TWI484045B - 耐延遲破壞性優良之加硼高強度螺栓用鋼及高強度螺栓 - Google Patents

耐延遲破壞性優良之加硼高強度螺栓用鋼及高強度螺栓 Download PDF

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Description

耐延遲破壞性優良之加硼高強度螺栓用鋼及高強度螺栓
本發明關於一種汽車或各種產業機械等所使用的螺栓用鋼、及使用此螺栓用鋼所得到的高強度螺栓，尤其是關於一種即使拉伸強度為1100MPa以上，也能夠發揮優良的耐延遲破壞性之加硼高強度螺栓用鋼及高強度螺栓。
現在，拉伸強度至1100MPa為止的螺栓，隨著改用加硼鋼而使價格越來越低廉化，然而強度更高的螺栓大多依然使用SCM等的規格鋼。在SCM規格鋼中大量添加了Cr或Mo等的合金元素，因此隨著鋼材成本降低的要求，減少Cr或Mo的SCM替代用鋼的需求正在提高。然而，若只是單純減少合金元素，則難以確保強度與耐延遲破壞性。
於是，使用利用了加硼所產生的淬火性提升效果的加硼鋼作為高強度螺栓的材料曾被提出來檢討。然而，隨著 強度上昇，耐延遲破壞性大幅惡化，因此難以適用於使用環境嚴苛的部位。
目前為止，已有文獻提出各種用來改善耐延遲破壞性的技術。例如在日本專利文獻1中提出了藉由規定V、N、Si等的含量來提升耐延遲破壞性的鋼材。然而，若只藉由規定上述成分的含量，則難以同時滿足強度與耐延遲破壞性、耐蝕性。
另外，在專利文獻2中提出了機械特性沒有偏差的變韌鐵鋼，然而變韌鐵組織的情況，伸線加工性或冷鍛造性惡化，因此難以適用於螺栓。
在專利文獻3中提出了熱處理形變小的表面硬化硼鋼，然而若進行浸炭淬火，則鋼材表層的硬度上升、耐延遲破壞性大幅劣化，因此難以適用於螺栓。
此外，在專利文獻4或專利文獻5中，藉由結晶粒微細化來謀求耐延遲破壞性的提升，然而僅具有結晶粒微細化的效果，而難以適用在更嚴苛的環境下。
為了改善耐延遲破壞性目前為止所提出的技術，任一者在強度、嚴苛環境下的耐延遲破壞性或製造面皆有問題。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2007-217718號公報
[專利文獻2]日本特開平05-239589號公報
[專利文獻3]日本特開昭61-217553號公報
[專利文獻4]日本特許第3535754號公報
[專利文獻5]日本特許第3490293號公報
本發明是在這種狀況之下完成，其目的在於提供一種加硼高強度螺栓用鋼，不需大量添加Cr或Mo等的高價合金元素，即使在1100MPa以上的拉伸強度，耐延遲破壞性也優良，以及由這種加硼高強度螺栓用鋼所構成之高強度螺栓。
可達成上述目的之本發明之加硼高強度螺栓用鋼，其所具有的要點為：分別含有C：0.23~未達0.40%(質量%的意思，以下相同)、Si：0.23~1.50%、Mn：0.30~1.45%、P：0.03%以下(不包括0%)、S：0.03%以下(不包括0%)、Cr：0.05~1.5%、V：0.02~0.30%、Ti：0.02~0.1%、B：0.0003~0.0050%、Al：0.01~0.10%、及N：0.002~0.010%，剩餘部分由鐵及無法避免的雜質所構成，且Si的含量[Si]與C的含量[C]之比([Si]/[C])為1.0以上，並且為肥粒鐵與波來鐵的混合組織。
此處所謂的肥粒鐵．波來鐵組織，基本上而言是肥粒鐵與波來鐵混合而成的組織。除了肥粒鐵、波來鐵以外，還有可能微量混入例如變韌鐵。肥粒鐵、波來鐵以外的組 織的比例不超過10面積%。
在本發明之加硼高強度螺栓用鋼之中，依照必要進一步含有Mo：0.10%以下(不包括0%)亦為有效，藉由含有Mo，可進一步改善加硼高強度螺栓用鋼的特性。
