螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法 |
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| 申请号 | CN201280048141.X | 申请日 | 2012-10-01 | 公开(公告)号 | CN103842546B | 公开(公告)日 | 2016-07-06 |
| 申请人 | 株式会社神户制钢所; 株式会社杉田制线; | 发明人 | 千叶政道; 松本洋介; 杉田一良; 谷本胜; | ||||
| 摘要 | 本 发明 提供一种 钢 丝，其特征在于，是用于省略了 螺栓 成形后的淬火回火工序的非调质螺栓，即具有1200MPa以上的 抗拉强度 并且抗滞后破坏性优异的高强度螺栓的 冷锻 性优异的高强度螺栓用钢丝，所述钢丝除含有C、Si、Mn、P、S、Cr、Al、N、B以外，还含有选自Ti、V和Nb中的至少一种，余量由 铁 和不可避免的杂质构成，其具备如下微组织，并且抗拉强度为1300MPa以下，所述微组织中，铁素体和珠光体的合计面积率为98％以上，珠光体层间隔为250nm以下，且珠光体的面积率为超过40％目80％以下。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种螺栓用钢丝的制造方法，其特征在于，将具有下述化学组成的钢，在热轧后加热至Ac3点～1100℃并进行奥氏体化，以45～450℃/秒的速度冷却至450～600℃，在所述450～600℃的温度中，针对该钢的所述热轧后的每1mm直径保持8～11秒进行等温相变，以0.4～4.0℃/秒的速度冷却至300～420℃，然后进行总断面减缩率为50～80％的冷拉丝加工，其中，所述Ac3点是通过Ac3(℃)＝908－224[C]+4385[P]+30.5[Si]－34.4[Mn]－23[Ni]计算的温度，[(元素名)]表示各元素以质量计的％含量， |
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| 说明书全文 | 螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法技术领域[0001] 本发明涉及作为汽车用、各种工业机械用等使用的螺栓用钢，特别是不进行螺栓成形后的淬火回火处理，具有1200MPa以上的抗拉强度，并且兼具优异的冷锻性和抗滞后破坏性的高强度螺栓，和用于其的高强度螺栓用钢丝以及它们的制造方法。 背景技术[0002] 在用于汽车、普通机械和建筑物的高强度紧固部件中，通常应用将Cr、Mo等增量而成的合金强韧钢，并通过对其进行淬火回火处理而确保目标强度。另一方面，对于用于住宅物、各种弱电装置的高强度紧固部件，通常采用碳量为0.20％左右的低碳钢，通过渗碳淬火回火处理而达到目标强度。 [0003] 但是，在前者情况中，受到在使用环境下浸入到钢中的氢的影响，在紧固后有螺栓破裂(滞后破坏)的可能性，多数情况下实用抗拉强度被控制在1100MPa以下。另一方面，在后者的情况中，通过渗碳淬火成为最表面硬度超过Hv600(按抗拉强度换算为1960MPa)的高硬度，因此在温差所致的结露等些微的环境变化也非常敏感地反应，隐含着产生滞后破坏的危险。 [0004] 所述的滞后破坏被认为是各种因素复杂交织产生的，因此难以确定其原因。但是通常具有与氢脆化现象有关的共识。作为影响该氢脆化现象的因素，虽然基本上被认为是回火温度、组织、材料硬度、结晶粒度、各种合金元素的影响等，但是防止氢脆化的手段并没有确立，实际情况只不过是各种方法反复尝试错误而提出的。 [0005] 另外近年来，为了降低螺栓制造成本和降低螺栓制造工序中排出的温室气体，而省略了螺栓成形后的淬火回火工序的非调质螺栓备受瞩目。