TWI535864B - 耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓用鋼、以及螺栓 - Google Patents

耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓用鋼、以及螺栓 Download PDF

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Description

耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓用鋼、以及螺栓
本發明係有關一種汽車或各種產業機械等所用之螺栓用鋼，以及使用此螺栓用鋼所獲得之螺栓。本發明尤其有關一種即使抗拉強度為1100MPa以上，也能有用地作為可發揮優異之耐延遲斷裂性及螺栓成形性之高強度螺栓的素材之螺栓用鋼、以及高強度螺栓。
作為一般之螺栓用鋼，特別是SCM435或SCM440等之JIS規格鋼在目前已屬泛用。然而，根據此等泛用鋼，倘若抗拉強度成為1100MPa以上，則在一定期間使用之後，會有突然脆性斷裂之所謂「延遲斷裂」易於發生之問題。因此，以改善對於延遲斷裂之特性，即耐延遲斷裂性為目的，此界人士已提案出一種可謀求抗回火軟化性提高之高強度螺栓用鋼。
例如，專利文獻1中已提案一種技術，其係藉由將含有Mo系化合物、Ti系化合物、V系化合物以及選自Mo、Ti、V之2種以上元素的碳化物或氮化物等之 複合化合物，且尺寸為50nm以下之複合化合物適量地分散於鋼中，而提升耐氫脆化特性，以之改善耐延遲斷裂性。
又，專利文獻2、3中曾提案一種技術，其係調整鋼之化學成分組成，且適切地調整螺栓製造時之淬火‧回火條件，藉而改善耐延遲斷裂性。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開平10-17985號公報
[專利文獻2]日本特開2004-84010號公報
[專利文獻3]日本特開2007-31734號公報
如上所述，藉由將碳化物或氮化物等之複合化合物多量析出而生成氫捕捉部位，及針對螺栓之製造步驟下工夫而增加抗回火軟化性，可將耐延遲斷裂性作某種程度之改善。然而，若螺栓之使用環境更為嚴苛，則與因碳化物或氮化物之氫捕捉而可獲得抑制之極限氫量相比，會有從使用環境侵入螺栓之侵入氫量更多，以致成為延遲斷裂的原因之擴散性氫增加，而終至破斷之情形發生。
根據上述專利文獻1，係在水中賦與一定荷重而評估耐延遲斷裂性，而根據上述專利文獻2，係在浸漬 於鹽酸中一定時間之後，在大氣中令其負荷一定之荷重，藉而評估其耐延遲斷裂性。然而，不管是任一場合，若評估之環境更為嚴苛，則有耐延遲斷裂性降低之懸念。
另一方面，上述專利文獻3係有關抗拉強度為1400MPa以上之耐延遲斷裂性優異之高強度螺栓。但是，抗拉強度若為1400MPa以上，則於鋼材之腐蝕以及氫之進入並行地進行之嚴苛環境下，耐延遲斷裂性之降低也令人懸念。又，上述專利文獻3中，因有必要於螺紋底部賦與壓縮殘留應力，故有招致製造成本增加之可能性。
如是，為了改善耐延遲斷裂性迄今所提案之先前技術，不論何者都無法堪稱在嚴苛之環境下其耐延遲斷裂性充分。
本發明係著眼於上述情事開發完成者，其目的係在提供一種高強度螺栓用鋼，其可製造能夠在維持螺栓所被要求之高強度下，即使對於螺栓之侵入氫量或腐蝕量增多之嚴苛環境下仍能發揮充分之耐延遲斷裂性，而且螺栓成形性亦屬良好之螺栓，以及提供一種使用上述螺栓用鋼所獲得之螺栓。
可解決上述課題之本發明高強度螺栓用鋼之要旨在於以下各點：以質量%計，分別含有C：0.10~0.30%(「質量%」之意義，就化學成分組成而言以下相同)、Ni：0.4~0.7%、Si：0%以上0.2%以下、Mn：0.3 ~0.8%、P：大於0%且0.03%以下、S：大於0%且0.03%以下、Cr：0.8~1.2%、Mo：0.8~1.5%、V：0.05~0.13%、Ti：0.02~0.08%、Al：0.01~0.1%、以及N：0.001~0.01%，且此高強度螺栓用鋼之其餘部分包含鐵以及不可避免之雜質，而且滿足下述(1)式及(2)式：0.85≦[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≦1.3．．．(1)
