專利名稱：耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼及其成型品的制造方法
技術領域：
本發明涉及耐延遲斷裂特性優良的鋼及其成型品的制造方法，特別涉及適合于制造抗拉強度為1600MPa或以上的高強度螺栓且耐延遲斷裂特性優良的鋼及其成型品的制造方法。
背景技術：
伴隨汽車和產業機械的高性能化、輕量化以及建筑結構物的大型化，要求高強度螺栓用鋼的開發。
現在，通常作為高強度螺栓用鋼使用的鋼種為JIS規定的SCM435、SCR435等低合金結構用鋼，通過施以淬火、回火處理來進行制造。但是，這些鋼種在抗拉強度超過1200MPa時，耐延遲斷裂特性急劇下降，在螺栓使用中由于延遲斷裂而產生破斷的危險性增大，因此不能實用于該水平以上的高強度化。
以耐延遲斷裂特性的改善為目的的高強度螺栓用鋼由各公司提出了方案。例如，在特開平5-148576號公報、特開平5-148580號公報中，記載了這樣的發明通過防止螺栓在熱處理中產生的輕滲碳和晶界氧化、以及增加Mo量以設法提高抗回火軟化性，從而提高耐延遲斷裂特性。
而且，例如在特許第2739713號公報中，記載了這樣的發明通過復合添加Mo和V以極力防止Fe3C的生成，從而提高1400MPa級螺栓的耐延遲斷裂特性。
此外，例如在特開2001-32044號公報中，記載了通過較多量地添加Mo，并進行高溫回火而提高1500MPa級或以上的螺栓的耐延遲斷裂特性的發明。這對于提高抗拉強度為1500～1700MPa左右的螺栓的耐延遲斷裂特性是有效的技術。
然而，采用上述特開平5-148576號公報和特開平5-148580號公報所述的發明，在適用于1500MPa級或以上的高強度螺栓的場合，耐延遲斷裂特性并不充分，實用化困難。而且，也沒有給出回火溫度的最佳范圍。其實施例所記載的抗拉強度的最大值也只不過在147.0kgf/mm2(1441MPa)。
此外，采用特許第2739713號公報所述的發明，在適用于1600MPa級或以上的高強度螺栓的場合，耐延遲斷裂特性稱不上充分，實用化困難。而且，也沒有給出回火溫度的最佳范圍。其實施例所記載的抗拉強度的最大值也不過在158.7kgf/mm2(1555MPa)。
而且，從建筑結構物和機械部件的輕量化和高性能化的觀點出發，螺栓的強度水平越高越理想，但是在要求超1600～2000MPa級的更高強度化的場合，對于1700MPa或以上的強度，上述特開2001-32044號公報所述的發明不能適合，而即使在1600～1700MPa的強度范圍，如果外部環境變得苛刻，則耐延遲斷裂特性也會下降，因此超1600～2000MPa的強度水平的高強度螺栓尚未實用化是目前的現狀。
如上所述，具有超1600～2000MPa的強度水平且耐延遲斷裂特性優良的高強度螺栓在目前還沒有。
發明內容
于是，本發明以有利于解決以上的課題，提供耐延遲斷裂特性優良的鋼及其成型品的制造方法為目的。特別以提供抗拉強度即便是超過1600MPa的高強度，其延遲斷裂特性也比現在作為1000MPa級螺栓而大量使用的SCM435更優良的鋼及其成型品的制造方法為目的。
本發明的要旨如下(1)一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計含有C0.20～0.60％、Si0.50％或以下、Mn大于0.10％但不超過3％、Al0.005％～0.1％、Mo大于3.0％但不超過10％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質構成。
(2)根據上述(1)所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計還含有W0.01～10％、V0.05～1％、Ti0.01～1％、Nb0.01～1％中的1種、2種或更多種。
(3)根據上述(1)或(2)所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計還含有Cr0.10～2％、Ni0.05～1％、Cu0.05～0.5％、B0.0003～0.01％中的1種、2種或更多種。