非调质螺栓必须通过拉丝加工时的加工硬化来确保目标强度，但为了将加工硬化后的钢丝冷锻而进行螺栓成形，有导致制约螺栓形状、锻造模具寿命的降低等问题。该倾向伴随螺栓的高强度化变得显著，因此改善的需求非常强烈。针对上述问题，作为现有技术公开了以下的方法。 [0006] 在专利文献1中公开了有效利用微细化合物的分散而抑制滞后破坏的技术。该技术是通过将合金钢淬火后在高温回火，由此使微细的合金系化合物大量析出，并且通过在该析出物中捕获在钢中来回移动的氢(扩散性氢)，而改善抗滞后破坏性。但是，由于大量添加合金元素和淬火回火工序是必须的，因此螺栓制造成本增加，且存在螺栓制造时排出温室气体的问题。 [0007] 在专利文献2中公开了通过将珠光体钢强拉丝加工而使抗滞后破坏性提高的非调质螺栓的制造方法。该技术通过成为珠光体组织，使伴随氢脆化的晶界强度降低明显的旧奥氏体晶界消失，并且在珠光体组织中的渗碳体和铁素体的界面捕获钢中的氢，改善抗滞后破坏性。但是，专利文献2的技术中作为对象的螺栓强度为1500MPa，因优先高强度化而珠光体组织比例高，且螺栓成形前的变形阻力增加，因此存在模具寿命大大降低的问题。 [0008] 在专利文献3中公开了在抗拉强度为900MPa以上的非调质膨径(ァツプヤツト)螺栓用钢中，通过使析出物分散于铁素体和珠光体组织中而提高抗滞后破坏性的技术。但是，若螺栓的抗拉强度为1100MPa以上，则伴随强拉丝加工而发生裂纹的极限压缩比降低，若螺栓成形时产生裂纹，则招致抗滞后破坏性的降低。 [0009] 在专利文献4公开了在抗拉强度为900MPa以上的非调质螺栓用钢中，通过有效利用贝氏体组织使冷锻性提高的技术。但是，贝氏体组织加工硬化率低，因此得到1200MPa以上的螺栓强度很困难。还有，贝氏体组织与马氏体组织、珠光体组织等相比，容易产生松弛导致的应力弛豫的影响，在维持紧固后的螺栓特性方面也存在问题。 [0010] 在专利文献5中公开了通过对中碳锰钢丝材进行等温相变处理，由此得到冷锻性优异的非调质高强度螺栓用钢丝的技术。该技术特别着眼于热轧时产生的钢材的强度不规则地降低和螺栓成形前的变形阻力降低的技术，可以制造抗拉强度为1000MPa级的螺栓。但是，专利文献5中没有导入使钢中氢不受影响的措施，该技术不能够对应滞后破坏变得显著的1200MPa以上的抗拉强度的螺栓。 [0011] 现有技术文献 [0012] 专利文献 [0013] 专利文献1：日本专利第4031068号公报 [0014] 专利文献2：日本特开2000-337334号公报 [0015] 专利文献3：日本特开2003-113444号公报 [0016] 专利文献4：日本特开平2-166229号公报 [0017] 专利文献5：日本专利第1521033号公报 发明内容[0018] 发明所要解决的课题 [0019] 本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供省略了螺栓成形后的淬火回火工序的非调质螺栓，即具有1200MPa以上的抗拉强度并且抗滞后破坏性优异的高强度螺栓和用于所述螺栓的冷锻性优异的高强度螺栓用钢丝，以及它们的制作方法。 [0020] 用于解决课题的方法 [0021] 本发明提供一种螺栓用钢丝，其特征在于，所述钢丝含有C：0.30％以上且不足0.50％(代表质量％，下同)，Si：0.02～0.1％，Mn：1.0～2.0％，P：0.025％以下(不包含 0％)，S：0.025％以下(不包含0％)，Cr：0.05～1.0％，Al：0.01～0.1％，N：0.01％以下(不包含0％)，B：0.0005～0.005％，除此以外，还含有选自Ti：0.005～0.07％，V：0.05～0.4％和Nb：0.05～0.1％中的至少一种，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述钢丝具备如下的微组织，并且抗拉强度为1300MPa以下，所述微组织中，铁素体和珠光体的合计面积率为98％以上，珠光体层间隔为250nm以下，且珠光体的面积率超过40％且为80％以下。