專利名稱：耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓及其制造方法，特別涉及具有1400MPa級(jí)或以上的抗拉強(qiáng)度且耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓及其制造方法。
背景技術(shù)：
有關(guān)汽車、機(jī)械、橋梁、土木建筑等各種產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的高強(qiáng)度螺栓，作為其原材料的鋼為例如JIS G 4104、JIS G 4105規(guī)定的鉻鋼(SCr)、鉻鉬鋼(SCM)，是C含量以質(zhì)量％計(jì)為0.20～0.35％的中碳鋼，對(duì)該鋼施以淬火、回火處理來進(jìn)行制造。但是，眾所周知，上述鋼材在抗拉強(qiáng)度超過1300MPa時(shí)，其氫脆的危險(xiǎn)性、特別在使用中從環(huán)境侵入的氫引起的延遲斷裂的危險(xiǎn)性增加。因此，例如面向建筑的場合，SCr、SCM鋼的適用現(xiàn)狀是，抗拉強(qiáng)度為1150MPa級(jí)的鋼材成為了上限，為了使其以上的高強(qiáng)度鋼材能夠安全使用，提高以耐延遲斷裂特性為代表的耐氫脆特性成為必須的條件。
作為使高強(qiáng)度鋼的耐延遲斷裂特性提高的以往的見解，例如在特公平3-243744號(hào)公報(bào)中提出使顯微組織中的原奧氏體晶粒微細(xì)化、以及使其貝氏體組織化等顯微組織控制是有效的。
關(guān)于原奧氏體晶粒的微細(xì)化技術(shù)，除了上述的從前技術(shù)以外，在特公昭61-64815號(hào)公報(bào)、特公昭64-4566號(hào)公報(bào)、特公平3-243745號(hào)公報(bào)中也曾經(jīng)提出。但無論哪一種場合，均未能達(dá)到耐延遲斷裂特性的大幅度改善，這一點(diǎn)已經(jīng)在特開2000-26934號(hào)公報(bào)中指出。
另外，使顯微組織中的原奧氏體晶粒貝氏體組織化的方法，盡管能看到耐延遲斷裂特性的改善效果，但是貝氏體組織化需要的制造成本升高是一個(gè)課題。加之，在將顯微組織做成貝氏體組織的場合，通常存在其強(qiáng)度比馬氏體組織的場合降低的傾向，特別為了確保本發(fā)明提出的抗拉強(qiáng)度為1400MPa或以上的高強(qiáng)度，合金化學(xué)成分的進(jìn)一步添加等對(duì)策成為必須條件，從而引發(fā)制造成本增加，經(jīng)濟(jì)效益甚微。
另一方面，在上述的特開2000-26934號(hào)公報(bào)中提出通過使俘獲了氫的氧化物、碳化物、氮化物的單獨(dú)或復(fù)合析出物在鋼中分散分布，使表現(xiàn)延遲斷裂的臨界氫量(以下記為極限擴(kuò)散氫量)增加，由此使耐延遲斷裂特性提高。在該發(fā)明中，使耐延遲斷裂特性提高的機(jī)理之一，可以列舉出靈活運(yùn)用淬火-回火處理生成的碳化物的方法。為了使該耐延遲斷裂特性提高，有必要對(duì)化學(xué)成分以及淬火回火等熱處理?xiàng)l件進(jìn)行限定以使俘獲氫的氧化物、碳化物、氮化物的單獨(dú)或復(fù)合析出物最佳地進(jìn)行分散分布。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的課題在于提供能夠有利防止伴隨高強(qiáng)度化而尤其作為問題出現(xiàn)的以延遲斷裂現(xiàn)象為代表的氫脆、且耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓及其制造方法。
針對(duì)上述課題，就鋼材的化學(xué)成分、制造方法、以及顯微組織形態(tài)進(jìn)行了潛心研討，特別對(duì)于制造方法，進(jìn)一步研討了包括螺栓制造工序在內(nèi)的加工以及顯微組織控制方法，才完成了本發(fā)明。本發(fā)明的要旨如下(1)一種耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)含有C0.2～0.6％、Si0.05～0.5％、Mn0.1～2％、Mo0.5～6％、Al0.005～0.5％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，抗拉強(qiáng)度為1400MPa或以上，同時(shí)螺紋底部的表層的壓縮殘余應(yīng)力為抗拉強(qiáng)度的10～90％。