(4)一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的高強度螺栓，其特征在于其具有上述(1)～(3)的任何一項所述的鋼成分，金屬組織呈現淬火回火組織。
(5)一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼成型品的制造方法，其特征在于將上述(1)～(3)的任何一項所述的鋼成型為所期望的形狀后，進行淬火，然后在500～750℃的溫度范圍進行回火。
(6)根據上述(5)所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼成型品的制造方法，其特征在于上述所期望的形狀是螺栓形狀。
根據本發明，能夠提供抗拉強度為1600MPa級或以上的高強度且耐延遲斷裂特性優良的鋼、鋼成型品、螺栓等，例如在適用了本發明的螺栓中，通過螺栓的固緊軸向力的增加、以及減小尺寸而輕量化等，能夠大大地有利于結構物、機械部件的輕量化和高性能化等、本發明的效果是非常大的。
圖1是用于確認本發明的效果的帶有環狀切口凹槽的延遲斷裂試片的示意說明圖。
具體實施例方式
本發明者等就影響延遲斷裂特性的各種因素進行潛心研究，發現以下的見解。即(1)回火溫度對高強度鋼的延遲斷裂特性的影響很大，對于具有同樣的抗拉強度的鋼材的耐延遲斷裂特性進行比較，回火溫度越高，其耐延遲斷裂特性越提高。這是因為回火溫度越高，則在原奧氏體晶界析出的滲碳體的形態越是球狀化從而晶界的結合力越是增加，以及基體的位錯等缺陷密度減小并且對氫的脆化敏感性下降的緣故。
(2)為了使1600MPa級或以上的高強度鋼的耐延遲斷裂特性與現在廣泛實用化的SCM435的1000MPa級的耐延遲斷裂特性處于同等程度，有必要將回火溫度設定為至少500℃或以上。
(3)為了將回火溫度設定在上述溫度范圍，并且得到1600MPa級或以上的高強度，比從前的鋼添加多得多的Mo(超過3％)，并最大限度地發揮回火時的Mo碳化物帶來的析出強化是有效的。這是由于與通過合金碳化物的析出而能夠獲得析出強化的其它合金元素(Nb、Ti、V等)相比，Mo在奧氏體中的溶解度較大，在淬火熱處理的加熱(以下僅稱為淬火加熱)時能夠大量地固溶在基體中，所以對于回火時得到大的析出強化量是極其有利的。另外，由于Mo的大量添加，Mo碳化物在淬火加熱時存在未固溶的情況，但是即使存在未固溶狀態的Mo碳化物，對延遲斷裂特性的不利影響也較小，因此Mo大量添加的害處較小。再者，除了Mo以外，組合添加V、W而同時運用V、W碳化物的析出強化時，可獲得更好的效果。還有，在能得到所期望的抗拉強度的范圍內，越是提高回火溫度，則耐延遲斷裂特性也越是提高，因此提高回火溫度而將抗拉強度調低，可獲得更加優良的耐延遲斷裂特性。
(4)通過將晶界偏析的雜質P、S量限定在一定量或以下，可以實現原奧氏體晶界的強化，提高耐延遲斷裂特性。
(5)通過極力降低鐵素體的固溶強化元素Si，可以彌補由于Mo的大量添加引起的冷鍛性的降低，在不損害螺栓的冷鍛性的情況下實現高強度化。
以下，就本發明進行詳細說明。
CC是對獲得強度有效的元素，因此添加0.20％或以上，但是超過0.60％添加時，冷鍛性、韌性以及耐延遲斷裂特性降低，因此有必要設定為0.20～0.60％的范圍。從強度與冷鍛性、韌性、耐延遲斷裂特性的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.30～0.45％。
MnMn是對提高淬透性的有效元素，同時通過以MnS的形式固定鋼中的S，從而具有防止熱脆性的效果，而且通過降低A3點而抵消大量添加Mo引起的淬火加熱溫度(奧氏體化溫度)的上升，由此具有防止晶粒粗大化和制造性降低的效果，因此添加量超過0.10％，但是超過3％添加時，則耐延遲斷裂特性和冷鍛性降低，因此有必要設定為大于0.10％但不超過3％的范圍。從淬透性與耐延遲斷裂特性、冷鍛性的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.30～1.5％。