另一方面，可達成上述目的之本發明之高強度螺栓，其所具有的要點為：使用如上述般的鋼材(加硼高強度螺栓用鋼)，成形加工為螺栓形狀之後，在850℃以上、920℃以下加熱，進行淬火處理，然後進行回火處理。
本發明之高強度螺栓，其所具有的要點亦為：使用如上述般的鋼材(加硼高強度螺栓用鋼)成形加工為螺栓形狀之後，進行淬火處理，然後進行回火處理的高強度螺栓，0.1μm以上的析出物中所含有的V量與鋼材的V含量而得之下述(1)式所規定的V1值為10%以上。
VI值(%)=(0.1μm以上的析出物中所含有的V量/鋼材的V含量)×100…(1)
在本發明之高強度螺栓中，淬火回火後的螺栓軸部的沃斯田體結晶粒度號數係以8以上為佳。
在本發明中，藉由嚴密地規定化學成分組成，同時將Si與C的含量比([Si]/[C])之值控制在適當的範圍，可實現即使在嚴苛的環境下也能夠發揮優良的耐延遲破壞性的 加硼高強度螺栓用鋼，只要使用這樣的鋼材，即可實現耐延遲破壞性優良的高強度螺栓。
圖1表示[Si]/[C]對於拉伸強度或延遲破壞強度比所造成的影響之圖。
本發明人等針對不需大量添加Mo或Cr等的高價合金元素，即使拉伸強度為1100MPa以上的高強度也表現出優良的耐延遲破壞性的加硼鋼反覆潛心研究。結果發現，與其使拉伸強度為1100MPa以上的加硼鋼含有合金元素，不如盡量降低其C含量，如此一來能夠非常有效地確保耐延遲破壞性。已知減少C會導致強度不足，然而藉由將Si含量設定為與C含量同等以上[亦即，Si與C的含量比([Si]/[C])為1.0以上]，能夠充分彌補降低C含量造成的強度降低。
此外還發現藉由減低C含量，耐蝕性也會提升，然而為了確保在嚴苛環境下足夠的耐延遲破壞性，有效的方式是藉由將Si含量設定在與C含量同等以上，並且含有形成V或Ti的碳．氮化物的元素(「碳．氮化物」包括「碳化物」、「氮化物」或「碳氮化物」)，以使沃斯田體結晶粒微細化，進一步藉由調整其他各化學成分，可實現即使在1100MPa以上的拉伸強度也具有優良的耐延遲破壞性 的加硼鋼，而完成了本發明。另外，本發明之鋼材亦可因應必要，在螺栓成形前實施球狀化燒鈍處理。
C為可有效確保鋼強度的元素，而其若增加含量，則鋼的韌性或耐蝕性惡化，容易引起延遲破壞。另一方面，Si亦為可有效確保鋼強度的元素，然而其與延遲破壞的關係並不明確。於是，本發明人等針對Si對於延遲破壞所造成的影響進行調查。其結果，藉由使Si的添加量高於C的含量，可兼具1100MPa以上的拉伸強度與韌性、耐蝕性，因此能夠使拉伸強度與耐延遲破壞性達到高水準的平衡。
亦即，若欲僅藉由單獨添加C來確保1100MPa以上的拉伸強度，則鋼的耐蝕性惡化，鋼表面的氫產生量增加，就結果而言，侵入鋼中的氫量亦增加，延遲破壞容易發生。藉由添加Ti或V等的具有結晶粒微細化的效果的元素來謀求韌性的改善時，由於V碳化物在淬火的加熱時容易固溶，因此結晶粒微細化的效果小，另外，C增量對於耐蝕性惡化造成的影響也很大，因此並沒有出現明顯的改善效果。
相對於此，在複合添加C與Si的情況，能夠以Si來提高強度，因此相對而言可減少C的含量。亦即，藉由降低基材的C含量，並以不太會對鋼的耐蝕性造成影響的Si來確保強度，能夠使耐蝕性及耐延遲破壞性優良，可確保1100MPa以上的拉伸強度。另外，藉由減低C含量，基材的韌性也會上升，而且藉由添加Ti、V等的具有結晶 粒微細化效果的元素，可進一步提升韌性。
另外，Si會在V或Ti等的碳化物的周圍濃化，而會有抑制C的擴散的效果。藉此，在淬火時，V或Ti的碳化物不易溶解，釘紮效應增加，因此可進一步促進結晶粒之微細化。