(2)根據(jù)上述(1)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)還含有V0.05～1％、Ti0.01～1％、Nb0.01～1％中的1種、2種或更多種。
(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)還含有Cr0.1～2％、Ni0.05～1％、Cu0.05～0.5％、B0.0003～0.01％中的1種、2種或更多種。
(4)根據(jù)上述(1)～(3)的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于從螺紋底部的表面到至少50μm的表層部的原奧氏體晶粒的軸方向與半徑方向的縱橫尺寸比為2或以上。
(5)根據(jù)上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于從螺紋底部的表面到至少50μm的表層部的維氏硬度為460或以上。
(6)根據(jù)上述(1)～(5)的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于延遲斷裂極限擴(kuò)散性氫量為1ppm或以上。
(7)一種耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓的制造方法，其特征在于使用具有上述(1)～(3)的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼材，進(jìn)行螺栓的頭部以及軸部的成形加工，然后加熱到900℃～1100℃的溫度區(qū)并進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn)行580℃或以上的溫度區(qū)的回火處理，之后進(jìn)行螺紋滾軋。
(8)根據(jù)上述(7)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓的制造方法，其特征在于進(jìn)行上述螺紋滾軋后，再在150～500℃進(jìn)行加熱處理。
本發(fā)明對(duì)于抗拉強(qiáng)度為1400MPa或以上的高強(qiáng)度螺栓，能夠使以耐延遲斷裂特性為代表的耐氫脆特性大幅度提高。能夠適用于以汽車領(lǐng)域?yàn)槭椎臋C(jī)械、土木建筑領(lǐng)域中使用的高強(qiáng)度螺栓，構(gòu)件輕量化、高效率化、安全性提高等效果極為顯著。
具體實(shí)施例方式
首先，對(duì)于本發(fā)明，就限定鋼材的化學(xué)成分的理由進(jìn)行說明。還有，％表示質(zhì)量％。
C是作為對(duì)鋼強(qiáng)度的提高有效的成分而添加，在低于0.2％時(shí)，淬火熱處理時(shí)不能充分淬火，強(qiáng)度不足。另一方面，超過0.6％的過剩添加會(huì)發(fā)生強(qiáng)度的過分增加、裂紋敏感性增加等基本材質(zhì)特性的下降。因此C濃度的限定范圍設(shè)定為0.2～0.6％。
Si作為脫氧元素而起作用，此外是確保母材的強(qiáng)度所必要的成分，在低于0.05％時(shí)幾乎對(duì)強(qiáng)度提高不起作用，另一方面，在超過0.5％時(shí)，不能得到與添加量相匹配的效果，因此Si濃度的限定范圍設(shè)定為0.05～0.5％。
Mn為了確保母材的強(qiáng)度和韌性，有必要添加0.1％或以上，但是超過2％的添加會(huì)由于強(qiáng)度的過分增加和微觀偏析增大化等理由而損害耐氫脆特性。因此，Mn濃度的限定范圍設(shè)定為0.1～2％。
