CN101243197A - 耐延迟断裂特性优良的高强度钢及金属螺栓 - Google Patents

耐延迟断裂特性优良的高强度钢及金属螺栓 Download PDF

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Abstract

本发明不大量添加Ni、Co或V等高价的合金元素、低成本地提供高强度且耐延迟断裂特性优良的钢。本发明使用一种耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其特征在于，对按质量％计，含有C：超过0.30％、且0.50％以下，Si：1.0％以下，Mn：1.5％以下，Ti：0.1％以下，Mo：0.3％以上、0.5％以下，B：0.0005％以上、0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成的钢，进行淬火后，在100℃～400℃下实施回火处理，使钢组织的马氏体百分比在90％以上、并且原奥氏体粒径在10μm以下。按质量％计，优选所述钢还含有选自Al：1.0％以下、Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。

Description

耐延迟断裂特性优良的高强度钢及金属螺栓
技术领域
本发明涉及主要用于建筑方面、汽车和工业机械用部件的高强度钢，特别涉及耐延迟断裂特性优良的高强度钢，该高强度钢能适合作为目前使用了高价的合金元素的耐延迟断裂特性优良的钢加以利用，并且兼具强度和耐延迟断裂特性。
背景技术
近几年，在汽车、建筑领域中，钢材的高强度化也有进一步的发展，并且要求所有部件高强度化。例如，在螺栓领域中，即使在超过拉伸强度1000MPa的范围，也要求1200MPa级、1500MPa级和更高强度的钢。然而，在高强度化如此发展的情况下，最令人担心的是延迟断裂。
延迟断裂容易在拉伸强度在1200MPa以上的钢材中发生，特别是考虑到螺栓中的该问题，在JISB1186、JISB1051中，规定了强度上限为F10T、F12T。这些钢主要使用SCM等。
作为具有更高强度、并且延迟断裂也很优良的材料，首先已知马氏体时效钢。但Ni含量高、为15～20质量％，与低合金钢相比非常昂贵，因此，不可能作为一般的部件制造用钢坯来使用。
因此，进行了以具有比马氏体时效钢少的含Ni量、比低合金钢更好的耐延迟断裂特性为目的钢的开发(例如，参照专利文献1、专利文献2、专利文献3)。
专利文献1：日本特公昭60-14096号公报
专利文献2：日本特开平11-80903号公报
专利文献3：日本特开2000-144245号公报
但是，专利文献1、专利文献2、专利文献3等中所记载的钢，虽然含Ni量少，但仍含有几质量％的Ni，因此作为通常的高强度钢大量使用时，仍然存在成本高的缺点。
发明内容
因此，本发明的目的是，解决上述现有技术的课题，抑制由于大量添加Ni、Co或V等高价的合金元素所导致的制造成本的增加，从而低成本地提供高强度、耐延迟断裂特性优良的钢。
本发明人为了解决上述课题，进行了反复的深入研究，结果得到如下结论：即使在像马氏体时效钢那样不含大量的Ni、Co的组分体系的情况下，在适当范围内添加Mo、B、Ti，使淬火后的原奥氏体粒径适当地微细化，然后，通过在通常螺栓等的制造中基本不采用的100℃～400℃的温度范围进行回火，可以得到兼具胜于马氏体时效钢的优良拉伸强度和较高的耐延迟断裂特性的钢，从而完成了本发明。
本发明为基于上述结论的成果，其特征如下所述。
(1)、一种耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其特征在于，对按质量％计，含有C：超过0.30％、且0.50％以下，Si：1.0％以下，Mn：1.5％以下，Ti：0.1％以下，Mo：0.3％以上、0.5％以下，B：0.0005％以上、0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成的钢，进行淬火后，在100℃～400℃下实施回火处理，使钢组织的马氏体百分比在90％以上、且原奥氏体粒径在10μm以下。
(2)、根据(1)所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，按质量％计，该钢还含有选自Al：1.0％以下、Cr：2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。
(3)、根据(1)或(2)所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，按质量％计，该钢还含有选自W：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种。
(4)、根据(1)至(3)中任一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，使用高频加热进行淬火。
(5)、一种耐延迟断裂特性优良的金属螺栓，其特征在于，使用(1)至(4)中任一项所述的钢制造螺栓，对该螺栓进行淬火后，在100℃～400℃下实施回火处理，使钢组织的马氏体百分比在90％以上、且原奥氏体粒径在10μm以下。
根据本发明，能够不添加大量的高价合金元素、低成本地制造高强度且耐延迟断裂特性优良的钢。因此，能够低成本地提供耐延迟断裂特性优良的、具有高强度的金属螺栓等。
附图说明
图1是延迟断裂特性评价试验的试验片的说明图。
图2A、图2B是冷锻性评价试验的说明图。图2A表示试验开始前的试验片形状。图2B表示压制裂纹的产生情况。图中，1表示试验片，2表示裂纹。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的高强度钢的必要特性为：拉伸强度在1500MPa以上，且屈服比在0.9以上。例如，作为高强度螺栓，为了达到F15T以上，拉伸强度为1500MPa以上自不必说，屈服比较高也很重要。为了使拧紧扭矩不损失，屈服比(屈服强度/拉伸强度)必须在0.9以上。而且，优选具有与马氏体时效钢同等以上的耐延迟断裂特性和冷锻性。这样的拉伸强度在1500MPa以上、耐延迟断裂特性优良的高强度钢，作为具有如下所示组织的钢，可以使用如下所示成分组成的钢，通过如下所示的制造方法制造。