优选本发明的螺栓用钢丝还含有Cu：0.20％以下(不包含0％)和／或Ni：0.20％以下(不包含0％)。 [0022] 本发明还包含螺栓用钢丝的制造方法，其特征在于，将具有上述的化学组成的钢，在热轧后加热至Ac3点～1100℃进行奥氏体化，以45～450℃／秒的速度冷却至450～600℃，在所述450～600℃的温度中，针对该钢的所述热轧后的每1mm直径保持8～11秒钟进行等温相变，以0.4～4.0℃／秒的速度冷却至300～420℃，然后进行总断面减缩率为50～80％的冷拉丝加工。 [0023] 其中，上述Ac3点是通过Ac3(℃)＝908-224[C]+4385[P]+30.5[Si]-34.4[Mn]-23[Ni]计算的温度，[(元素名)]表示各元素的含量(质量％)。 [0025] 在所述轴部成形中，在满足下述式(1)的条件下将利用上述记载的制造方法得到的螺栓用钢丝进行缩径加工，进而进行所述头部成形和所述螺纹切削成形，在进行螺栓成形之后，进行200～400℃的烘焙处理。 [0026] 5.4×(A值断面减缩率)+3.15×(B值断面减缩率)+652×Ceq≥880···(1) [0027] 上述式(1)中， [0028] A值断面减缩率：所述冷拉丝加工时的总断面减缩率 [0029] B值断面减缩率：所述缩径加工时的总断面减缩率 [0030] Ceq＝[C]+[Si]／7+[Mn]／5+[Cu]／7+[Cr]／9+[Ni]／20(其中，[(元素名)]为各元素的含量(质量％)) [0032] 发明效果 [0033] 就本发明的螺栓用钢丝而言，各种成分组成被适当控制，并且微组织的种类、存在比例和方式被适当调整，因此可以实现高强度和优异的冷锻性，并且使用本发明的螺栓用钢丝得到的螺栓的抗滞后破坏性优异。另外，根据使用本发明的螺栓用钢丝，同时利用适当调整了冷拉丝加工时的总断面减缩率、缩径加工时的总断面减缩率和Ceq(碳当量)的关系的本发明的螺栓的制造方法，冷锻性的提高、1200MPa以上的螺栓强度、抗滞后破坏性的提高均可以实现。 具体实施方式[0034] 如上所述，现有的关于非调质螺栓用钢丝的技术，是注重冷锻性和抗滞后破坏性的任意一者的技术，特别是使螺栓的抗拉强度实现1200～1400MPa的情况下，使两特性同时满足的技术尚未提出。 [0035] 因此，本发明人等经过研究可知，为了使高强度、冷锻性、抗滞后破坏性的任意特性均提高，适当控制化学成分并且特别是适当控制螺栓用钢丝的组织的种类和方式，即(1)将螺栓用钢丝的组织制成铁素体和珠光体的两相组织，使珠光体的面积率超过40％且为80％以下，(2)在冷拉丝加工后的螺栓用钢丝(螺栓加工前)中，将珠光体层间隔设为250nm以下是很重要的。另外，可以明确使用该螺栓用钢丝成形螺栓时，(3)通过适当控制螺栓用钢丝的冷拉丝加工中的总断面减缩率、螺栓轴部成形的缩径加工时的总断面减缩率和Ceq(碳当量)的关系，可以进一步提高强度。 [0036] 下面，首先说明本发明的螺栓用钢丝的特征(上述(1)、(2)和化学组成)及其制造方法，继而对本发明的螺栓的制造方法(上述(3))进行说明。 [0037] (1)关于螺栓用钢丝的组织 [0038] 本发明的螺栓用钢丝实际上为铁素体和珠光体的两相组织(例如，铁素体和珠光体的合计为98面积％以上，优选99面积％以上)，珠光体的面积率超过40％且为80％以下。若成为这样的组织，则可以良好地保持使用该螺栓用钢丝成形螺栓时的变形阻力和得到的螺栓的强度的平衡。