在本發明之加硼螺栓用鋼之中，從上述旨趣看來，Si的含量[Si]與C的含量[C]之比([Si]/[C])必須在1.0以上。藉由這種方式，以Si來確保強度的部分，相對而言可使得C的添加量降低，而達到耐蝕性的提升，因此表現出優良的耐延遲破壞性。上述([Si]/[C])之比值宜為2.0以上，較佳為3.0以上。但是，即使上述比([Si]/[C])滿足1.0以上，在化學成分組成脫離適當範圍的情況，也會發生耐延遲破壞性其他特性劣化這樣的不良狀況。
因應C的含量來控制上述([Si]/[C])之比值的適當範圍也是有效的。具體而言，宜為(a)在C：0.23~未達0.25%時，將([Si]/[C])之比值定為2.0以上，(b)在C：0.25~未達0.29%時，將([Si]/[C])之比值定為1.5以上，(c)在C：0.29%以上時(亦即，未達0.29~0.40%)，將([Si]/[C])之比值定為1.0以上的構成。
為了使本發明之鋼材具有足以作為鋼材的基本特性，必須適當地調整C、Si、Mn、P、S、Cr、V、Ti、B、Al、N等的成分。對於這些成分的範圍作限定的理由如以下所述。
[C：0.23~未達0.40%]
C為形成碳化物以及確保作為高強度鋼所須的拉伸強度所不可欠缺的元素。為了發揮出這樣的效果，必須含有0.23%以上。但是，若含有過量的C，則導致韌性降低或耐蝕性惡化，耐延遲破壞性劣化。為了避免這種C的不良影響，必須使C含量未達0.40%。此外，C含量合適的下限為0.25%以上，更合適的下限設定為0.27%以上即可。另外，C含量合適的上限為0.38%以下，更合適的上限設定為0.36%以下即可。
[Si：0.23~1.50%]
Si在熔製時會發揮脫氧劑的作用，並且可作為強化基材的固溶元素，而為必須的元素，藉由含有0.23%以上，可確保充足的強度。另外，藉由添加Si，在淬火時碳氮化物變得不易固溶，因此隨著釘紮效應增加，可抑制結晶粒的粗大化。然而，若含有超過1.50%的過量Si，則即使實施球狀化燒鈍，鋼材的冷加工性也會降低，並且淬火時在熱處理過程中會助長粒界氧化，而使耐延遲破壞性劣化。此外，Si含量合適的下限為0.3%以上，更合適的下限設定為0.4%以上即可。另外，Si含量合適的上限為1.0%以下，更合適的上限設定為0.8%以下即可。
[Mn：0.30~1.45%]
Mn為提升淬火性的元素，且為達成高強度化的重要 元素。藉由含有Mn0.30%以上，可發揮出其效果。然而，若Mn含量過剩，則會助長往粒界的偏析，粒界強度降低，耐延遲破壞性反而降低，因此將1.45%定為上限。此外，Mn含量合適的下限為0.4%以上，更合適的下限設定為0.6%以上即可。另外，Mn含量合適的上限為1.3%以下，更合適的上限設定為1.1%以下即可。
[P：0.03%以下(不包括0%)]
P是以雜質的形式含於其中，然而若過量存在，則會發生粒界偏析，降低粒界強度，而使延遲破壞特性惡化。因此，將P含量的上限設定為0.03%。此外，P含量合適的上限為0.01%以下，更合適的上限設定為0.005%以下即可。
[S：0.03%以下(不包括0%)]
若S過量存在，則硫化物在結晶粒界偏析，而導致粒界強度的降低，耐延遲破壞性降低。因此，將S含量的上限設定為0.03%。此外，S含量合適的上限為0.01%以下，更合適的上限設定為0.006%以下即可。
[Cr：0.05~1.5%]
Cr為耐蝕性提升元素，藉由添加0.05%以上可發揮出效果。然而，若含有大量，則導致鋼材成本的增加，因此上限設定為1.5%。此外，Cr含量合適的下限為0.10%以 上，更合適的下限為0.13%以上。另外，Cr含量合適的上限為1.0%以下，更合適的上限為0.70%以下。
[V：0.02~0.30%]