Mo是生成碳化物的合金元素。本發(fā)明清楚表明，由于該碳化物的析出，不僅可確保常溫以及高溫強(qiáng)度，而且其析出物的界面可作為氫的俘獲位置發(fā)揮作用。在低于0.5％時(shí)，不能發(fā)揮充分的強(qiáng)化、以及俘獲氫的功能；另一方面在超過6％時(shí)，淬透性過分地升高，損害母材韌性。因此，Mo濃度的限定范圍設(shè)定為0.5～6％。
Al是強(qiáng)力的脫氧元素，在低于0.005％時(shí)，不能得到充分的脫氧效果。另一方面，即使超過0.5％，其效果飽和。因此，Al濃度的限定范圍設(shè)定為0.005～0.5％。
除了上述的成分以外，本發(fā)明中可以有選擇地添加V、Ti、Nb中的1種、2種或更多種。
V是單獨(dú)地或者與其它碳化物、碳氮化物形成元素Mo、Ti、Nb復(fù)合地形成碳化物、碳氮化物而有利于析出強(qiáng)化以及氫俘獲能力提高的合金元素。在V添加量低于0.05％時(shí)，碳氮化物的析出量不充分，不能得到上述效果；另一方面，在超過1％時(shí)，碳氮化物的析出量過多，損害韌性。從以上的觀點(diǎn)出發(fā)，V濃度的限定范圍設(shè)定為0.05～1％。
Ti是單獨(dú)地或者與V和Nb復(fù)合地形成碳氮化物的合金元素，由于有利于析出強(qiáng)化，同時(shí)其析出物起著俘獲氫的功能，從而使延遲斷裂等耐氫脆特性提高。在Ti濃度低于0.01％時(shí)，其析出量不充分，因此作為析出強(qiáng)化以及俘獲氫的功能不充分；在超過1％的場合，固溶溫度升高，在工業(yè)上使用的加熱爐中的固溶不充分，會(huì)分散粗大的碳氮化物，對(duì)析出強(qiáng)化的作用以及俘獲氫的能力變得不充分。因此，Ti濃度的限定范圍設(shè)定為0.01～1％。
Nb是單獨(dú)地或與V和Ti復(fù)合地形成碳氮化物的合金元素，由于有利于析出強(qiáng)化，同時(shí)其析出物起著俘獲氫的功能，從而使延遲斷裂等耐氫脆特性提高。在Nb濃度低于0.01％時(shí)，其析出量不充分，因此析出強(qiáng)化以及俘獲氫的功能不充分；另一方面在超過1％的場合，固溶溫度升高，在工業(yè)上使用的加熱爐中的固溶不充分，會(huì)分散粗大的碳氮化物，對(duì)析出強(qiáng)化的作用以及俘獲氫的能力變得不充分。從以上的觀點(diǎn)出發(fā)，Nb濃度的限定范圍設(shè)定為0.01～1％。
其次，除了上述的成分以外，就本發(fā)明中選擇性添加的合金元素Cr、Ni、Cu、B的濃度范圍的規(guī)定理由進(jìn)行說明。
Cr.是為了提高淬透性以及使回火處理時(shí)的抗軟化能力增加的必要元素，在低于0.1％時(shí)，其效果不能充分發(fā)揮，另一方面，在超過2％時(shí)，會(huì)導(dǎo)致韌性降低和冷加工性劣化，因此Cr濃度的限定范圍設(shè)定為0.1～2％。
Ni為了使伴隨高強(qiáng)度化而劣化的延展性提高，同時(shí)為了使熱處理時(shí)的淬透性提高以使抗拉強(qiáng)度提高而進(jìn)行添加。在Ni濃度低于0.05％時(shí)，其效果很小，即使超過1％也不能發(fā)揮與濃度相匹配的效果，因此限定為0.05～1％。
Cu是對(duì)提高抗回火軟化而有效的元素，在低于0.05％時(shí)，不能發(fā)揮其效果，在超過0.5％時(shí)，熱加工性降低，因此限定為0.05～0.5％。
B具有抑制晶界破壞，使耐延遲斷裂特性提高的效果。而且，B偏析于原奧氏體晶界而使淬透性顯著提高，但在低于0.0003％時(shí)，不能發(fā)揮其效果，即使超過0.01％其效果也已經(jīng)飽和，因此B的濃度范圍限定為0.0003～0.01％。
在本發(fā)明中，盡管對(duì)于不可避免的雜質(zhì)P、S、N沒有特別的限定，但從使耐延遲斷裂特性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，P為0.015％或以下、S為0.06％或以下、N為0.01％或以下是優(yōu)選的條件。
其次，就本發(fā)明的螺栓螺紋底表層部的殘余應(yīng)力的限定理由進(jìn)行說明。