首先，对本发明中钢组成的限定原因进行说明。另外，在下述说明中，成分元素的含量％均指质量％。
C：设为超过0.30％、且0.50％以下。
C是用于确保必要强度的必须元素，当含量在0.30％以下时，很难确保规定的强度。另一方面，当含量超过0.50％时，在钢组织中形成巨大的碳化物，从而使延迟断裂特性降低，因此将上限设为0.5％。
Si：设为1.0％以下。
Si作为脱氧剂在钢的熔炼过程中起作用，因此可以含有。但是，当超过1.0％时，使钢的冷锻性显著降低，因此将上限设为1.0％。
Mn：设为1.5％以下。
Mn具有作为对钢进行熔炼时的脱氧剂的作用，因此可以含有。但是，当超过1.5％时，使钢的冷锻性显著降低，因此将上限设为1.5％。
Mo：设为0.3％以上，0.5％以下。
Mo是本发明中特别重要的元素。Mo能使强度提高而不会大程度地损害延展性。为了表现出该效果，必须添加0.3％以上。另一方面，即使添加超过0.5％，强度也不会进一步提高，而成本却变高。而且，当过量添加时，冷锻性也有降低的倾向，因此将上限设为0.5％。
B：设为0.0005％以上、0.01％以下。
B是富集于晶界部从而有助于提高晶界强度的最重要的元素。延迟断裂主要在奥氏体晶界产生，因而强化该晶界对于提高耐延迟断裂特性有很大帮助。因此，有必要含有0.0005％以上。但是，由于含量超过0.01％时其效果会饱和，因此限定为上述范围。
Ti：设为0.1％以下。
Ti通过与作为不可避免的杂质而混入的N结合，防止B形成BN而丧失B的效果。为了得到该效果，优选含量在0.005％以上，但由于添加超过0.1％时大量形成TiN，从而导致强度、疲劳强度的降低，因此将上限设为0.1％。
以上所述为本发明中的基本成分，接下来对本发明的高强度钢的组织进行说明。在本发明中，分别需要以下的条件。
将钢组织设为百分比在90％以上的马氏体组织。
马氏体是为了获得强度的必须组织。在本发明的情况下，通过使马氏体组织的百分比为90％以上来发挥优良的强度特性，因此将钢组织的马氏体组织的百分比下限限定为90％。当马氏体的百分比不足90％时，对强度的升高没有贡献的残留奥氏体相等未相变相、碳化物等析出物的量变得过多，从而变得难以达到高强度化。
将钢组织的原奥氏体粒径设为10μm以下。
本发明中，对原奥氏体粒径的调整也很重要。通过使原奥氏体粒径微细化，抑制在晶界析出从而使延迟断裂特性降低的膜状碳化物的析出，使晶界强度提高。因此，粒径必须在10μm以下。更优选将粒径设为7μm以下。如果粒径在7μm以下，则具有使耐延迟断裂特性进一步提高的效果。
在本发明中，也可以含有选自如下所示的Al、Cr、Cu、Ni、V中的1种或2种以上。
Al：设为1.0％以下。
Al是对脱氧有效的元素。而且是通过抑制淬火时奥氏体晶粒成长来维持强度的有效元素。但是，含量超过1.0％时其效果饱和，不仅产生导致成本升高的弊端，而且冷锻性也会降低。因此，当添加Al时，设为1.0％以下。
Cr：设为2.5％以下。
Cr能有效提高淬透性，在确保硬化深度方面有用。但是，当过度含有时，由于碳化物的稳定效果，促进残留碳化物的形成，从而导致强度降低。因此，优选尽可能降低Cr的含量，但可以容许达到2.5％。另外，为了表现出提高淬透性的作用，优选含有0.2％以上。
Cu：设为1.0％以下。
Cu能有效提高淬透性，而且固溶于铁素体中而使强度提高。但是，当含量超过1.0％时，在热轧时会产生裂纹。因此，当添加Cu时，设为1.0％以下。另外，为了表现出提高淬透性、强度的作用，优选含有0.2％以上。
Ni：设为2.0％以下。
Ni能有效提高淬透性，而且，由于抑制碳化物的形成，因而抑制膜状碳化物在晶界形成，从而提高晶界强度，因此，有助于提高强度、延迟断裂特性。但是，Ni是非常昂贵的元素，当添加超过2.0％时，钢材成本显著升高。因此，当添加Ni时，设为2.0％以下。另外，为了表现出提高淬透性、强度和延迟断裂特性的作用，优选含有0.5％以上。
V：设为0.5％以下。
V可以在钢中与C结合而作为强化元素起作用。而且，V也具有提高抗回火软化性的效果，有助于提高强度。但是，由于含量超过0.5％时其效果饱和，因而在添加V的情况下，设为0.5％以下。另外，为了表现出提高强度的作用，优选含有0.1％以上。
进而，在本发明中，可以含有选自以下所示的W、Nb中的1种或2种。
Nb：设为0.1％以下。
Nb除了具有提高淬透性的效果，还作为析出强化元素，有助于提高强度、韧性。为了表现出该效果，优选含有0.005％以上。但是，由于含量超过0.1％时其效果饱和，因此在添加Nb的情况下，设为0.1％以下。
W：设为1.0％以下。
W形成稳定的碳化物，是有效的强化元素。另一方面，当添加超过1.0％时，使冷锻性降低，因此在添加W的情况下，设为1.0％以下。
除以上说明的元素之外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为主要的不可避免的杂质，可以列举S、P、N和O。可以容许这些元素的含量为，S：0.05％以下、P：0.05％以下、N：0.01％以下、O：0.01％以下。
接下来，对本发明的耐延迟断裂特性优良的高强度钢的制造方法进行说明。本发明的高强度钢，通过对使用具有上述成分组成的钢所形成的规定形状的钢坯进行淬火回火来制造。
可以使用通过转炉熔炼制得的含有上述成分的钢，也可以使用通过真空熔炼制得的含有上述成分的钢。加热钢锭或连铸板坯后，进行热轧，酸洗去除锈皮后，通过冷轧调整到规定的厚度。然后，通过锻造、滚轧成形等成形为规定的部件形状后，进行淬火回火以使形成马氏体组织，例如，进行螺栓的制造。
淬火处理：优选进行高频淬火。
在淬火处理中，通过使用高频加热，可以在达到必要的温度范围后直接进行淬火，能够避免不必要的晶粒粗大化而得到微细的晶粒组织。因此，有效的方法是：在高频淬火中，以10℃/s以上的升温速度加热到最高温度800℃～1100℃，达到后立即淬火。
