察)，並且進行耐延遲破壞性的評估。
(1)鋼線的脫碳之測定
於橫切面切斷鋼線後，依據JIS G0558(2007)，以光學顯微鏡觀察表層(倍率：400倍)，並調查全脫碳深度(DM-T)的最深處。然後大致上依據JIS G0558(2007)的附屬書JA，藉由EPMA(Electron Probe Microanalyzer：電子微探儀)線性分析來測定以光學顯微鏡所觀察之處的C量，並測定脫碳深度。將脫碳深度為0.05mm以下者評估為良好。
(2)螺栓軸部的粒界氧化之測定
於橫切面(垂直於螺栓軸之剖面，以下相同)切斷螺栓軸部後，以光學顯微鏡觀察表層(倍率：1000倍)，並測定粒界氧化最大之處的深度(粒界氧化深度)。而將粒界氧化深度未達10μm者評估為良好。
(3)螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度之測定
於橫切面切斷螺栓軸部後，以光學顯微鏡觀察D/4位 置(D為軸部的直徑)之任意的0.039mm2的區域(倍率：400倍)，依循JIS G0551來測定結晶粒度號碼。測定係對4個視野進行，以此等之平均值作為沃斯田鐵結晶粒度號碼(γ結晶粒度號碼)。
(4)拉伸強度及降伏比之測定
螺栓的拉伸強度TS(Tensile Strength)，係依循JIS B1051進行拉伸試驗來求取。此外，降伏比係以0.2%耐力σ0.2除以拉伸強度(σ0.2/TS)來求取。將上述拉伸強度TS為1500MPa以上且上述降伏比(σ0.2/TS)為0.90以上者評估為機械特性良好，將上述拉伸強度TS與上述降伏比(σ0.2/TS)的至少之一未滿上述基準者評估為機械特性不良。
(5)析出於沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的觀察
以可進行螺栓鍛粗者為對象，以下列方式進行析出於沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的觀察。亦即，於橫切面切斷上述螺栓軸部後，藉由聚焦式離子束加工裝置(FIB：Focused Ion Beam Process、日立製作所公司製：FB-2000A)來製作薄膜試驗片。接著使用穿透型電子顯微鏡(日立製作所公司製、JEMS-2100F)，對於每1試樣，以倍率15萬倍分別拍攝3張之沃斯田鐵結晶粒界的照片，進行影像解析而算出析出於結晶粒界之碳化物的長度與厚度(厚度為垂直於沃斯田鐵結晶粒界之方向上的長 度)。然後將析出於沃斯田鐵結晶粒界之厚度50nm以上的碳化物的長度(L)除以沃斯田鐵結晶粒界的長度(L0)，並以百分率表示，藉此求取沃斯田鐵粒界上之碳化物的佔有率(G值)。對3張照片分別求取G值，並將該平均值記載於第3表及第4表。
(6)耐延遲破壞性的評估
耐延遲破壞性的評估，係藉由上述螺栓的微速度拉伸試驗來求取。藉由浸漬在36%的鹽酸15分鐘使氫吸存於螺栓後，實施微速度拉伸試驗，並測定斷裂時的十字頭移位。將吸存了氫時之斷裂時的十字頭移位後之值除以未吸存氫時之斷裂時的十字頭移位，整理作為「斷裂伸長比」。微速度拉伸試驗的十字頭速度，以0.01mm/min來實施。而將上述「斷裂伸長比」為0.70以上者，評估為耐延遲破壞性優異。
此等之結果如下列第3表及第4表所示。
從此等結果中，可考察如下。亦即，實驗No.1~3、5~7、9~19，由於鋼的成分組成及製造條件均經適當地控制，所以均可達成1500MPa以上的高強度，並可實現優異的耐延遲破壞性。
另一方面，實驗No.8、20~41，由於鋼的化學成分組成及製造條件中的至少任一項為不適當，故成為冷鍛粗性、強度或耐延遲破壞性中的任一者劣化之結果。當中，實驗No.8為G值脫離適當範圍者，其耐延遲破壞性惡化。
實驗No.20、21為C量較少之例子，實驗No.22為C量較多之例子。實驗No.20，即使在400℃進行回火，拉伸強度亦未達1500MPa。此外，實驗No.21為在350℃進行回火之例子，其耐力比未達0.90。實驗No.22，由於韌性降低，而使耐延遲破壞性惡化。
實驗No.23為Si量較少之例子，實驗No.24為Si較多之例子。實驗No.23，由於在結晶粒界上析出膜狀的雪明碳鐵而使粒界強度降低，導致耐延遲破壞性惡化。實驗No.24係於球狀化退火時生成較深的脫碳層，此外，於螺栓淬火時粒界氧化變深，而使耐延遲破壞性惡化。