MoMo是通過回火時因析出微細的Mo碳化物而產生顯著的二次硬化，并使高溫回火成為可能，從而使耐延遲斷裂特性顯著提高的元素。在500℃或以上的回火溫度范圍，為了通過Mo碳氮化物的析出硬化而得到1600MPa級或以上的高強度，有必要添加超過3.0％的Mo，但超過10％添加時，其效果飽和，只會導致材料成本的提高，因此有必要設定為大于3.0％但不超過10％的范圍。從二次硬化和材料成本上升的平衡的觀點出發，優選的范圍為3.1～6.0％。
AlAl是鋼的脫氧所必要的元素，同時形成氮化物而具有使原奧氏體晶粒變得微細的效果，因此添加0.005％或以上，但超過0.1％添加時，不僅效果飽和，而且氧化鋁系夾雜物增加，韌性降低，因此有必要設定為0.005～0.1％的范圍。從原奧氏體晶粒的微細化與夾雜物增加的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.010～0.050％。
SiSi是對鋼的脫氧有效的元素，但超過0.50％添加時，冷鍛性顯著降低，因此有必要限定為0.50％或以下。從冷鍛性的觀點出發，優選的范圍為0.10％或以下。
WW具有與Mo同樣的效果，因此根據需要添加0.01％或以上，但超過10％添加時，其效果飽和，只會導致材料成本的上升，因此有必要設定為0.01～10％的范圍。從二次硬化和材料成本上升的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.5～3.0％。
VV是具有使原奧氏體晶粒變得微細的效果，同時通過回火時引起顯著的二次硬化，且使高溫回火成為可能，從而使耐延遲斷裂特性提高的元素，因此根據需要添加0.05％或以上，但超過1％添加時，其效果飽和，只會導致材料成本的上升，因此有必要設定為0.05～1％的范圍。從原奧氏體晶粒的微細化、二次硬化與材料成本上升的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.10～0.35％。
TiTi與Al、Nb、V一樣，具有使晶粒變得微細的效果，同時將鋼中的固溶N以氮化物的形式加以固定，具有使耐延遲斷裂特性提高的效果，因此根據需要添加0.01％或以上，但超過1％添加時，不僅效果飽和，而且冷鍛性降低，因此有必要設定為0.01～1％的范圍。從原奧氏體晶粒的微細化與冷鍛性的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.01～0.05％。
NbNb與Al、Ti、V一樣，具有使晶粒變得微細的效果，因此根據需要添加0.01％或以上，但超過1％添加時，不僅效果飽和，而且冷鍛性降低，因此有必要設定為0.01～1％的范圍。從原奧氏體晶粒的微細化與冷鍛性的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.01～0.05％。
CrCr是對提高淬透性有效的元素，并且具有對鋼賦予抗回火軟化的效果，因此根據需要添加0.10％或以上，但超過2％添加時，冷鍛性降低，因此有必要設定為0.10～2％的范圍。
NiNi是使伴隨高強度化而劣化的延展性提高，同時使耐蝕性提高的元素，因此，根據需要添加0.05％或以上，即使超過1％添加，也不能得到與添加量相匹配的效果，因此有必要設定為0.05～1％的范圍。從延展性、耐蝕性的提高與材料成本上升的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.30～0.70％。
CuCu是使對環境的耐蝕性提高的元素，因此，根據需要添加0.05％或以上，但是超過0.5％添加時，熱加工性下降，鋼的制造性降低，因此有必要設定為0.05～0.5％的范圍。從耐蝕性的提高與熱加工性的降低的平衡的觀點出發，優選的范圍為0.10～0.30％。
BB少量添加便具有提高淬透性的效果，同時偏析于原奧氏體晶界而強化晶界，具有使耐延遲斷裂特性提高的效果，因此根據需要添加0.0003％或以上，但是超過0.01％添加時，效果飽和，因此有必要設定為0.0003～0.01％的范圍。優選范圍為對淬透性的提高不會過分缺少的0.0010～0.0030％。