回火温度：设为100℃～400℃。
该条件成为本发明中最关键的部分。回火温度100℃～400℃是通常的螺栓用钢等中一般不使用的温度范围。但是，在本发明的情况下，通过设定为该温度范围，含有的B不会扩散或产生不必要的析出，而是富集于晶界，从而对晶界的强化有很大的帮助。而且，由于回火温度不高，通过与微细晶粒效果相协同，从而维持一定程度以上的强度水平和耐延迟断裂特性。
这样，通过适当地组合组成范围、微细晶粒组织、回火温度这3个强化晶界的条件，能够制造兼具高强度及耐延迟断裂特性这两个相矛盾的特性的钢。
虽然这样得到的钢材能以低成本制得，但其具有与马氏体时效钢相匹敌的强度及耐延迟断裂特性，因而可以用于必须具有高强度的汽车用高强度螺栓或建筑用螺栓，还可以用于PC钢棒、作为汽车的变速器的无级变速器(CVT)所使用的动力传递用金属带等。
在制造螺栓时，使用具有上述成分组成的钢，例如，采用冷锻及滚压成形加工成形为螺栓后，对螺栓进行淬火，并在100℃～400℃下实施回火处理，从而制造具有马氏体百分比在90％以上、且原奥氏体粒径在10μm以下的钢组织的金属螺栓。
实施例
实施例1
采用真空熔炼制造表1中所示编号1～18的钢。加热这些钢至1100℃并进行热锻，使其成为直径60mm(φ60mm)的圆棒。然后，在850℃下进行1小时的正火处理，从而形成钢坯，再对其进行下述热处理后，进行拉伸试验、延迟断裂评价、组织观察和冷锻性评价。
在钢坯圆棒的1/4d位置，切出拉伸试验片(JIS5号)的形状。对该试验片进行二阶段高频淬火：通过高频加热，以升温速度400℃/s加热该试验片至1050℃后，立即进行淬火，接着，通过同样升温速度400℃/s的高频加热加热到950℃后，立即进行淬火。然后，在180℃下进行30分钟的回火处理后，用于拉伸试验。
延迟断裂评价通过下述步骤实施。在圆棒钢坯的1/4d位置处切出如图1所示的试验片。采用与拉伸试验相同的条件进行淬火回火处理。使用该试验片，通过进行恒载试验，对延迟断裂特性进行评价。恒载试验通过下述方法进行：将试验片浸入用醋酸调整pH为1.5的5％NaCl溶液中，对试验片施加一定的载荷，测定到试验片破裂为止的时间。当试验片在试验时间超过200小时的阶段没有破裂时，中断试验并评价为无破裂。通过改变载荷进行试验，可以得到表示破裂时间和载荷的关系的曲线，因此，由不引起破裂的载荷求出下限应力，用该值的大小来评价延迟断裂。下限应力为马氏体时效钢的下限应力550MPa以上时，评价为耐延迟断裂特性优良。
马氏体组织的百分比是使用3％的硝酸乙醇进行腐蚀后，利用光学显微镜观察一定的面积，由视野中马氏体的面积率测得。
向将苦味酸50g溶解于水500g中所形成的苦味酸水溶液中，添加十二烷基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g及乙二酸1.5g，将所得溶液作为腐蚀液，通过腐蚀使原奥氏体晶界出现后，在倍率1000倍下观察拍照，由所得图象采用剪切法求得原奥氏体粒径。
而且，对于冷锻性的评价，在棒材的1/4d位置，沿轧制方向切出如图2A所示的φ15mm、高22.5mm的小片的试验片1。锻造试验是以各种压缩率对10个试验片(n＝10)进行压缩，以有无裂纹来进行判断。图2所示的箭头为压缩方向。如图2B所示产生裂纹2。绘制在各压缩率下裂纹产生率与压缩率的关系图，以50％(5个)的试验片断裂的压缩率作为锻造性评价值。该值越大锻造性越好，将锻造性评价值80％以上的钢评价为具有与马氏体时效钢同等以上的良好冷锻性的钢。
表1所示的编号1的钢是用于比较的马氏体时效钢(Fe-18％Ni-5％Mo-10％Co)。在切出与上述相同形状的试验片后，在820℃下加热，然后，利用空冷进行回火，通过在520℃下加热进行时效处理后，用于各种评价。
马氏体组织的百分比、原奥氏体粒径、拉伸强度、屈服比、延迟断裂(下限应力)、冷锻性的测定结果一并如表1所示。由表1可知，化学成分和组织在本发明范围内的钢的强度特性、耐延迟断裂特性均胜过马氏体时效钢。
实施例2
在本实施例中，对具有表1所示编号4的成分的钢，进行了研究组织的影响的实验。实验方法全部与实施例1相同。但是，为了研究原奥氏体粒径的影响，使第二阶段淬火温度即高频加热的温度变为850～1050℃，制造编号19～21的钢坯。测定结果如表2所示。
结果可知，当奥氏体粒径变得比10μm大时，耐延迟断裂特性显著降低。
实施例3
在本实施例中，进行了研究基本成分之外的其他成分的效果的实验。采用真空熔炼制造具有表3所示成分组成的钢(编号22～35)，与实施例1同样地进行了拉伸试验、延迟断裂评价、组织观察和冷锻性评价。结果一并如表3所示。
结果可知，当过量含有Cr、Al时，导致冷锻性降低，而当过量含有Ni、Cu、V、W、Nb时，其效果饱和。
实施例4
在本实施例中，对具有表1所示编号4的成分的钢，进行了研究回火温度的影响的实验。进行与实施例1相同的处理直到淬火处理，将回火温度由设定的180℃改变为70～450℃，制造编号36～40的钢坯。测定结果如表4所示。
结果可知，当设定回火温度为100～400℃以下时，兼具高强度和优良的耐延迟断裂特性。
实施例5
在本实施例中，对实际制造螺栓时的耐延迟断裂进行了评价。对表1所示编号1(马氏体时效钢)、4、11的钢，采用与实施例1相同的方法制造锻造圆棒，在锻造圆棒的1/4d位置切出规定大小的供试材，采用冷锻及滚压成形，加工成形为M22的螺栓，然后实施高频淬火以及180℃下的回火处理。由各供试材制作成30个螺栓，在钢板(SS400)上拧紧直到最大载荷，反复进行3.5质量％食盐水的喷涂与干燥，实施5个月的重复性试验。然后，以30个中断裂的螺栓数进行评价。结果如表5所示。
编号4的本发明钢，显示出胜过编号1的马氏体时效钢的特性，但使用编号11的比较钢的螺栓断裂了80％。
表1
编号   化学组或(质量％)   组织   测定结果 备注
C Si Mn Mo Ti B   马氏体百分比(％)   原奥氏体粒径(μm) 拉伸强度(MPa) 屈服比 下限应力(MPa) 冷锻性(％)
1 马氏体时效钢 - - 2100 0.94 550 80   比较例(马氏体时效钢)