在固緊螺栓的場合，螺栓的長度方向上被賦予拉伸應(yīng)力。此時(shí)，應(yīng)力集中作用于螺紋底部，最終破裂時(shí)，該螺紋底部成為破裂起點(diǎn)。當(dāng)該螺紋底部被賦予壓縮殘余應(yīng)力的場合，在螺栓固緊時(shí)施加于螺紋底部的拉伸應(yīng)力與壓縮殘余應(yīng)力相抵消，從而起點(diǎn)部的應(yīng)力狀態(tài)被緩和，不容易發(fā)生延遲斷裂引起的破裂。該螺紋底部的表層的壓縮殘余應(yīng)力低于抗拉強(qiáng)度的10％時(shí)，由壓縮殘余應(yīng)力產(chǎn)生的抵消拉伸應(yīng)力的效果不充分，延遲斷裂的抑制效果甚微，另一方面，即使螺紋底部的表層的壓縮殘余應(yīng)力超過抗拉強(qiáng)度的90％，其效果也會(huì)飽和，因此壓縮殘余應(yīng)力限定為抗拉強(qiáng)度的10～90％。
其次，就對(duì)螺紋底部的表層的顯微組織進(jìn)行限定的理由進(jìn)行說明。延遲斷裂起點(diǎn)部周圍的破裂面主要是晶界裂紋。從螺紋底部發(fā)生的裂紋向中心部傳播時(shí)，與非扁平形狀的情況相比，原奧氏體晶粒沿軸向呈扁平形狀時(shí)，晶界相對(duì)于半徑方向以近于垂直的角度分布，原奧氏體晶粒產(chǎn)生的裂紋傳播阻力增加。如果用原奧氏體晶粒在軸方向和半徑方向的縱橫尺寸比表示該裂紋傳播阻力，該縱橫尺寸比為2或以上時(shí)，在裂紋傳播方向與晶界面之間可以確保充分的角度，充分發(fā)揮作為裂紋傳播阻力的作用。而且，晶界裂紋從破裂起點(diǎn)的表層外表面向半徑中心方向分布到大致50μm的厚度，限定了該區(qū)域的縱橫尺寸比。從以上的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)于螺紋底部表層的顯微組織的限定條件，用從表面到至少50μm的表層部的原奧氏體晶粒在軸方向和半徑方向的縱橫尺寸比表示，設(shè)定為2或以上。
另外，為了使耐氫脆特性提高，除了如上述那樣提高表層部分的裂紋傳播阻力的方法以外，還可以列舉出使氫俘獲能力提高的方法。即，指的是通過使氫俘獲位置分布于表層部，來使最終氫脆破裂的極限擴(kuò)散性氫量(參照《鐵和鋼(鉄と鋼)》，Vol.83(1997)，p454)提高，從而使耐氫脆特性提高的機(jī)理。作為能夠賦予表層部的具體的氫俘獲位置，可以考慮通過冷加工或溫?zé)峒庸ざ胛诲e(cuò)，因此用伴隨加工而升高的硬度值來規(guī)定提高耐氫脆特性的條件。在以JIS Z 2244為基準(zhǔn)的維氏硬度值低于460的場合，則加工引入的位錯(cuò)密度的升高不充分，因此作為具體的條件，維氏硬度值設(shè)定為460或以上。而且，將應(yīng)該確保該硬度的區(qū)域限定為從表面沿半徑中心方向到至少50μm的厚度是由于如上所述，晶界裂紋是從破裂起點(diǎn)的表層沿半徑中心方向分布到大致50μm的厚度，因此為了使耐氫脆特性提高，使該區(qū)域的氫俘獲量提高成為必要條件。
其次，就螺栓的延遲斷裂極限擴(kuò)散性氫量(參照《鐵和鋼》，Vol.83(1997)，p454)規(guī)定為1ppm或以上的理由進(jìn)行說明。在許多的使用環(huán)境中，從環(huán)境侵入的氫量大多低于1ppm，因此作為螺栓的延遲斷裂極限擴(kuò)散性氫量的限定條件，將不發(fā)生延遲斷裂的極限擴(kuò)散性氫量設(shè)定為1ppm或以上。還有，將極限擴(kuò)散性氫量設(shè)定為1ppm或以上，可以如上述那樣，通過如下的方法來實(shí)現(xiàn)，即選定化學(xué)成分、熱處理?xiàng)l件以及位錯(cuò)引入等加工條件等，從而使發(fā)揮氫俘獲功能的析出物分散分布。
本發(fā)明所限定的化學(xué)成分的限定范圍，被包含在全部合金碳氮化物能夠析出的區(qū)域內(nèi)，因此為了使該合金碳氮化物作為氫俘獲位置發(fā)揮作用，用淬火處理使合金元素固溶之后接著進(jìn)行回火處理使合金碳氮化物再析出的工藝是必須的。此時(shí)，將淬火前的固溶處理溫度區(qū)設(shè)定為900℃～1000℃，是由于在低于900℃時(shí)，固溶不充分而殘存未固溶的碳化物，對(duì)強(qiáng)度提高以及延遲斷裂特性提高不能有效發(fā)揮作用；而超過1000℃時(shí)，奧氏體晶粒的長大變得顯著，由于晶粒粗大化而發(fā)生以低應(yīng)力破壞為代表的強(qiáng)度下降。關(guān)于淬火，如果確?？梢缘玫今R氏體組織的冷卻速度，則淬火介質(zhì)及其溫度沒有特別限定。而且，淬火介質(zhì)可以列舉出油、水、氣體流體等。而回火溫度限定為580℃或以上，是由于采用低于580℃的回火溫度時(shí)再析出不充分的緣故。