關于P、S，本發明沒有規定其含量，鋼中的P、S是使耐延遲斷裂特性降低的元素，因此盡量減低較為理想，其優選的范圍為0.010％或以下。
關于N，本發明沒有特別規定其含量，通常鋼中含有20～150ppm左右的N。如果是如本發明那樣合金元素的添加量比較多的成分體系的情況，為了在淬火加熱時合金碳化物的固溶，某些場合要將加熱溫度設定在比從前高的溫度，但是如果高溫化，則晶粒變得粗大，有可能損害機械性能。在這種場合，為了防止晶粒的粗大化，也可以通過積極添加Ti和N并形成TiN來實現晶粒細化。在該場合下的N的優選范圍為0.0080～0.0150％。在不要求TiN細化晶粒的場合，也可以使N含量比上述范圍少。
關于O，本發明對其含量沒有特別規定，但O含量多時，Al2O3等夾雜物增多，在進行冷鍛造時，有時成為裂紋的起點，因此盡量減低較為理想。其優選范圍為0.0015％或以下。
本發明沒有特別規定二次加工工序，但對于在部件的制造過程中要求冷鍛工序的部件，為了使冷鍛性提高，對熱軋后的材料也可以施以退火或者球化退火處理。此外，如果是要求材料的尺寸精度的螺栓，在冷鍛之前一般進行拔絲。
能最好地發揮上述成分鋼的效果的方法是以下說明的鋼的制造方法。
能最好地發揮上述成分鋼的效果的方法是以下說明的鋼的制造方法。
將上述成分的鋼通過鍛造、切削等成形為所期望的形狀后，為了對鋼賦予強度，加熱至Ac3點或以上的溫度后，通過水冷或油冷進行淬火處理。在加熱溫度過低時，Mo、W、V的碳化物固溶不充分，回火時不能得到充分的析出強化，因此不能得到所期望的特性。另一方面，在加熱溫度過高時，會導致晶粒的粗大化，導致韌性以及耐延遲斷裂特性的劣化。而且，在作業方面，熱處理爐的爐體以及附屬部件的損傷變得顯著，制造成本升高，因此不優選加熱到太高溫度。在本發明的成分范圍內，淬火加熱溫度優選設定為900～1150℃。
為了對鋼賦予規定的強度以及韌性和延展性，有必要在淬火后進行回火。回火一般在150℃～Ac1點的溫度范圍進行，在本發明中有必要限定在500℃～750℃的溫度范圍。其理由是由于在不足500℃時，不能將晶界析出的滲碳體的形態球狀化而增加晶界的結合力，不能得到與SCM435的1000MPa級同等或以上的耐延遲斷裂特性，而且回火時析出的Mo、W、V碳化物所產生的析出強化在500℃或以上時明顯表現出來。另一方面，在回火溫度超過750℃時，上述碳化物粗大化，不利于析出強化，因此難以得到1600MPa級或以上的抗拉強度。優選的范圍是能夠同時得到耐延遲斷裂特性的提高和高的抗拉強度的550℃～650℃。
還有，根據本發明，可以得到抗拉強度為1600MPa級或以上的耐延遲斷裂特性良好的鋼及其成型品(例如高強度螺栓)，但在能夠得到所期望的抗拉強度的范圍內，回火溫度越提高，則耐延遲斷裂特性也越是提高，因此如果提高回火溫度而將抗拉強度調整得低些，可以得到比從前提出的高強度鋼(例如特開2001-32044號公報所述的發明)更加優良的耐延遲斷裂特性。
實施例1以下，根據實施例進一步說明本發明。
連續鑄造具有表1所示成分組成的轉爐鋼錠，根據需要經過均熱擴散處理工序、開坯工序制作162mm方的軋制坯料。接著，通過熱軋制作成線材形狀。表1中的鋼代號A～N為本發明鋼，其它鋼為比較鋼。
其次，為了調查這些材料的耐延遲斷裂特性，制作了螺栓。對軋材根據需要施以退火或球狀化退火，通過冷鍛成形為螺栓形狀。然后，以規定的條件進行加熱，在油槽中進行淬火，并以表2的條件進行回火。表2的No.1～16為本發明例，其它為比較例。從上述工序所制作的螺栓通過機械加工制作以JIS Z 22014號試片為基準的拉伸試片、以及圖1所示的帶有環狀切口凹槽的延遲斷裂試片，調查機械性能以及延遲斷裂特性。使用《鐵和鋼(鉄と鋼)》，Vol.83(1997)，p454所記載的極限擴散性氫量進行延遲斷裂試驗。極限擴散性氫量為0.5ppm或以下者判斷為延遲斷裂特性不良。