V為碳．氮化物形成元素，藉由含有0.02%以上且與Si複合添加，在淬火時，V碳．氮化物變得不易固溶，因此發揮出結晶粒微細化的效果。然而，若含有大量，則會形成粗大的碳．氮化物，導致冷鍛造性的降低，因此將上限設定為0.30%。此外，V含量合適的下限為0.03%以上，更合適的下限為0.04%以上。另外，V含量合適的上限為0.15%以下，更合適的上限為0.11%以下。
[Ti：0.02~0.1%]
Ti為形成碳．氮化物的元素，藉由添加0.02%以上，結晶粒會微細化，韌性提升。另外，藉由使鋼中的N以TiN的形式固定化，自由態的B增加，因此可提升淬火性。然而，若Ti含量超過0.1%而過剩，則導致加工性的降低。此外，Ti含量合適的下限為0.03%以上，更合適的下限設定為0.045%以上即可。另外，Ti含量合適的上限為0.08%以下，更合適的上限設定為0.065%以下即可。
[B：0.0003~0.0050%]
B為可有效提升鋼的淬火性的元素，為了發揮其效果，必須含有0.0003%以上，並且與Ti複合添加。然 而，若B含量過剩而超過0.0050%，則韌性反而降低。此外，B含量合適的下限為0.0005%以上，更合適的下限設定為0.001%以上即可。另外，B含量合適的上限為0.004%以下，更合適的上限設定為0.003%以下即可。
[Al：0.01~0.10%]
Al對於鋼的脫氧而言為有效的元素，且藉由形成AlN，可防止沃斯田體粒的粗大化。另外，由於使N固定化，而使得自由態的B增加，因此淬火性提升。為了發揮出這樣的效果，必須將Al含量設定為0.01%以上。然而，即使Al含量超過0.10%而過剩，其效果也達到飽和。此外，Al含量合適的下限為0.02%以上，更合適的下限設定為0.03%以上即可。另外，Al含量合適的上限為0.08%以下，更合適的上限設定為005%以下即可。
[N：0.002~0.010%]
N會在熔製後的凝固階段與Ti或V結合而形成氮化物(TiN、VN)，而達成結晶粒的微細化，提升耐延遲破壞性。這樣的效果可藉由將N的含量定為0.002%以上而有效地發揮。然而，若大量形成TiN或VN，則在1300℃左右的加熱時不會溶解，會阻礙Ti碳化物的形成。另外，過剩的N對於延遲破壞特性反而有害，尤其若含量超過0.010%而成為過剩，則顯著降低延遲破壞特性。此外，N含量合適的下限為0.003%以上，更合適的下限設定為 0.004%以上即可。另外，N含量合適的上限為0.008%以下，更合適的上限設定為0.006%以下即可。
本發明所關連之高強度螺栓用鋼中的基本成分如以上所述，剩餘部分為鐵及無法避免的雜質(上述P、S以外的雜質)，而該無法避免的雜質，可依照原料、資材、製造設備等的狀況而容許夾雜元素的混入。另外，在本發明之加硼高強度螺栓用鋼中，除了上述成分之外，依照必要進一步含有Mo亦為有效。含有Mo時，適當的範圍及作用如以下所述。
[Mo：0.10%以下]
Mo為提升淬火性的元素，抗回火軟化性也高，因此亦為有效確保強度的元素。然而若含量高，則製造成本增加，因此設定在0.10%以下。此外，Mo含量合適的下限為0.03%以上，更合適的下限為0.04%以上。另外，Mo含量合適的上限為0.07%以下，更合適的上限為0.06%以下。
具有上述化學成分組成的加硼高強度螺栓用鋼，在將壓延前的鋼胚再加熱時，加熱至950℃以上，在800~1000℃的溫度區域進行完工壓延，製成線材或棒鋼形狀之後，以3℃/秒鐘以下的平均冷卻速度徐緩冷卻至600℃以下的溫度，藉此，壓延後的組織基本上會成為肥粒鐵與波來鐵的混合組織(會有表示為「肥粒鐵．波來鐵」的情形)。
[鋼胚再加熱溫度：950℃以上]