[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≦0.20．．．(2)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]以及[V]分別為質量%，表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo以及V之含量。
本發明之高強度螺栓用鋼中，因應必要，進一步含有Cu：大於0%且0.70%以下亦屬有用。藉由Cu之添加，耐延遲斷裂性可進而獲得改善。
又，可解決上述課題之本發明相關之耐延遲斷裂性優異之高強度螺栓，係使用上述高強度螺栓用鋼所獲得之螺栓，舊奧氏體結晶粒度之結晶粒度號數為10.0以上。
又，可解決上述課題之本發明相關之耐延遲斷裂性優異之高強度螺栓，係使用上述高強度螺栓用鋼，以880~960℃進行淬火，以550~650℃進行回火所獲得者，滿足抗拉強度1100~1400MPa。
根據本發明，係藉由將鋼中之化學成分組成 在滿足特定之關係式的狀態下作嚴密之規定，藉而獲得耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓用鋼。藉由將此類高強度螺栓用鋼以特定之淬火‧回火條件熱處理，可獲得在維持螺栓被要求之高強度下，即使是侵入氫量增多之嚴苛環境下，也能發揮充分之耐延遲斷裂性、而且顯示良好之螺栓成形性之高強度螺栓。因之，本發明之高強度螺栓用鋼，作為耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓的素材極為有用。
第1圖係拉伸試驗用試驗片的形狀之示意圖。
第2圖係腐蝕試驗用試驗片的形狀之示意圖。
第3圖係延遲斷裂試驗用試驗片的形狀之示意圖。
第4圖係壓縮試驗用試驗片的形狀之示意圖。
本發明人等，為了改善螺栓用鋼之耐延遲斷裂性，自各種角度進行研討。結果了解，延遲斷裂主要是螺栓之強度愈是上昇則愈容易發生，特別是抗拉強度到達1100MPa以上時顯著地惡化。基於此一原因，迄今為止已提案出藉由多量析出碳化物或氮化物等之複合化合物而生成氫捕捉部位，以提高耐延遲斷裂性之技術。然而，在嚴苛之環境下，即使如上述般之藉由複合化合物之析出而 提高極限氫量，然而往鋼中之侵入氫量仍非常之多，故而難以發揮優異之耐延遲斷裂性。
本發明人等，針對即使是嚴苛的環境下也仍能發揮充分之耐延遲斷裂性之螺栓用鋼、以及螺栓，再三進行銳意研究。其結果發現，藉由將C含量抑制於0.30%以下，且將各元素控制成滿足特定之關係式，可在維持螺栓被要求之高強度下，大幅地提高延性而改善耐延遲斷裂性。又，本發明人等另發現：藉由將C含量抑制於0.30%以下，且含有特定量之Ni，可大幅地提高螺栓之耐腐蝕性，且更進一步改善耐延遲斷裂性，終而完成本發明。
以下，茲就完成本發明之經緯詳細說明之。迄今為止，係藉由將C含量較0.30%為多的鋼以550℃以上回火，而使強度與耐延遲斷裂性兼備。但是業界已知的是，C含量若是高於0.30%，則即使析出源自含Cr、Mo、V、Ti等析出硬化型元素之碳氮化物的氫捕捉部位，於嚴苛之環境下因耐腐蝕性低之故，侵入之氫量較極限氫量為多，難以確保優異之耐延遲斷裂性。
又已明瞭的是，C含量若較0.30%為多，則即使藉由回火使碳化物析出，鋼中之固溶C量較多之故，回火後之延性變低，在鋼中氫量成為一定以上時易於發生延遲斷裂。
相對於此，本發明之螺栓用鋼中，藉由將C含量抑制於0.30%以下，且滿足上述(1)式及(2)式之關係，可在維持強度下大幅提高延性。又，藉由在將C含 量抑制於0.30%以下之外，再添加Ni，與在C含量高的狀態下添加Ni之情況相比，可使耐腐蝕性大幅提高。其結果為，若是使用本發明之螺栓用鋼，可飛躍地提高嚴苛環境下之耐延遲斷裂性。