從表2可知，本發明例的回火溫度均為500℃或以上，抗拉強度均為1600MPa級或以上，且極限擴散性氫量均為0.5ppm以上，因此盡管高強度，耐延遲斷裂特性仍然優良。與此相對照，比較例的No.17的鋼成分是鋼代號A，并且在本發明的范圍內，但是由于回火溫度不足500℃，因此極限擴散性氫量較低，延遲斷裂特性差。No.18是將從前鋼SCM435高強度化制成1400MPa級的實例，極限擴散性氫量極低，延遲斷裂特性差。No.19、No.20、No.21是Mo添加量比本發明的范圍少的實例，極限擴散性氫量不高于0.5ppm，延遲斷裂特性不充分。特別是No.19(鋼代號P)，與No.15(鋼代號N)相比只是Mo添加量不同，其它成分和回火條件幾乎是同一水準，盡管由于Mo的增加其抗拉強度增加，但可以知道極限擴散性氫量大，延遲斷裂特性優良。而且知道，No.16進一步提高回火溫度，使抗拉強度與No.19的水平相當，由于Mo的增加以及回火溫度的升高，極限擴散性氫量進一步大幅度增加，可實現延遲斷裂特性進一步改善。
以上結果清楚表明，完全滿足本發明規定的條件的鋼與比較例相比，具有優良的耐延遲斷裂特性。
表1
表2
權利要求
1.一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計含有C0.20～0.60％、Si0.50％或以下、Mn大于0.10％但不超過3％、Al0.005％～0.1％、Mo大于3.0％但不超過10％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質構成。
2.根據權利要求1所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計還含有W0.01～10％、V0.05～1％、Ti0.01～1％、Nb0.01～1％中的1種、2種或更多種。
3.根據權利要求1或2所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼，其特征在于以質量％計還含有Cr0.10～2％、Ni0.05～1％、Cu0.05～0.5％、B0.0003～0.01％中的1種、2種或更多種。
4.一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的高強度螺栓，其特征在于具有權利要求1～3的任何一項所述的鋼成分，金屬組織呈現淬火回火組織。
5.一種耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼成型品的制造方法，其特征在于將權利要求1～3的任何一項所述的鋼成型為所期望的形狀后，進行淬火，然后在500～750℃的溫度范圍進行回火。
6.根據權利要求5所述的耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼成型品的制造方法，其特征在于上述所期望的形狀是螺栓形狀。
全文摘要
本發明提供耐延遲斷裂特性優良的抗拉強度為1600MPa級或以上的鋼及其成型品的制造方法，所述鋼特征在于以質量％計含有C0.20～0.60％、Si0.50％或以下、Mn大于0.10％但不超過3％、Al0.005％～0.1％、Mo大于3.0％但不超過10％，且根據需要含有W0.01～10％、V0.05～1％、Ti0.01～1％、Nb0.01～1％、Cr0.10～2％、Ni0.05～1％、Cu0.05～0.5％、B0.0003～0.01％中的1種、2種或更多種，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質構成。而且，其制造方法的特征在于將上述鋼成型為所期望的形狀(例如螺栓形狀)后進行淬火，然后在500～750℃的溫度范圍進行回火。
文檔編號C22C38/14GK1900343SQ200610105979
公開日2007年1月24日 申請日期2006年7月21日 優先權日2005年7月22日
發明者久保田學, 吉田卓, 樽井敏三, 松田英樹, 水野孝樹, 大谷忠司 申請人:新日本制鐵株式會社, 本田技研工業株式會社