铁素体是软质相，从抑制变形阻力的增加的观点出发是重要的，另一方面，珠光体是硬质的渗碳体呈片层状配置的组织，与作为具有1200MPa级强度的钢而大量使用的JIS标准钢(SCM435、SCM440)相比不含有高价的Mo，且即使是Cr量为同等水平以下的钢，在能够确保强度方面也极其重要。若在组织中存在马氏体，则在拉丝加工时容易发生断线，另外，若存在贝氏体则加工硬化率降低，不能够达到目标强度。因此，马氏体、贝氏体等铁素体和珠光体以外的组织通常为2面积％以下，优选1面积％以下。 [0039] 对于本发明的珠光体的比例，若珠光体的面积率超过80面积％，则冷锻性的降低变大，能够成形的螺栓形状明显被限制，并且导致大幅的模具寿命的降低。因此，珠光体面积率的上限设为80面积％以下。珠光体面积率的上限优选为70面积％以下，更优选65面积％以下(特别是60面积％以下)。但是，若珠光体面积率过小，则为了确保目标强度而增加必要的冷加工率，抗滞后破坏性降低。因此珠光体面积率设为超过40面积％。珠光体面积率的下限优选42面积％以上，更优选43面积％以上。 [0040] (2)关于珠光体层间隔 [0041] 就本发明的螺栓用钢丝而言，冷拉丝后的珠光体层间隔为250nm以下。通过按照这样，能够使在拉丝加工时引入到存在于珠光体的片层间的铁素体部的应变量增加。其结果是，即使在比铁素体相难以变形的珠光体相中，也能够最大限度地利用施加有压缩应变时的屈服应力的降低(包辛格效应)，能够降低螺栓头部成形时的加工负荷。此外，若缩小层间隔则钢中的氢的捕获力增加，因此对抗滞后破坏性的提高也是有效的。珠光体层间隔优选240nm以下，更优选235nm以下。珠光体层间隔的下限没有特别的限制，通常为100nm左右。对于珠光体层间隔的调整在后详细描述，在基于热轧的连续冷却中，将珠光体层间隔致密化是困难的，因此本发明在使用利用铅浴、盐浴或流动层等的等温相变处理方面具有特点。 [0042] 就本发明的螺栓用钢丝而言，除了控制上述的组织的种类和方式以外，适当调整化学组成也是重要的。下面，对本发明的螺栓用钢丝的化学组成进行描述。 [0043] C：0.30％以下且小于0.50％ [0044] C是用于得到期望的强度的必须元素。因此，将C量设定为0.30％以上。C量优选0.32％以上，更优选0.35％以上。另一方面，若C量过剩则产生变形阻力的增加以及韧性及延展性的降低，招致螺栓加工时的裂纹产生率的增加、模具寿命的降低。因此将C量设定为小于0.50％。C量优选0.48％以下，更优选0.43％以下。 [0045] Si：0.02～0.1％ [0046] Si是作为熔炼时的脱氧材料发挥作用，并且作为强化基体的固溶元素的必要元素。为了有效地发挥这样的作用，Si量优选0.02％以上，更优选0.03％以上。另一方面，若Si量过剩则成为变形阻力上升、冷锻性降低的原因。因此，将Si量设定为0.1％以下。Si量优选0.09％以下，更优选0.08％以下。 [0047] Mn：1.0～2.0％ [0048] Mn作为熔钢中的脱氧、脱硫元素是有效的，另外还具有抑制钢材的热加工时的延展性降低的效果。进而还是在铁素体中固溶而导致强度增加的元素。因此将Mn量设定为1.0％以上。Mn量优选1.20％以上，更优选1.30％以上。另一方面，若Mn量过剩，则中心偏析增加，导致拉丝加工时的断线、抗滞后破坏性的降低。因此，将Mn量设定为2.0％以下。Mn量优选为1.80％以下，更优选为1.60％以下(特别是1.50％以下)。 [0049] P：0.025％以下(不包含0％) [0050] P是作为杂质存在的元素，在铁素体晶界偏析，使变形性降低。另外由于将铁素体固溶强化，因此也是使变形阻力增加的元素。由于晶界强度的降低，抗滞后破坏性也降低，因此优选尽可能降低，使P量为0.025％以下。P量优选0.015％以下，更优选0.010％以下。优选P量尽可能少，极度降低会招致钢材制造成本的大幅增加，通常包含0.002％左右。 [0051] S：0.025％以下(不包含0％) [0052] S是与P同样作为杂质存在的元素。