上述熱處理后進(jìn)行螺紋滾軋，這是為了對(duì)容易成為延遲斷裂等氫脆的起點(diǎn)的螺栓螺紋底部通過引入上述那樣的加工而提高耐氫脆特性。在用熱加工進(jìn)行螺紋滾軋的場合，由于原奧氏體晶粒在軸方向和半徑方向的縱橫尺寸比升高，從而其裂紋傳播阻力增加，耐氫脆特性提高；另一方面，當(dāng)用冷加工或溫?zé)峒庸みM(jìn)行螺紋滾軋的場合，由于表層部引入了位錯(cuò)，氫俘獲能力提高，從而耐氫脆特性提高。
螺紋滾軋后在150～500℃實(shí)施加熱處理的目的在于通過抑制表層部的過分硬度升高而使裂紋敏感性降低，從而使耐氫脆特性提高。在低于150℃的溫度時(shí)，硬度升高的抑制不充分，而高于500℃的溫度時(shí)，硬度降低顯著，因此限定為150～500℃的溫度范圍。
實(shí)施例1以下，根據(jù)實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明的效果。從具有表1和2所示化學(xué)成分的供試材料制造圓棒鋼材，并按照固溶、淬火、回火的次序施以熱處理。在此，淬火處理是實(shí)施60℃的油淬。螺紋滾軋分類為回火后實(shí)施(表中記為“熱處理后”)和固溶淬火前實(shí)施(表中記為“熱處理前”)這2個(gè)水準(zhǔn)。而且，關(guān)于對(duì)“熱處理后”進(jìn)行了螺紋滾軋的螺栓再次進(jìn)行熱處理的條件，在“螺紋滾軋后再熱處理溫度”的欄內(nèi)記載其熱處理溫度。在該欄內(nèi)，空白是表示螺紋滾軋后沒有實(shí)施再熱處理。
關(guān)于縱橫尺寸比、壓縮殘余應(yīng)力以及硬度的規(guī)定范圍，是對(duì)表層部進(jìn)行限定。在此，記為表層部，是指從螺栓表面向中心部直到50μm厚度的區(qū)域。關(guān)于縱橫尺寸比，將螺栓沿垂直于軸向的方向切斷鋼材，并對(duì)斷面進(jìn)行微觀觀察，由此求出其值。在導(dǎo)出該值時(shí)，用光學(xué)顯微鏡對(duì)隨意選出的20個(gè)或更多個(gè)原奧氏體晶粒的縱橫尺寸比進(jìn)行測定，采用其平均值。關(guān)于硬度，對(duì)與上述同樣的斷面表層部以500gf載荷測定3點(diǎn)或更多點(diǎn)的顯微維氏硬度，采用其平均值。關(guān)于壓縮殘余應(yīng)力，用X射線衍射法進(jìn)行測定，以對(duì)抗拉強(qiáng)度的比例(％)表示。
極限擴(kuò)散性氫量，用電解充氫法(在將鋼材浸漬于硫代氰酸銨水溶液中的狀態(tài)下使鋼材表面產(chǎn)生陽極電位，從而使氫進(jìn)入鋼材中的方法)在螺栓中引入各種濃度的氫，通過表面鍍Cd防止氫從螺栓中逃逸，然后對(duì)螺栓以抗拉強(qiáng)度的90％的拉伸應(yīng)力條件進(jìn)行恒定載荷試驗(yàn)，最大保持100hr，其間對(duì)破裂的螺栓以及沒有破裂的螺栓采用氣相色譜裝置的升溫分析法測定氫量，將沒有破裂的螺栓的最大氫量定義為極限擴(kuò)散性氫量，評(píng)價(jià)其氫濃度。還有，所謂擴(kuò)散性氫量，是指在室溫下放置時(shí)逃逸的氫，本發(fā)明中，定義為用100℃/hr的升溫分析法得到的從室溫到400℃釋放的氫的累計(jì)量。
本發(fā)明鋼是表1中的試驗(yàn)No.1～16。作為比較鋼，表示為試驗(yàn)No.17～37，其成分、制造條件(熱處理、螺紋滾軋時(shí)機(jī))、表層部的顯微組織(縱橫尺寸比)以及機(jī)械特性(壓縮殘余應(yīng)力、維氏硬度)、極限擴(kuò)散氫量中至少任一項(xiàng)或多項(xiàng)脫離本發(fā)明的權(quán)利要求范圍。
此外，在表2的比較鋼的成分條件、制造條件、顯微組織以及機(jī)械特性的數(shù)據(jù)中，對(duì)偏離本發(fā)明的權(quán)利要求范圍的數(shù)據(jù)附加下橫線加以表示。
表1