另，本發明中，如上述般藉由對於C含量抑制在0.30%以下之上述鋼進行特定之淬火、回火，特別是550℃以上之溫度下之回火，可使Cr、Mo、V、Ti等之上述析出硬化型元素以合金碳化物之形態析出。因此，螺栓用鋼之母相中所含的固溶C量可較0.30%更為減少。含上述析出硬化型元素之微細碳化物，不只強度提高，鋼中之極限氫量也可為之提高，因此藉由C含量之減少所造成之延性提高、與侵入氫量之抑制效果的組合，可飛躍地提昇耐延遲斷裂性。
本發明之螺栓用鋼係如上述所示，C含量設為0.30%以下，且Ni與其他之析出硬化型元素係以一定之範圍含有，藉此可提高螺栓之耐腐蝕性與延性、可提高在嚴苛環境下之耐延遲斷裂性，就此數點具有特徵。作為螺栓，為了確保其必要之其他特性，有必要滿足如下述般之化學成分組成。
(C：0.10~0.30%)
C係為確保淬火性與強度之必要元素，但隨著其含量增大，延性與耐腐蝕性會降低。根據本發明之螺栓用鋼，C含量愈低則延性愈提昇，C含量如小於0.10%，則在量 產步驟中於淬火時易於發生馬丁體變態，使得而後之析出強化也變得不充分。因此，淬火‧回火後之螺栓之強度難以高度安定化。另一方面，C含量若大於0.30%，則因延性之惡化導致耐延遲斷裂性劣化。C含量之較佳下限為0.15%以上，更好的是0.20%以上，較佳的上限為0.27%以下，更好的是0.25%以下。
(Ni：0.4~0.7%)
Ni係在提高耐腐蝕性而抑制氫侵入，以及改善耐延遲斷裂性之層面為有效之元素。為了充分發揮此等效果，如上所述在將C含量抑制於0.30%以下之外，有必要含有在0.4%以上之Ni。另一方面，若Ni含有過量時，除了其效果飽和之外，也會招致成本上昇。因此，Ni含量之上限設為0.7%以下。Ni含量之較佳下限為0.45%以上，更好的是0.50%以上，較佳上限為0.65%以下，更好的是0.60%以下。
(Si：0%以上0.2%以下)
Si係為確保強度之有效性元素，其含量若過量則螺栓成形性降低。因此，Si含量有必要設為0.2%以下。較佳的是0.15%以下，更好的是0.1%以下。尚，Si含量之下限雖可為0%，但因有來自原料或耐火物等之混入，Si例如為0.005%以上，特別是以0.01%以上左右較佳。
(Mn：0.3~0.8%)
Mn為淬火性提昇元素，為一種對於達成高強度有用之元素。為展現此類效果，Mn以0.3%以上含有有其必要。另一方面，Mn含量若是過量，則會助長對於粒界之偏析以致粒界強度降低，因此延遲斷裂將變得易於發生。基於此一觀點，Mn含量之上限係抑制於0.8%以下。Mn含量之較佳下限為0.40%以上，更好的是0.45%以上，較佳上限為0.70%以下，更好的是0.60%以下。
(P：大於0%且0.03%以下)
P係一種會助長粒界偏析所致之粒界斷裂而使耐延遲斷裂性劣化之元素，因此期望其能保持較低，其上限係設為0.03%以下。P含量設為0%有所困難，大致以0.001%以上較佳。P含量之較佳上限為0.02%以下，更好的是0.01%以下。
(S：大於0%且0.03%以下)
S會在鋼中形成MnS，該MnS會在應力負荷時成為應力集中部位，而可能成為延遲斷裂之起點。因此，為了改善耐延遲斷裂性，S含量有必要儘可能減少，本發明中係將其抑制於0.03%以下。S含量設為0%有所困難，大致以0.001%以上較佳。S含量之較佳上限為0.02%以下，更好的是0.01%以下。
(Cr：0.8~1.2%)
Cr具有提昇鋼之淬火性以及耐腐蝕性之作用，且如前述，回火時會以碳化物析出，因此對於提高強度與耐延遲斷裂性可有效地發揮作用。為了充分發揮此一效果，Cr有必要以0.8%以上含有。另一方面，Cr含量若是過量，則冷間加工性劣化以致螺栓成形性降低，因此設為1.2%以下有所必要。Cr含量之較佳下限為0.90%以上，更好的是0.95%以上，較佳上限為1.10%以下，更好的是1.05%以下。
(Mo：0.8~1.5%)
Mo係淬火性提昇元素，而且也為析出硬化型元素，故而為一種對於回火後之強度提高有效之元素。如前所述，本發明之螺栓用鋼中，C含量係抑制於0.30%以下，為了確保螺栓所被要求之高強度，Mo以0.8%以上含有有其必要。另一方面，Mo含量若是過量，則冷間加工性惡化以致螺栓成形性降低，因此Mo含量之上限設為1.5%以下。Mo含量之較佳下限為0.85%以上，更好的是0.90%以上，較佳上限為1.20%以下，更好的是1.10%以下。