  2   0.24   0.70   0.62   0.40   0.021   0.0020   80   5.8   1420   0.88   545   90   比较例
  3   0.38   0.72   0.64   0.40   0.022   0.0019   92   5.5   1825   0.92   600   85   本发明例
  4   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   2130   0.92   625   85   本发明例
  5   0.54   0.72   0.66   0.39   0.021   0.0021   95   5.0   2215   0.94   455   75   比较例
  6   0.42   0.29   0.62   0.40   0.021   0.0019   94   5.4   2105   0.92   625   85   本发明例
  7   0.43   0.95   0.61   0.39   0.021   0.0022   94   5.5   2180   0.94   625   85   本发明例
  8   0.43   1.22   0.60   0.41   0.020   0.0020   94   5.0   2205   0.94   650   60   比较例
  9   0.43   0.69   1.07   0.39   0.022   0.0021   95   5.5   2165   0.95   650   80   本发明例
  10   0.43   0.71   1.59   0.40   0.020   0.0021   94   5.6   2170   0.94   650   55   比较例
  11   0.41   0.70   0.61   0.26   0.020   0.0020   94   6.0   1410   0.82   575   85   比较例
  12   0.43   0.73   0.60   0.32   0.021   0.0019   93   5.5   2060   0.92   600   80   本发明例
  13   0.42   0.72   0.62   0.49   0.020   0.0021   93   5.7   2185   0.95   625   80   本发明例
  14   0.43   0.69   0.62   0.61   0.021   0.0022   93   5.8   2190   0.94   625   60   比较例
  15   0.42   0.69   0.61   0.41   0.075   0.0023   94   5.6   1805   0.92   600   85   本发明例
  16   0.43   0.71   0.62   0.40   0.110   0.0025   94   5.4   1465   0.82   475   80   比较例
  17   0.42   0.69   0.62   0.40   0.021   0.0002   94   5.6   2065   0.94   425   85   比较例
  18   0.43   0.71   0.63   0.39   0.020   0.0060   95   5.4   2185   0.94   650   85   本发明例
下划线表示在本发明的范围之外。
表2
  编号   化学组成(质量％)   组织   测定结果   淬火温度(℃) 备注
C Si Mn Mo Ti B   马氏体百分比(％)   原奥氏体粒径(μm)   拉伸强度(MPa) 屈服比   下限应力(MPa)
  19   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   93   4.5   2205   0.95   675   850   本发明例
  4   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   2130   0.92   625   950   本发明例
  20   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   9.0   2100   0.92   625   1000   本发明例
  21   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   95   11.5   1910   0.90   525   1050   比较例
下划线表示在本发明的范围之外。
表3
编号   化学组成(质量％)   组织   测定结果 备注
C Si Mn Mo Cr Al Cu Ni V W Nb Ti B 马氏体百分比(％)   原奥氏体粒径(μm) 拉伸强度(MPa) 屈服比 下限应力(MPa) 冷锻性(％)
  22   0.43   0.69   0.61   0.40   1.5   -   -   -   -   -   -   0.022   0.0021   94   5.5   2215   95   700   85   本发明例
  23   0.44   0.70   0.60   0.40   3.0   -   -   -   -   -   -   0.021   0.0021   94   5.4   2340   95   700   60   比较例
  24   0.41   0.71   0.63   0.39   -   0.8   -   -   -   -   -   0.022   0.0020   94   5.8   2195   94   675   80   本发明例