*低應(yīng)力破裂表2

*低應(yīng)力破裂
權(quán)利要求
1.一種耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)含有C0.2～0.6％、Si0.05～0.5％、Mn0.1～2％、Mo0.5～6％、Al0.005％～0.5％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，抗拉強(qiáng)度為1400MPa或以上，同時(shí)螺紋底部的表層的壓縮殘余應(yīng)力為抗拉強(qiáng)度的10～90％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)還含有V0.05～1％、Ti0.01～1％、Nb0.01～1％中的1種、2種或更多種。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)還含有Cr0.1～2％、Ni0.05～1％、Cu0.05～0.5％、B0.0003～0.01％中的1種、2種或更多種。
4.根據(jù)權(quán)利要求1～3的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于從螺紋底部的表面到至少50μm的表層部的原奧氏體晶粒在軸方向和半徑方向的縱橫尺寸比為2或以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求1～4的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于從螺紋底部的表面到至少50μm的表層部的維氏硬度為460或以上。
6.根據(jù)權(quán)利要求1～5的任何一項(xiàng)所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓，其特征在于延遲斷裂極限擴(kuò)散性氫量為1ppm或以上。
7.一種耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓的制造方法，其特征在于使用具有權(quán)利要求1～3的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼材，進(jìn)行螺栓的頭部以及軸部的成形加工，然后加熱到900℃～1100℃的溫度區(qū)并進(jìn)行淬火處理，然后進(jìn)行580℃或以上的溫度區(qū)的回火處理，之后進(jìn)行螺紋滾軋。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓的制造方法，其特征在于進(jìn)行上述螺紋滾軋后，再進(jìn)行150～500℃的加熱處理。
全文摘要
提供能夠有利防止伴隨高強(qiáng)度化而作為問題出現(xiàn)的以延遲斷裂現(xiàn)象為代表的氫脆、且耐延遲斷裂特性優(yōu)良的高強(qiáng)度螺栓及其制造方法，所述高強(qiáng)度螺栓以質(zhì)量％計(jì)含有C0.2～0.6％、Si0.05～0.5％、Mn0.1％～2％、Mo0.5～6％、Al0.005％～0.5％，抗拉強(qiáng)度為1400MPa或以上，螺紋底表層的壓縮殘余應(yīng)力為抗拉強(qiáng)度的10～90％。此外，從螺紋底部的表面到至少50μm的表層部的原γ晶粒在軸方向和半徑方向的縱橫尺寸比為2或以上，而且，該表層部的硬度為Hv460或以上。另外，在制造方法中，使用具有上述成分的鋼材來成形螺栓頭部以及軸部，然后加熱到900℃～1100℃并進(jìn)行淬火后，于580℃或以上的溫度進(jìn)行回火，然后進(jìn)行螺紋滾軋。
文檔編號(hào)C21D1/18GK1900344SQ200610105980
公開日2007年1月24日 申請(qǐng)日期2006年7月21日 優(yōu)先權(quán)日2005年7月22日
發(fā)明者吉田卓, 樽井敏三, 久保田學(xué), 松田英樹, 大谷忠司, 水野孝樹 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社, 本田技研工業(yè)株式會(huì)社