(V：0.05~0.13%)
V可使鋼之晶粒微細化，且可藉由回火時析出之碳化物形態而提高強度與耐延遲斷裂性。為了發揮此等作用，V含量設為0.05%以上有其必要。然而，V含量若是過 量，則壓延時會以粗大之碳化物析出，以致冷間加工性惡化，或是成為成本提高的要因，因此V含量之上限有必要設為0.13%以下。V含量之較佳下限為0.06%以上，更好的是0.08%以上，較佳上限為0.10%以下，更好的是0.09%以下。
(Ti：0.02~0.08%)
Ti係在壓延階段成為TiN或TiC，而可作為氫捕捉部位供活用。為了發揮此一效果，Ti含量有必要設為0.02%以上。然而，Ti含量若是過量，則會以粗大之碳化物析出以致冷間加工性劣化，而成為成本上升的要因，因之上限設為0.08%以下。Ti含量之較佳下限為0.03%以上，更好的是0.04%以上，較佳上限為0.07%以下，更好的是0.06%以下。
(Al：0.01~0.1%)
Al係作為脫氧劑有效之元素，而且還有形成AlN而使晶粒微細化之效果。若考慮作為脫氧劑之利用，現實而言係大於0%，而自發揮晶粒微細化效果之觀點來看，係令其以0.01%以上存在。較佳為0.02%以上，更好的是0.03%以上。另一方面，伴隨著Al含量之增加，粗大之碳氮化物系介在物量增大，而易於招致耐延遲斷裂性降低。因之，Al含量係抑制於0.1%以下。較佳為0.08%以下，更好的是0.06%以下。
(N：0.001~0.01%)
N在鋼之熔製後之凝固階段係與Ti結合而形成TiN。TiN即使高溫加熱下亦不會熔解，因而會降低回火時生成之TiC量而招致耐延遲斷裂性之降低。因之，N有必要設為0.01%以下。N設為0%有所困難，通常為0.001%以上。N含量之較佳下限為0.005%以上，更好的是0.006%以上，較佳上限為0.009%以下，更好的是0.008%以下。
本發明之高強度螺栓用鋼中之基本成分係如上述，其餘部分為鐵及不可避免之雜質。詳細而言，不可避免之雜質為上述P、S以外之雜質，作為該不可避免之雜質，可容許因原料、資材、製造設備等之情況而被攜入之元素的混入。
本發明之高強度螺栓用鋼中，因應必要，復又含有Cu：大於0%且0.70%以下亦屬有用。
(Cu：大於0%且0.70%以下)
Cu係與前述Ni相同，係一種對於提高耐腐蝕性而抑制氫侵入，使耐延遲斷裂性更為提高的層面有效之元素。然而，Cu若是過量含有，則除效果飽和之外，也會成為成本提高的原因。基於此一觀點，Cu含量之上限以設為0.70%以下較佳。Cu含量之更佳上限為0.65%以下，更好的是0.60%以下。又，為了有效發揮上述效果之Cu含量的較佳下限為0.40%以上，更好的是0.45%以上，再好的 是0.50%以上。
本發明之螺栓用鋼，只藉著如上述般之將各成分之範圍適切調整，將無法達成本發明之目的，有必要滿足下述(1)式以及(2)式之關係式。其等之作用效果係如下所述。
0.85≦[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≦1.3．．．(1)
[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≦0.20．．．(2)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]以及[V]分別為質量%，表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo以及V之含量。
以下，上述(1)式中，以([C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2)算出之值有時稱為A值。又，上述(2)式中，以[[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])]算出之值有時稱為B值。