  25   0.43   0.72   0.63   0.41   -   1.5   -   -   -   -   -   0.022   0.0019   94   5.6   2200   92   675   60   比较例
  26   0.43   0.72   0.65   0.40   -   -   0.5   -   -   -   -   0.021   0.0020   94   5.5   2185   94   675   80   本发明例
  27   0.44   0.71   0.62   0.39   -   -   1.5   -   -   -   -   0.021   0.0021   94   5.7   2190   92   675   80   比较例
  28   0.42   0.73   0.62   0.41   -   -   -   0.5   -   -   -   0.020   0.0020   94   5.8   2200   95   675   80   本发明例
  29   0.44   0.69   0.61   0.40   -   -   -   2.4   -   -   -   0.021   0.0021   94   6.0   2205   95   675   80   比较例
  30   0.41   0.71   0.64   0.41   -   -   -   -   0.35   -   -   0.022   0.0018   94   6.0   2190   94   700   80   本发明例
  31   0.43   0.70   0.62   0.39   -   -   -   -   0.55   -   -   0.023   0.0020   94   5.5   2200   92   700   80   比较例
  32   0.42   0.70   0.63   0.40   -   -   -   -   -   0.5   -   0.021   0.0021   94   5.4   2240   92   675   85   本发明例
  33   0.44   0.71   0.64   0.41   -   -   -   -   -   1.2   -   0.020   0.0021   94   5.8   2250   92   675   65   比较例
  34   0.41   0.70   0.61   0.41   -   -   -   -   -   -   0.05   0.022   0.0022   94   5.7   2175   94   650   80   本发明例
  35   0.43   0.71   0.60   0.41   -   -   -   -   -   -   0.15   0.021   0.0022   94   5.9   2185   92   650   80   比较例
下划线表示在本发明的范围之外。
表4
编号   化学组成(质量％)   组织   测定结果 淬火温度(℃) 备注
C Si Mn Mo Ti B 马氏体百分比(％)   原奥氏体粒径(μm) 拉伸强度(Mpa) 屈服比 下限应力(Mpa) 冷锻性(％)
  4   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   2130   0.92   625   85   180   本发明例
  36   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   2350   0.82   580   60   75   比较例
  37   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.4   2260   0.91   600   85   120   本发明例
  38   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   2010   0.94   675   90   250   本发明例
  39   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.4   1750   0.95   700   90   350   本发明例
  40   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   94   5.5   1420   0.97   700   95   450   比较例
下划线表示在本发明的范围之外。
表5
  编号   化学组成(质量％)   测定结果  备注
  C   Si   Mn   Mo   Ti   B   螺栓断裂数
1 马氏体时效钢 4/30  比较例(马氏体时效钢)
  4   0.43   0.71   0.65   0.40   0.022   0.0020   2/30  本发明例
  11   0.41   0.70   0.61   0.26   0.020   0.0020   24/30  比较例
下划线表示在本发明的范围之外。

Claims (5)

1.一种耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其特征在于，对按质量％计，含有C：超过0.30％、且0.50％以下，Si：1.0％以下，Mn：1.5％以下，Ti：0.1％以下，Mo：0.3％以上、0.5％以下，B：0.0005％以上、0.01％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成的钢，进行淬火后，在100℃～400℃下实施回火处理，使钢组织的马氏体百分比在90％以上、且原奥氏体粒径在10μm以下。