与Mn结合，作为少量的MnS存在的情况没有大的影响，但若与Fe结合而作为FeS析出于晶界，则导致变形性的大幅降低。优选与P同样地尽可能降低，使S量为0.025％以下。S量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。S量越少越优选，但极度降低会招致钢材制造成本的大幅增加，通常包含0.002％左右。 [0053] Cr：0.05～1.0％ [0054] Cr是具有使珠光体相的层间隔致密化，且通过固溶强化提高强度的作用的元素。另外，对提高耐腐蚀性、改善抗滞后破坏性也有效。为了有效地发挥这样的作用，将Cr量设定为0.05％以上。Cr量优选为0.10％以上，更优选为0.12％以上。另一方面，若Cr量过剩，则招致粗大的碳化物的生成，使冷锻性和耐腐蚀性降低。因此Cr量设定为1.0％以下。Cr量优选为0.7％以下，更优选为0.5％以下。 [0055] Al：0.01～0.1％ [0056] Al作为脱氧元素是有效的，并且将存在于钢中的固溶N以AlN形式固定，因此对变形阻力的降低和变形性的提高是有效的。因此将Al量设定为0.01％以上。Al量优选0.015％以上，更优选0.020％以上。另一方面，若Al量过剩，则由于固溶Al的增加而铁素体相发生硬化，螺栓成型时的模具寿命降低，并且Al2O3等的非金属夹杂物增加，变形性降低，因此Al量为0.1％以下。Al量优选0.080％以下，更优选0.070％以下。 [0057] N：0.01％以下(不包含0％) [0058] 若N在钢中作为固溶N存在，则招致基于动态应变时效的变形阻力的增加、变形性的降低。因此N量为0.01％以下。N量优选0.0070％以下，更优选0.0050％以下。N量越少越优选，极度降低会导致钢材制造成本的大幅增加，通常包含0.001％左右。 [0059] B：0.0005～0.005％ [0060] B与Al同样，是与钢中的固溶N结合形成BN，能够通过降低动态应变时效而提高冷锻性的元素。另外在后述的制造方法中，在加热至Ac3点以上后的冷却过程，碳化物(Fe23(C，B)6)析出于结晶晶界，由此能够减轻起因于P的晶界浓化的晶界强度降低，对抗滞后破坏性的提高是有效的。因此将B量设定为0.0005％以上。B量优选0.0010％以上，更优选0.0015％以上。但是，B的氮化物或碳化物抑制粗大结晶粒生成、作为钢中的氢的捕获位点的效果小。因此，必须与在本发明中能够形成钢中的氢的捕获位点的元素(后述的Ti、Nb、V中的至少一种)复合添加。另外，过剩添加B的情况下，Fe2B在结晶晶界偏析，晶界强度降低而招致热延展性和抗滞后破坏性的降低，因此B量为0.005％以下。B量优选0.0040％以下，更优选 0.0035％以下。 [0061] 选自Ti：0.005～0.07％、V：0.05～0.4％和Nb：0.05～0.1％中的至少一种[0062] Ti、Nb、V任意一种均是与钢中的固溶N或固溶C形成化合物，且能够通过降低基于固溶N、固溶C的动态应变时效而提高冷锻性的元素。另外，这些碳化物和碳氮化物有助于抑制粗大结晶粒的生成并提高韧性，并且作为钢中的氢的捕获位点也发挥作用，因此对抗滞后破坏性的改善也有效。因此，Ti量设定为0.005％以上，V量设定为0.05％以上，Nb量设定为0.05％以上。Ti量优选0.010％以上，更优选0.020％以上。V量优选0.06％以上，更优选0.07％以上。但是，若碳氮化物变得过于粗大，则作为氢的捕获位点的能力降低，并且成为在螺栓的冷锻时应力集中的位置，助长产生裂纹。在本发明中，为了控制粗大的碳化物和碳氮化物的生成，必须进行固溶N、固溶C和形成化合物的B的复合添加。另外，若这些元素的含量过剩，则按照所述抗滞后破坏性和冷锻性降低，因此Ti量设定为0.07％以下、V量设定为 0.4％以下、Nb量设定为0.1％以下。