上述(1)式係相當於鋼之碳素當量之式子。本發明之螺栓用鋼中，藉由將C含量抑制於0.30%以下，雖可降低侵入氫量，但為確保螺栓所被要求之高強度，上述(1)式中，以A值表示之碳素當量有必要設為0.85以上。A值若較0.85為小時，在550℃以上之回火溫度下難以確保1100MPa以上之強度。另一方面，A值若是過大，則合金含量增大而成為高成本，因此其上限設為1.3以下。A值之較佳下限為0.93以上，更好的是0.95以上，較佳上限為1.10以下，更好的是1.05以下。
上述(2)式，係方便性表示因回火處理而以 碳化物析出之Mo與V以何種程度消耗鋼中之碳之關係式。於此，Mo之係數0.07為碳化物Mo2C中之Mo與C之原子量比，V之係數0.20為碳化物V4C3之V與C之原子量比。上述(2)式中，B值雖非指鋼中之固溶C量，但可作為回火後之固溶C以何種程度殘留之相對性比較數值供利用。因此，B值係成為顯示延性良否之指標，為展現良好之延性，B值有必要設為0.20以下。B值之較佳上限為0.17以下，更好的是0.15以下，較佳下限為0.02以上，更好的是0.03以上。
以上係就本發明之螺栓用鋼之說明。
本發明亦包含使用上述螺栓用鋼所獲得之螺栓。詳細而言，本發明之螺栓係使用上述螺栓用鋼，以880~960℃淬火，並以550~650℃回火所獲得者，除了耐延遲斷裂性優異，亦可滿足抗拉強度1100~1400MPa之高強度。
具有上述化學成分組成之本發明之螺栓用鋼，具有潛在性優異之強度特性以及耐延遲斷裂性，為了使用此一鋼獲得強度特性以及耐延遲斷裂性充分優異之高強度螺栓，建議的是在加工成特定之螺栓形狀後，以適切之條件進行淬火‧回火。
具體而言，淬火時之加熱溫度係設為880℃以上。淬火時之加熱溫度若低於880℃，則Cr、Mo、V、Ti等之析出硬化型元素在鋼中不會固溶，而後即使進行回火亦無法確保充分之析出物。又，淬火前有時會進行球狀化 退火，淬火時之加熱溫度若低，則淬火前之組織中有時會有球狀化碳化物存在之情形，該球狀化碳化物若溶解殘留則將難以獲得特定之抗拉強度。淬火時之加熱溫度宜設為900℃以上。另一方面，淬火時之加熱溫度若過高，則會產生軟點、淬火時之晶粒粗大化等之不良情形，招致設備改善等之成本上升。基於此，淬火時之加熱溫度設為960℃以下。更好的是930℃以下。
另一方面，因淬火加熱時會將固溶之Cr、Mo、V、Ti等之析出硬化型元素以微細之析出物析出，故而回火溫度設為550℃以上。即使以較550℃為低之溫度進行回火，微細之碳化物亦難以析出，而無法獲得抗回火軟化性與氫捕捉效果，因此無法充分改善耐延遲斷裂性。又，回火溫度若低，則滲碳體之析出也會變得不充分，含會招致延性之降低。更好的是，將回火時之加熱溫度設為570℃以上。另一方面，若回火溫度過高，則抗回火軟化性之效果薄弱而無法獲得充分之軟化抵抗，以致變得無法獲得特定之強度，因而將其上限設為650℃以下。更好的是600℃以下。上述淬火溫度以及回火溫度均為測定成形成螺栓形狀之鋼的表面溫度而獲得。
如上所述，本發明之螺栓，其特徵係在使用本發明之螺栓用鋼進行上述溫度之淬火‧回火。淬火‧回火中所用之上述加熱溫度以外的條件，可考慮各別之加熱溫度與析出硬化型元素之特性而適切設定。例如，可採用下述之條件。
[淬火條件]
加熱之保持時間：
宜為10分鐘以上，更好的是20分鐘以上
宜為1小時以下，更好的是50分鐘以下
冷卻條件：
宜為油冷或水冷
於此，淬火時之加熱之保持時間，係為了充分固溶鋼中心部存在之析出硬化型元素而設定，以10分鐘以上較佳。又，淬火時之加熱之保持時間若增長，則晶粒之粗大化會成為懸念，因此較佳上限設為1小時以下。
[回火條件]
加熱之保持時間：
宜為30分鐘以上，更好的是70分鐘以上
宜為3小時以下，更好的是2小時以下
冷卻條件：
宜為油冷、水冷或空冷
於此，回火時之加熱之保持時間，為了析出合金碳化物，以30分鐘以上之加熱較佳。又，回火時之加熱之保持時間即使超過3小時，因效果飽和之故，較佳上限設為3小時以下。
本發明中，上述以外之製造條件並未受到限制，可使用一般所用之方法製造螺栓。具體而言，可使用 滿足上述化學成分組成之螺栓用鋼，例如在熱間壓延後，因應必要進行球狀化退火後再拉線。而後，進行冷間鍛造等之冷間加工成形成螺栓形狀後，再進行滾製螺紋加工，而後再實施前述淬火、回火而可製造螺栓。