2.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，按质量％计，所述钢还含有选自Al：1.0％以下、Cr.2.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：2.0％以下、V：0.5％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，按质量％计，所述钢还含有选自W：1.0％以下、Nb：0.1％以下中的1种或2种。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的耐延迟断裂特性优良的高强度钢，其中，使用高频加热进行淬火。
5.一种耐延迟断裂特性优良的金属螺栓，其特征在于，使用权利要求1至4中任一项所述的钢制造螺栓，对该螺栓进行淬火后，在100℃～400℃下实施回火处理，使钢组织的马氏体百分比在90％以上、且原奥氏体粒径在10μm以下。
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Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103216509A (zh) * 2013-05-10 2013-07-24 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种高强度螺栓及其加工方法
CN103215525A (zh) * 2013-05-10 2013-07-24 江苏永昊高强度螺栓有限公司 螺栓用合金钢
CN103820726A (zh) * 2014-03-17 2014-05-28 河南赛诺米特种设备有限公司 一种疲劳强度较高螺栓的制造方法
CN104204254A (zh) * 2012-03-26 2014-12-10 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓
CN105112813A (zh) * 2015-07-15 2015-12-02 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种镀锌螺栓
CN105112792A (zh) * 2015-07-15 2015-12-02 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种高强度螺栓
CN105937015A (zh) * 2016-06-07 2016-09-14 江苏百德特种合金有限公司 一种高强螺栓及其制备方法
CN106011399A (zh) * 2016-06-07 2016-10-12 江苏百德特种合金有限公司 一种耐腐蚀的螺栓及其制备方法
CN107587069A (zh) * 2017-08-25 2018-01-16 武汉钢铁有限公司 一种高强度高韧性螺栓用钢及生产方法
CN107829034A (zh) * 2017-11-30 2018-03-23 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的铌铝硼钢铁材料及其制备方法
CN108004467A (zh) * 2017-11-30 2018-05-08 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的锰铬钒钢铁材料及其制备方法
CN108018487A (zh) * 2017-11-30 2018-05-11 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒铌硼钢铁材料及其制备方法
CN108060350A (zh) * 2017-11-30 2018-05-22 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒钛铝钢铁材料及其制备方法
CN108070787A (zh) * 2017-11-30 2018-05-25 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钢铁材料及其制备方法
CN108070786A (zh) * 2017-11-30 2018-05-25 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钛铝硼钢铁材料及其制备方法
CN108103415A (zh) * 2017-11-30 2018-06-01 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒钛硼钢铁材料及其制备方法
CN108103396A (zh) * 2017-11-30 2018-06-01 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的锰钼钒钢铁材料及其制备方法
CN111448328A (zh) * 2018-03-29 2020-07-24 日本制铁株式会社 热冲压成形体
CN112969808A (zh) * 2018-10-30 2021-06-15 杰富意钢铁株式会社 螺栓用钢及其制造方法
CN113462976A (zh) * 2021-06-29 2021-10-01 钢铁研究总院 一种高疲劳强度螺栓钢及其制备方法、螺栓的制造方法
CN114107822A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法
CN115003834A (zh) * 2020-01-21 2022-09-02 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂特性优异的高强度钢板
CN115023600A (zh) * 2020-02-14 2022-09-06 杰富意钢铁株式会社 金属材料的延迟断裂评价方法