鋼胚再加熱時，必須使可有效讓結晶粒微細化的Ti或V的碳．氮化物固溶於沃斯田體域，為了達到此目的，宜將鋼胚的再加熱溫度設定在950℃以上。在此溫度未達950℃的情況，碳．氮化物的固溶量不足，在後續的熱壓延時，微細的Ti或V的碳．氮化物變得不易產生，因此淬火時之結晶粒微細化的效果減少。此溫度以1000℃以上為較佳。
[完工壓延溫度：800~1000℃]
在壓延時，必須使鋼胚再加熱時所固溶的Ti或V以微細的碳．氮化物的形式在鋼中析出，因此以將完工壓延溫度設定在1000℃以下為佳。若完工壓延溫度高於1000℃，則Ti或V的碳．氮化物不易析出，因此淬火時之結晶粒微細化的效果減少。另一方面，若完工壓延溫度變得過低，則會有壓延荷重的增加或表面瑕疵的發生增加，而變得不切實際，因此將其下限設定為800℃以上。此處，完工壓延溫度是設定在以最終壓延浴前或壓延輥群前的放射溫度計所能夠測得的表面的平均溫度。
[壓延後的平均冷卻速度：3℃/秒鐘以下]
在壓延後進行冷卻時，為了提升在後續螺栓加工時的成形性，使組織成為肥粒鐵．波來鐵組織是很重要的，為 了達到此目的，宜將壓延後的平均冷卻速度設定為3℃/秒鐘以下。若平均冷卻速度高於3℃/秒鐘，則產生變韌鐵或麻田散鐵，因此螺栓成形性大幅惡化。平均冷卻速度較佳的情況希望設定為2℃/以下。
本發明之加硼高強度螺栓用鋼，可依照必要實施或不實施球狀化處理，在成形加工為螺栓形狀之後，進行淬火及回火處理，使組織成為回火麻田散鐵，藉此可確保既定拉伸強度，並且具有優良的耐延遲破壞性。此時，淬火及回火處理的適當條件如以下所述。
為了安定地進行沃斯田體化處理，淬火時的加熱必須在850℃以上來進行。然而，若加熱至超過920℃這樣的高溫，則由於V碳．氮化物熔解，因此釘紮效應減少，結晶粒會粗大化，反而導致延遲破壞特性劣化。所以，為了防止結晶粒粗大化，有效的方式是在920℃以下加熱而進行淬火。此外，淬火時的加熱溫度合適的上限為900℃以下，更合適的上限為890℃以下。另外，淬火時的加熱溫度合適的下限為860℃以上，更合適的下限為870℃以上。
本發明之加硼高強度螺栓用鋼可藉由複合添加V與Si來抑制淬火時V系析出物的熔解，提高釘紮效應，而達成結晶粒的微細化。因此，在淬火後或淬火回火後的螺栓中會有V系析出物(含V的碳化物、含V的氮化物、含V的碳氮化物)殘存，其析出物(0.1μm以上的析出物)中所含有的V量，宜為鋼材的V含量的10%以上(下述(1)式所 規定的VI值為10%以上)。
藉由滿足這樣的條件，結晶粒可進一步微細化，並且藉由氫陷阱的效果，耐延遲破壞性會進一步提升。此VI值較佳為15%以上，更佳為20%以上。
VI值(%)=(0.1μm以上的析出物中所含有的V量/鋼材的V含量)×100…(1)
淬火之後的螺栓，其韌性及延性低，在此狀態下無法直接成為螺栓製品，因此必須實施回火處理。為了達到此目的，在至少350℃以上的溫度進行回火處理是有效的。但是，若回火溫度超過550℃，則上述化學成分組成的鋼材無法確保1100MPa以上的拉伸強度。
以上述方式淬火及回火後的螺栓，其軸部的沃斯田體結晶粒(舊沃斯田體結晶粒)愈微細化，耐延遲破壞性愈為提升，故為適合。從這樣的觀點看來，在螺栓軸部的沃斯田體結晶粒宜設定為結晶粒度號數(JIS G 0551)8以上。此結晶粒度號數較佳為9以上，更佳為10以上。
[實施例]
以下列舉實施例對本發明較具體地說明，然而本發明根本不受下述實施例所限制，理所當然地亦可在能夠符合前．後述旨趣的範圍適當地作變更而實施，該等任一者皆包括在本發明的技術範圍。
將下述表1所示的化學成分組成之鋼材(鋼種A~Y)熔製之後，進行壓延(鋼胚再加熱溫度：1000℃，完工壓延溫度：800℃)，製成直徑：14mm的線材。將各線材壓延後的組織合併記載於表1。在對前述壓延材料實施去鏽．被膜處理後，實施伸線、球狀化燒鈍，進一步實施去鏽．被膜處理後，實施完工伸線。此外，在表1之中，「-」所表示之處意指無添加。