此處，前述球狀化退火係在製造抗拉強度1100MPa以上之高強度螺栓時通常所進行之處理，之後再進行螺栓成形。然而，本發明中係如前述，由於係使用C含量抑制於0.30%以下之螺栓用鋼，因此即使不實施球狀化退火，也能作前進至螺栓形狀之成形。
依上述方式獲得之本發明之螺栓，展現抗拉強度1100MPa以上之高強度。而且本發明之螺栓，雖然抗拉強度高至1100MPa以上，仍可發揮良好之耐延遲斷裂性。具體而言，上述螺栓中，淬火時之晶粒粗大化可獲防止，而且舊奧氏體結晶粒度到達結晶粒度號數：10.0以上之微細程度，因此延性提高，在高負荷應力下或高溫下之耐延遲斷裂性也屬優異。更好的是，舊奧氏體結晶粒度號數為10.5以上，更好的是11.0以上。其結果為，後述之延遲斷裂強度比展現為0.80以上，更好的為0.90以上。此外，舊奧氏體結晶粒度號數之上限雖未特別限定，但若考慮生產性或成本等之平衡，大致以抑制於13.0以下較佳。舊奧氏體結晶粒度，例如可藉由將鋼中之Ti量或淬火溫度等適當地控制而調整於上述範圍內。惟抗拉強度若超過1400MPa，則將難以確保良好之耐延遲斷裂性，因此本發明之螺栓之抗拉強度的上限為1400MPa以 下。
本發明之高強度螺栓，例如可適用於高張力螺栓、扭剪型螺栓、熔融鍍鋅高強度螺栓、防銹處理高強度螺栓、耐火鋼高強度螺栓等。上述螺栓最適於作為汽車領域、建築領域、產業機械領域等領域所用之高強度、且耐腐蝕性、耐延遲斷裂性優異之螺栓。
本申請案主張基於2013年9月25日申請之日本發明申請第2013-198742號之優先權的利益。該2013年9月25日申請之日本發明申請第2013-198742號之說明書的全部內容為參考之便於本申請案中援用。
[實施例]
以下，茲舉實施例將本發明作更具體之說明，然本發明不受下述實施例之限制，亦可在能夠適合前述‧後述之旨趣之範圍內施加變更而進行實施，此等變更實施亦均包含於本發明之技術範圍內。
將含有下述表1中所示之化學成分組成的鋼種A~F，A1~T1熱間壓延至 12mm後，以下述表2所示之條件作淬火‧回火。熱間壓延之條件如下。
鋼胚之再加熱溫度：1000~1200℃，完工壓延溫度：900~1100℃，而後，以0.05~10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至300℃。
針對依此種方式所獲得之各個試料，根據下述要領調查其舊奧氏體結晶粒度號數、抗拉強度(TS)， 延性(斷面積縮小)、腐蝕減量、延遲斷裂強度比、以及破裂極限壓縮率。
[舊奧氏體結晶粒度號數之測定]
觀察經實施淬火‧回火之試料的横斷面之D/4部(D：直徑)，根據JIS G 0551所規定之「鋼-結晶粒度之顯微鏡試驗方法」，測定舊奧氏體結晶粒度號數。
[抗拉強度及延性之測定]
在上述舊奧氏體結晶粒度號數測定後，以切削加工製作第1圖所示之拉伸試驗用試驗片，並基於JIS Z2241進行拉伸試驗。圖中之單位為mm。本實施例中，就抗拉強度為1100MPa以上者，評估其為展現充分之抗拉強度。又，根據JIS Z2241測定拉伸試驗中之斷面積縮小，就斷面積縮小較65.0%為大者評估其延性優良。
[腐蝕減量之測定]
在測定上述舊奧氏體結晶粒度號數後，以切削加工製作第2圖所示之腐蝕試驗用試驗片並進行利用酸浸漬之腐蝕試驗。圖中之單位為mm。腐蝕試驗係將上述腐蝕試驗用試驗片浸漬於15質量%HCl之酸性水溶液中30分鐘而進行。浸漬前‧後之試驗片的質量變化量除以試驗片之初期質量後，予以換算成百分率所得之值係作為「腐蝕減量」而求得。本實施例中，腐蝕減量為0.02%以下者評估為耐腐蝕性優良。又，針對抗拉強度小於1100MPa之試驗片並未作腐蝕試驗，因此表中係記載以「-」。
[延遲斷裂強度比之測定]
於進行上述舊奧氏體結晶粒度號數之測定及拉伸試驗後，針對抗拉強度1100MPa以上之試驗片，將以切削加工製作之模擬第3圖所示螺栓之螺紋部的延遲斷裂試驗用試驗片付諸延遲斷裂試驗。圖中之單位為mm。針對上述試驗片之延遲斷裂試驗結果，已得知的是，獲得與實際螺栓之延遲斷裂試驗結果有良好的相關。延遲斷裂試驗係將上述延遲斷裂試驗用試驗片浸漬於15質量%HCl之酸性水溶液中30分鐘，取即使將各種級別之應力跨100小時持續令其負荷也不會破斷之最大負荷應力，除以試驗片之抗拉強度所得之值作為「延遲斷裂強度比」求得。本實施例中，延遲斷裂強度比：0.80以上者係評估其耐延遲斷裂性優良。已得知的是，延遲斷裂強度比滿足上述數值者，延遲斷裂實際發生之機率極小。又，就抗拉強度小於1100MPa之試驗片並未進行延遲斷裂試驗，因此表中係記載以「-」。