Ti量优选为0.070％以下，更优选为0.065％以下。V量优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。Nb量优选为0.08％以下，更优选为0.07％以下。 [0063] 如上所述，本发明的螺栓用钢丝的基本成分，余量实质上为铁。其中，由于原料、器材、制造设备等的情况带入的不可避免的杂质包含于钢中当然也是允许的。还有本发明的螺栓用钢丝根据需要也可以含有Cu和／或Ni。 [0064] Cu：0.20％以下(不包含0％)和／或Ni：0.20％以下(不包含0％) [0065] Cu是提高耐腐蚀性，且具有抑制向钢中浸入氢的效果的元素，所述向钢中浸渗氢对滞后破坏造成不良影响。从提高抗滞后破坏性的观点出发期望增量添加。为了有效地发挥这样的效果，优选Cu量为0.03％以上，更优选为0.04％以上。另一方面，若过剩添加Cu则招致冷锻性降低、特别是发生裂纹极限压缩比的降低，由此优选Cu量为0.20％以下。Cu量优选为0.18％以下，更优选为0.15％以下。 [0066] Ni和Cu同样是具有耐腐蚀性的改善效果的元素。另外，具有补偿Cu增量时产生的热延展性的降低的效果，由此推荐添加与Cu量相等的量。Ni量优选0.03％以上，更优选为0.04％以上。其中与Cu同样，若过量添加则招致冷锻性的降低，由此Ni量优选为0.20％以下。Ni量优选为0.18％以下，更优选为0.15％以下。 [0067] 此外，在本发明中，Cu和Ni均不可避免地包含至0.02％左右的量。 [0068] 为了制造上述的本发明的螺栓用钢丝，依据通常的方法将钢熔炼、热轧后，将得到的轧制材加热至Ac3点～1100℃，在450～600℃使其等温相变并冷却，然后进行总断面减缩率为50～80％的冷拉丝加工是重要的。利用所述加热能够消除轧制材的组织，利用所述等温相变形成层间隔的细小的铁素体和珠光体的两相组织，进而利用所述冷拉丝将层间隔进一步缩小，并且能够向片层间的铁素体相赋予拉伸应变。以下进行详细说明。 [0069] 关于在Ac3点～1100℃的加热 [0070] 通过将轧制材加热至Ac3点以上将组织奥氏体化，由此能够消除具有强度不均的轧制材的组织。另一方面，若加热温度过高，则结晶粒粗大化，等温相变后的组织也有变大的倾向，因此加热温度的上限为1100℃以下。加热温度的下限优选Ac3点+50℃以上，更优选Ac3点+100℃以上。另外，加热温度的上限优选1050℃以下，更优选1000℃以下。在所述温度范围内的加热时间通常为3～10分钟左右。 [0071] 此外，所述Ac3点可以通过Ac3(℃)＝908-224[C]+4385[P]+30.5[Si]-34.4[Mn]-23[Ni](资料来源：大久保重雄，《P.P.热处理》，p1，Ohmsha，(1964))计算。 [0072] 关于在450～600℃等温相变 [0073] 接着在所述的Ac3点～1100℃的加热，通过在450～600℃保持，与作为连续冷却的热轧相比，能够实现层间隔小的铁素体和珠光体组织。另外，通过在该温度等温相变，能够使珠光体的面积率超过40％且为80％以下。另一方面，若等温相变温度小于450℃，则生成贝氏体、马氏体，招致冷锻性的降低。另一方面，若等温相变温度超过600℃则珠光体相的层间隔变大，导致强度降低、氢捕获能力的降低。等温相变温度的下限优选为480℃以上，更优选为500℃以上。另外，等温相变温度的上限优选为580℃以下，更优选为560℃以下。等温相变时间以使[等温相变时间(秒)]／[轧制材的直径D(mm)]的值为8～11左右为宜。 [0074] 等温相变例如通过将所述加热后的轧制材浸渍于铅浴、盐浴或流动层等进行即可，此时，从所述加热温度到等温相变温度的冷却速度通常为45～450℃／秒左右。