組織的觀察，是藉由將壓延材橫切面包埋於樹脂之後，以SEM觀察D/4的位置來進行。在表1之中，壓延後的組織為「肥粒鐵．波來鐵」，是指肥粒鐵、波來鐵以外的組織為10面積%以下的情況。壓延後的組織為「變韌鐵多」，是指變韌鐵高於10面積%的情況。在鋼種S中，變韌鐵達到20%左右。
使用零件成型機，由所得到的鋼線以冷壓造製作出M12×1.25P、長度100mmL的凸緣螺栓，藉由凸緣部有無破裂，評估螺栓成形性(冷壓造性)(在後述表3之中，將凸緣部有破裂的情況表示為螺栓成形性「×」，凸緣部沒有破裂的情況表示為螺栓成形性「○」)。然後，以下述表2所示的條件實施淬火及回火。關於其他淬火回火條件，設定為：淬火的加熱時間：20分鐘、淬火的爐內氣體環境：大氣、淬火的冷卻條件：油冷(70℃)、回火的加熱時間：30分鐘、回火的爐內氣體環境：大氣、回火的冷卻條件：油冷(25℃)。
對於進行淬火及回火後的螺栓，依照以下的要領來評估VI值、軸部之結晶粒度、拉伸強度、耐蝕性及耐延遲破壞性。
(1)VI值的測定
螺栓中所含有的0.1μm以上的析出物中的V量，是使用萃取殘渣法來測定。此時，如表2所示般的回火條件下析出物中的V量，在淬火後(回火前)與回火淬火後的情況，析出物中的V量幾乎不變，因此，以淬火後(回火前)的螺栓作為對象，測定析出物中的V量。對於淬火後的螺栓，使用10%的乙醯基丙酮溶液，進行電解萃取殘渣測定，將析出物以孔隙0.1μm的網子回收之後，使用IPC發光分光分析法，測定析出物中所含有的V量。藉由將所得到的V量除以鋼材的V含量(鋼材全體的總V量)乘以100[前述(1)式]，求得VI值。
(2)沃斯田體結晶粒度的測定
將螺栓的軸部從橫切面(與螺栓的軸垂直的剖面。以下相同)切斷後，以光學顯微鏡觀察(倍率：400倍)D/4的位置(D為軸部的直徑)任意的0.039mm2 區域，依據JIS G 0551測定結晶粒度號數。測定是在4個視野中進行，將該等的平均值定為沃斯田體結晶粒度，將結晶粒度號數為8以上的情況定為合格(「○」)。
(3)拉伸強度的測定
螺栓的拉伸強度是依據JIS B1051進行拉伸測試而求得，將拉伸強度(拉伸強度)為1100MPa以上的情況定為合格。
(4)耐蝕性的評估
耐蝕性是將螺栓浸漬於15%HCl水溶液30分鐘時，依據浸漬前後的腐蝕損失量來評估。
(5)耐延遲破壞性的評估
耐延遲破壞性，是藉由將螺栓浸漬於15%HCl水溶液30分鐘，水洗及乾燥之後，施加一定的荷重，並且比較100小時以上不破裂的荷重來實施。此時，將酸浸漬後100小時以上不破裂的荷重除以不進行酸浸漬而進行拉伸測試時的最大荷重之值定義為延遲破壞強度比，將此值(延遲破壞強度比)為0.70以上的情況判斷為合格。
將這些結果與淬火及回火條件、淬火及回火後的組織一起合併記載於下述表2。
由這些結果，可如以下所述般進行考察。測試No.1~13的情況為滿足本發明所規定的條件[化學成分組成及比([Si]/[C])、組織]的例子(發明例)，可知能夠發揮出高強度以及優良的耐延遲破壞性。其中由測試No.1~3、6~8看來，能夠觀察到VI值的影響。可知VI值愈大，結晶粒變得愈細，耐延遲破壞性提升。
相對於此，測試No.14~30的情況不滿足本發明所規定的任一條件，任一特性皆劣化。亦即，測試No.14的情況為使用C含量少的鋼種(鋼種I)的例子，以通常的熱處理無法達成高強度。No.15為使用C含量過剩的鋼種(鋼種J)的例子，由於韌性降低，因此耐延遲破壞性惡化。