[破裂極限壓縮率之測定]
使用熱間壓延後之供測試鋼經球狀化退火所得之球狀化材，予以加工成第4圖所示之圓柱狀壓縮試驗用試驗片後，使用壓機實施壓縮試驗。圖中之單位為mm。壓縮試驗時之壓縮率係在70~80%之範圍內變化，依下述(a)~(c)之順序求取壓縮試驗片中未發生破裂之極限壓縮率，將其記載為破裂發生極限壓縮率。本實施例中，破裂 極限壓縮率在螺栓之凸緣加工可能之75.0%以上者，評估其為冷間加工性優良，即，螺栓成形性優異。又，有關球狀化退火，係將各種鋼之Ac1變態點依下述(3)式求得，以(Ac1變態點+10℃)之溫度保持5小時，再以10℃/Hr之冷卻速度冷卻至680℃而實施。
Ac1變態點=723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]．．．(3)
其中，[Mn]、[Ni]、[Si]及[Cr]分別為質量%，表示Mn、Ni、Si以及Cr之含量。
(破裂極限壓縮率之測定順序)
(a)就各試驗片分別進行3次下述(4)式所示之壓縮率成為50%之壓縮試驗，在3次均未發生破裂之情況時，將壓縮率設為52.5%而使用新試驗片實施壓縮試驗。
壓縮率=[(h0-h)/h0]×100(%)．．．(4)
其中，h0：指試驗片之初期高度，15mm
h：試驗片之試驗後之高度
(b)就各試驗片分別進行3次壓縮率成為52.5%之壓縮試驗，在3次均未發生破裂時，將壓縮率設為55.0%而使用新試驗片實施壓縮試驗。
(c)n=3次之壓縮試驗中1次也沒有發生破裂之壓縮率的最大值定為「破裂極限壓縮率」。
此等結果係示於下述表3中。
由此等結果，可作以下之考察。試驗No.1~12係滿足本發明所規定之要件者，可知除展現1100MPa以上之高強度以外，其在嚴苛環境下之耐延遲斷裂性亦屬優異。又，破裂極限壓縮率也高，螺栓成形性優異。
相對於此，試驗No.13~34均未能滿足本發 明所規定之任一要件，任何一者之特性均劣化。
試驗No.13、14在化學成分組成上雖滿足本發明所規定之要件，但任何一者之回火溫度均低，因此抗拉強度大於1400MPa，延遲斷裂強度比降低。試驗No.13較之試驗No.14回火溫度更低，滲碳體之析出變得不充分，以致斷面積縮小亦低，延性也降低。
試驗No.15係使用C含量少之表1之鋼種A1的例子。因此，即使進行特定之熱處理條件，在淬火時也不會引起馬丁體變態，無法確保所期望之強度。
試驗No.16係使用C含量多之表1之鋼種B1的例子。因此，由於耐腐蝕性之劣化以致侵入氫量增加，使得延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.17係使用Si含量多之表1之鋼種C1的例子。因此，耐延遲斷裂性展現優異之值，但破裂極限壓縮率降低，螺栓成形困難。
試驗No.18係使用Mn含量少之表1之鋼種D1的例子。因此，鋼之淬火性低，淬火不充分，無法確保特定之抗拉強度。
試驗No.19係使用Mn含量過量之表1之鋼種E1的例子。因此，粒界強度降低以致延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.20係使用P及S之含量均多之表1之鋼種F1的例子。因此，粒界脆化，以致耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.21係使用Ni含量少之表1之鋼種G1的例子。因此，耐腐蝕性劣化，侵入氫量增加以致延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.22係使用Cr含量少之表1之鋼種H1的例子。因此，淬火性低，回火時之析出強化亦不夠充分，故而無法確保特定之抗拉強度。