CN115261724A (zh) * 2022-08-01 2022-11-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种超高强韧紧固件用钢及其生产方法和热处理工艺
CN116288009A (zh) * 2015-12-21 2023-06-23 Posco公司 具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8152687B2 (en) * 2007-01-24 2012-04-10 Torotrack (Development) Limited Powdered metal variator components
US8137483B2 (en) * 2008-05-20 2012-03-20 Fedchun Vladimir A Method of making a low cost, high strength, high toughness, martensitic steel
PL2581465T3 (pl) * 2010-06-14 2019-09-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Wyrób formowany przez wytłaczanie na gorąco, sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej do wytłaczania na gorąco i sposób wytwarzania wyrobu formowanego przez wytłaczanie na gorąco
EP3006586B1 (en) 2013-06-07 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method for producing same
US20150037198A1 (en) * 2013-07-30 2015-02-05 Caterpillar Inc. Wear resistant high toughness steel
KR101449511B1 (ko) * 2014-07-29 2014-10-13 한국기계연구원 가공 경화형 항복비 제어강 및 그 제조방법

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1077994A (en) * 1963-04-18 1967-08-02 Kobe Steel Ltd Process for producing cold-forged products from tempered steel wire
JPH05171356A (ja) * 1991-12-24 1993-07-09 Kawasaki Steel Corp 高強度ボルト用鋼
JPH06336648A (ja) * 1993-05-28 1994-12-06 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法
JPH11100644A (ja) * 1997-09-26 1999-04-13 Daido Steel Co Ltd 高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法
JP2000144245A (ja) * 1998-11-10 2000-05-26 Nkk Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法
JP3966493B2 (ja) * 1999-05-26 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用線材及びその製造方法
WO2004065646A1 (ja) * 2003-01-17 2004-08-05 Jfe Steel Corporation 高周波焼入れ用鋼材、それを用いた高周波焼入れ部材、およびそれらの製造方法
JP4196766B2 (ja) * 2003-08-08 2008-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性および疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法
TWI238197B (en) * 2003-09-29 2005-08-21 Jfe Steel Corp Component for machine and structural purposes, material therefor, and manufacturing method therefor
WO2005100626A1 (ja) * 2004-04-16 2005-10-27 Jfe Steel Corporation 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト
JP2007154305A (ja) * 2005-07-05 2007-06-21 Jfe Steel Kk 強度、延性及び靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法

Cited By (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104204254B (zh) * 2012-03-26 2016-06-22 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓
CN104204254A (zh) * 2012-03-26 2014-12-10 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓
US9845519B2 (en) 2012-03-26 2017-12-19 Kobe Steel, Ltd. Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance
CN103215525A (zh) * 2013-05-10 2013-07-24 江苏永昊高强度螺栓有限公司 螺栓用合金钢
CN103215525B (zh) * 2013-05-10 2015-05-20 江苏永昊高强度螺栓有限公司 螺栓用合金钢
CN103216509A (zh) * 2013-05-10 2013-07-24 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种高强度螺栓及其加工方法
CN103820726A (zh) * 2014-03-17 2014-05-28 河南赛诺米特种设备有限公司 一种疲劳强度较高螺栓的制造方法
CN105112792A (zh) * 2015-07-15 2015-12-02 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种高强度螺栓
CN105112813A (zh) * 2015-07-15 2015-12-02 江苏永昊高强度螺栓有限公司 一种镀锌螺栓
CN116288009A (zh) * 2015-12-21 2023-06-23 Posco公司 具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法
CN105937015A (zh) * 2016-06-07 2016-09-14 江苏百德特种合金有限公司 一种高强螺栓及其制备方法
CN106011399A (zh) * 2016-06-07 2016-10-12 江苏百德特种合金有限公司 一种耐腐蚀的螺栓及其制备方法
CN107587069A (zh) * 2017-08-25 2018-01-16 武汉钢铁有限公司 一种高强度高韧性螺栓用钢及生产方法
CN107587069B (zh) * 2017-08-25 2019-03-08 武汉钢铁有限公司 一种高强度高韧性螺栓用钢及生产方法
CN108070787A (zh) * 2017-11-30 2018-05-25 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钢铁材料及其制备方法
CN108018487A (zh) * 2017-11-30 2018-05-11 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒铌硼钢铁材料及其制备方法
CN108070786A (zh) * 2017-11-30 2018-05-25 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钛铝硼钢铁材料及其制备方法
CN108103415A (zh) * 2017-11-30 2018-06-01 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒钛硼钢铁材料及其制备方法
CN108103396A (zh) * 2017-11-30 2018-06-01 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的锰钼钒钢铁材料及其制备方法
CN108004467A (zh) * 2017-11-30 2018-05-08 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的锰铬钒钢铁材料及其制备方法
CN107829034A (zh) * 2017-11-30 2018-03-23 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的铌铝硼钢铁材料及其制备方法
CN108060350A (zh) * 2017-11-30 2018-05-22 湖南铂固标准件制造有限公司 一种用于高强度螺栓的钒钛铝钢铁材料及其制备方法
CN111448328B (zh) * 2018-03-29 2022-05-24 日本制铁株式会社 热冲压成形体
CN111448328A (zh) * 2018-03-29 2020-07-24 日本制铁株式会社 热冲压成形体
CN112969808A (zh) * 2018-10-30 2021-06-15 杰富意钢铁株式会社 螺栓用钢及其制造方法
CN112969808B (zh) * 2018-10-30 2022-09-13 杰富意钢铁株式会社 螺栓用钢及其制造方法
CN115003834A (zh) * 2020-01-21 2022-09-02 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂特性优异的高强度钢板
CN115003834B (zh) * 2020-01-21 2023-10-31 株式会社神户制钢所 耐延迟断裂特性优异的高强度钢板
CN115023600A (zh) * 2020-02-14 2022-09-06 杰富意钢铁株式会社 金属材料的延迟断裂评价方法
CN113462976B (zh) * 2021-06-29 2022-05-13 钢铁研究总院 一种高疲劳强度螺栓钢及其制备方法、螺栓的制造方法
CN113462976A (zh) * 2021-06-29 2021-10-01 钢铁研究总院 一种高疲劳强度螺栓钢及其制备方法、螺栓的制造方法
CN114107822A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法
CN115261724A (zh) * 2022-08-01 2022-11-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种超高强韧紧固件用钢及其生产方法和热处理工艺

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