測試No.16的情況為使用Si含量少的鋼種(鋼種K)的例子([Si]/[C]之比亦未達1.0)，以通常的熱處理無法達成高強度，結晶粒的微細化亦不足。測試No.17~20雖然各添加元素的含量滿足要求(鋼種L、M、N、O)，然而[Si]/[C]之比未達1.0，因此耐蝕性惡化，延遲破壞強度比降低。
測試No.21為使用Mn含量少的鋼種(鋼種P)的例子，由於淬火性降低，因此無法達成高強度(其他評估並未進行)。測試No.22為使用Mn含量過剩的鋼種(鋼種Q)的例子，由於發生偏析，因此粒界強度降低，耐延遲破壞性變差。
測試No.23為使用P含量過剩的鋼種(鋼種R)的例子，由於P發生粒界偏析，粒界強度降低，耐延遲破壞性 惡化。測試No.24為使用S含量過剩的鋼種(鋼種S)的例子，由於硫化物在結晶粒界偏析，因此粒界強度降低，耐延遲破壞性惡化。
測試No.25為使用未添加Cr的鋼種(鋼種T)的例子，耐蝕性惡化，耐延遲破壞性變低。測試No.26為使用V少的鋼種(鋼種U)的例子，結晶粒並未充分微細化，因此韌性惡化，耐延遲破壞性變低。測試No.27為使用V含量過剩的鋼種(鋼種V)的例子，由於形成了粗大的碳．氮化物，因此冷壓造性(螺栓成形性)降低(其他評估並未進行)。
測試No.28的情況為使用未添加Ti的鋼種(鋼種W)的例子，由於產生BN，因此淬火性惡化，耐延遲破壞性降低。測試No.29為使用Ti含量過剩的鋼種(鋼種X)的例子，由於形成了粗大的碳．氮化物，因此冷壓造性(螺栓成形性)降低(其他評估並未進行)。
測試No.30為藉由使壓延後的冷卻速度高於3℃/秒鐘，而成為組織中大量含有變韌鐵的壓延線材的例子，即使進行球狀化燒鈍，硬度也並未充分下降，因此冷鍛造性惡化。將這些評估結果一併揭示於下述表3(將良好的情況定為「○」、劣化的情況定為「×」、「-」為未作評估)。
圖1表示測試No.1~13(發明例)與測試No.16~20(比較例)之中，[Si]/[C]對於拉伸強度(拉伸強度)或延遲破壞強度比所造成的影響。由此結果明顯可知，適當地控制[Si]/[C]，能夠有效製作出即使在1100MPa以上的拉伸強度，耐延遲破壞性也優良的產品。

Claims (5)

  1. 一種耐延遲破壞性優良的加硼高強度螺栓用鋼，其特徵為：分別含有：C：0.23~未達0.40%(質量%的意思，以下相同)、Si：0.23~1.50%、Mn：0.30~1.45%、P：0.03%以下(不包括0%)、S：0.03%以下(不包括0%)、Cr：0.05~1.5%、V：0.02~0.30%、Ti：0.02~0.1%、B：0.0003~0.0050%、Al：0.01~0.10%、及N：0.002~0.010%、剩餘部分由鐵及無法避免的雜質所構成，且Si的含量[Si]與C的含量[C]之比([Si]/[C])為1.0以上，並且為肥粒鐵與波來鐵的混合組織。
  2. 如申請專利範圍第1項之加硼高強度螺栓用鋼，其中進一步含有Mo：0.10%以下(不包括0%)。
  3. 一種耐延遲破壞性優良的高強度螺栓，其係使用如申請專利範圍第1或2項之高強度螺栓用鋼成形加工為螺栓形狀之後，在850℃以上、920℃以下加熱而進行淬火處理，然後進行回火處理。
  4. 一種耐延遲破壞性優良的高強度螺栓，其係使用如申請專利範圍第1或2項之高強度螺栓用鋼成形加工為螺栓形狀之後，進行淬火處理，然後進行回火處理的高強度螺栓，由0.1μm以上的析出物中所含有的V量與鋼材的V含量而得之下述(1)式所規定的VI值為10%以上：VI值(%)=(0.1μm以上的析出物中所含有的V量/鋼材的V含量)×100…(1)。
  5. 如申請專利範圍第3或4項之耐延遲破壞性優良的高強度螺栓，其中淬火及回火後的螺栓軸部的沃斯田體結晶粒度號數為8以上。
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