試驗No.23也是使用Cr含量少之表1之鋼種I1的例子。因此，抗拉強度雖可確保，但耐腐蝕性惡化。又，因侵入氫量增加之故，延遲斷裂強度比變低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.24係使用Cr含量過量之表1之鋼種J1的例子。因此，抗拉強度或耐延遲斷裂性優異，但破裂極限壓縮率降低之故，螺栓成形困難。
試驗No.25係使用Mo含量少、A值低之表1之鋼種K1的例子。因此，淬火性低，回火時之析出強化也不夠充分，因此無法確保特定之抗拉強度。
試驗No.26係使用Mo含量多之表1之鋼種L1的例子。因此，耐延遲斷裂性雖然優異，但破裂發生極限壓縮率降低之故，螺栓成形困難。
試驗No.27係使用V未添加之表1之鋼種M1的例子。因此，如表2所示，即使以580℃回火，析出碳化物結晶也不會生成，氫捕捉效果無法充分化，因此延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.28係使用V含量多之表1之鋼種N1 的例子。因此，粗大之碳化物析出以致破裂極限壓縮率降低，螺栓成形困難。
試驗No.29係使用Ti未添加之表1之鋼種O1的例子。因此，舊奧氏體晶粒變粗，延性降低。又，由於無源自TiC之氫捕捉效果，延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.30係使用Ti含量多之表1之鋼種P1的例子。因此，粗大之碳化物析出以致破裂極限壓縮率降低，螺栓成形困難。
試驗No.31、32係使用針對各種添加元素雖滿足本發明之要件，但A值小之表1之鋼種Q1、R1的例子。因此，無法確保高抗拉強度。
試驗No.33係使用針對各種添加元素雖滿足本發明之要件，但B值大之表1之鋼種S1的例子。因此，固溶C量多，由於延性之劣化以致延遲斷裂強度比變低，耐延遲斷裂性劣化。
試驗No.34係使用模擬傳統鋼SCM435之表1之鋼種T1的例子。詳細而言，其C量多，不含Ni、V及Ti，A值小，B值大。因此，舊奧氏體晶粒變得粗大以致延性降低。又，因未添加Ni之故，耐腐蝕性降低。又，由於並無源自TiC之氫捕捉效果等等，故延遲斷裂強度比降低，耐延遲斷裂性降低。

Claims (4)

  1. 一種耐延遲斷裂性及螺栓成形性優異之高強度螺栓用鋼，其特徵在於：以質量%計，分別含有：C：0.10~0.30%、Ni：0.4~0.7%、Si：0%以上0.2%以下、Mn：0.3~0.8%、P：大於0%且0.03%以下、S：大於0%且0.03%以下、Cr：0.8~1.2%、Mo：0.8~1.5%、V：0.05~0.13%、Ti：0.02~0.08%、Al：0.01~0.1%、N：0.001~0.01%，且該高強度螺栓用鋼之其餘部分包含鐵及不可避免之雜質；而且，滿足下述(1)式及(2)式：0.85≦[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≦1.3．．．(1)[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≦0.20．．．(2)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為質量%，表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo及V之含量。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度螺栓用鋼，其中進一步含有Cu：大於0%且0.70%以下。
  3. 一種耐延遲斷裂性優異之高強度螺栓，其係使用如申請專利範圍第1項或第2項之高強度螺栓用鋼所得之螺栓，舊奧氏體結晶粒度之結晶粒度號數為10.0以上。
  4. 一種耐延遲斷裂性優異之高強度螺栓，其係使用如申請專利範圍第1項或第2項之高強度螺栓用鋼，以880~960℃淬火，並以550~650℃回火而獲得，其抗拉強度為1100~1400MPa。
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