實驗No.25為Mn量較多之例子。由於生成多量的MnS而成為應力集中處，使耐延遲破壞性惡化。實驗No.26為P較多之例子，實驗No.27為P、S量較多之例子。No.26，由於P引起粒界偏析而使耐延遲破壞性惡 化。No.27，由於生成多量的MnS而在螺栓鍛粗時產生破裂。
實驗No.28為Cu量較少之例子，實驗No.29為Cu量較多之例子。實驗No.28中，由於酸浸漬時的腐蝕量大而生成腐蝕凹坑，使耐延遲破壞性惡化。實驗No.29，由於韌性的降低而在螺栓鍛粗時產生破裂。
實驗No.30為Ni量較少之例子。由於酸浸漬時的腐蝕量大而生成腐蝕凹坑，使耐延遲破壞性惡化。實驗No.31為Cr量較少之例子，實驗No.32為Cr量較多之例子。實驗No.31中，螺栓鍛粗前的球狀化退火不足，使螺栓鍛粗性不足。實驗No.32中，於回火後形成粗大的碳氮化物而使韌性劣化，因此耐延遲破壞性劣化。
實驗No.33為Mo量較少之例子，由於淬火時粒界氧化深度較深，導致耐延遲破壞性惡化。實驗No.34為V量較多之例子，係形成粗大的V碳氮化物，使螺栓鍛粗性劣化。
實驗No.35為Ti量較少之例子，實驗No.36為Ti量較多之例子。實驗No.35中，由於淬火時結晶粒徑增大，使韌性降低而使耐延遲破壞性惡化。實驗No.36中，由於生成粗大的碳氮化物，而使螺栓鍛粗性劣化。
實驗No.37為Al量較多之例子，由於生成粗大的AlN，使韌性降低而使螺栓鍛粗性惡化。實驗No.38為N量較多之例子，由於固溶於鋼中之N量增大，而使螺栓鍛粗性劣化。
實驗No.39為Ni量與Cu量之比[Ni]/[Cu]小於0.5之例子，其可考量為由於熱軋延性降低而在內部殘存細微龜裂，所以螺栓鍛粗性降低。
實驗No.40為[Ti]+[V]量較少之例子，實驗No.41為[Ti]+[V]量較多之例子。No.40，由於淬火時結晶粒徑增大，使韌性降低而使耐延遲破壞性惡化。No.41，由於生成粗大的碳氮化物，而使螺栓鍛粗性劣化。
第1圖係根據上述結果，顯示螺栓拉伸強度與耐延遲破壞性(斷裂伸長比)的關係之圖表。從第1圖中，可得知滿足本發明所規定之要件者(◆：發明例)，與欠缺本發明所規定之要件中任一項者(□：比較例)相比，係具有高強度並可發揮優異的耐延遲破壞性。

Claims (7)

  1. 一種螺栓用鋼，其特徵為：以質量%計，滿足C：0.3~0.50%、Si：1.0~2.5%、Mn：超過0%且為1.5%以下、P：超過0%且為0.015%以下、S：超過0%且為0.015%以下、Cr：0.15~1.5%、Mo：0.11~2.0%、Al：0.01~0.10%、以及N：超過0%且為0.015%以下，以使以質量%計之鋼中的Ni量[Ni]與以質量%計之鋼中的Cu量[Cu]滿足[Ni]/[Cu]≧0.5之方式含有Cu：0.1~0.5%及Ni：0.10~1.0%，並且以使以質量%計之鋼中的Ti量[Ti]與以質量%計之鋼中的V量[V]滿足[Ti]+[V]：0.085~0.30%之方式含有Ti：0.05~0.2%及V：0~0.20%，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質。
  2. 如請求項1之螺栓用鋼，其中鋼中的析出碳化物被球狀化，且表面的脫碳深度為0.05mm以下。
  3. 一種螺栓用鋼之製造方法，其特徵為：使用具有如請求項1之化學成分之鋼，在加熱溫度為1050℃以上，且加工軋延溫度1000℃以下進行熱軋延。
  4. 一種螺栓，其特徵為：係由如請求項1或2之螺栓用鋼所得到之螺栓，螺栓軸部的沃斯田鐵(Austenite)結晶粒度號碼為9.0以上，表示析出於螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的比率之G值(%)，係滿足下列式(1)，G值：(L/L0)×100≦60…(1)式(1)中，L：析出於沃斯田鐵結晶粒界之厚度50nm以上的碳化物之合計長度，L0：沃斯田鐵結晶粒界的長度。
  5. 如請求項4之螺栓，其中表面的粒界氧化深度未達10μm。
  6. 一種螺栓之製造方法，其特徵為：將如請求項1或2之螺栓用鋼成形加工為螺栓形狀，在880~980℃加熱5~30分鐘後進行淬火。
  7. 如請求項6之製造方法，其中於淬火後，在400℃以上且為以下列式(2)所示之T℃以下的溫度進行回火，T(℃)=68.2Ln[Si]+480…(2)式(2)中，Ln表示自然對數，[Si]表示以質量%計之鋼中的Si量。
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