另外，等温相变后以0.4～4.0℃／秒左右的冷却速度冷却至300～420℃左右即可。 [0075] 关于总断面减缩率50～80％的冷拉丝加工 [0076] 在所述的等温相变后，通过按总断面减缩率50～80％进行冷拉丝加工，利用加工硬化能够确保强度(在拉丝加工后的钢丝的抗拉强度方面，例如1000MPa以上，优选1050MPa以上，更优选1100MPa以上)，并且能够进一步缩小在所述等温相变生成的珠光体的层间隔，具体可以为250nm以下。另外，能够对层间的铁素体相赋予拉伸应变，能够最大限度地发挥包辛格效应，能够降低压缩加工时的变形阻力(螺栓头部成形时的加工负荷)。若所述总断面减缩率超过80％，则螺栓的颈部硬度上升，抗滞后破坏性降低，另外，伴随拉丝加工在钢丝表面生成的润滑皮膜层减少，冷锻性降低。通过将所述总断面减缩率为80％以下，钢丝的抗拉强度通常成为1300MPa以下。另一方面，若小于50％则不能够确保抗拉强度。所述总断面减缩率的下限优选为53％以上，更优选为55％以上。另外，所述总断面减缩率的上限优选为75％以下，更优选为70％以下。 [0077] 本发明的螺栓用钢丝的直径为例如8～12mm左右。 [0078] 在本发明的螺栓的制造方法中，将如上所述得到的螺栓用钢丝按照上述(3)中所示，在适当控制螺栓用钢丝的冷拉丝加工中的总断面减缩率、用于成形螺栓轴部的缩径加工时的总断面减缩率和Ceq(碳当量)的关系方面具有特点。 [0079] (3)关于冷拉丝加工的总断面减缩率、缩径加工的总断面减缩率和Ceq的关系[0080] 本发明的螺栓用钢丝抗拉强度优异，为了最大限度地发挥该效果，进一步提高螺栓强度，适当调整螺栓用钢丝制造时的冷拉丝加工的总断面减缩率(下面称为A值断面减缩率)、螺栓轴部成形时的缩径加工的总断面减缩率(下面称为B值断面减缩率)和Ceq(碳当量)的关系很重要。本发明的螺栓用钢丝通过冷拉丝加工中的加工硬化能够提高强度，但若在冷拉丝加工中强度过于提高，则螺栓制造时的螺栓颈部硬度上升，滞后破坏感受性增加，因此冷拉丝加工的总断面减缩率的上限为80％以下。另外，在缩径加工中，存在低断面减缩率时不会加工硬化的情况，也存在反而强度降低的情况。因此，在本发明的螺栓的制造方法中，通过适当控制螺栓用钢丝的强度、螺栓轴部的缩径加工带来的强度上升、与强度相关的关系密切的Ceq(碳当量)量这三点，能够达到1200MPa以上(优选1300MPa以上)的螺栓强度并且抑制螺栓颈部的硬度上升，抑制抗滞后破坏性的降低。 [0081] 在拉丝加工和缩径加工中，由于加工方式、加工速度不同，即使是同一断面减缩率，对螺栓强度造成的影响的程度也不同。因此，考虑到拉丝加工的总断面减缩率、缩径加工的总断面减缩率以及碳当量分别对螺栓强度造成的影响的程度，具体以满足下述式(1)的方式调整A值断面减缩率、B值断面减缩率、Ceq(碳当量)。 [0082] 5.4×(A值断面减缩率)+3.15×(B值断面减缩率)+652×Ceq≥880 [0083] ···(1) [0084] 在上述式(1)中，A值断面减缩率和B值断面减缩率的系数分别按照以下求得。 [0085] A值断面减缩率的系数 [0086] 使用后述实施例的化学组成的钢，使拉丝加工时的总断面减缩率(A值断面减缩率)在10％以上的范围内进行各种变化而制造了钢丝。测定得到的钢丝的强度，求得将A值断面减缩率设为10％时的钢丝强度与在各断面减缩率下的钢丝强度的差(ΔTS)。将所述断面减缩率和ΔTS的关系线形近似后，得到了5.4这一系数。 [0087] B值断面减缩率的系数 [0088] 使用后述实施例的化学组成的钢，以一定的冷拉伸加工率得到钢丝后，使断面减缩率(B值断面减缩率)在约15％以上的范围内进行各种变化，进行缩径加工。求得缩径加工后相对于缩径加工前的强度的增加部分，将B值断面减缩率和强度增加量的关系线性近似后，得到3.15这一系数。 [0089] Ceq的系数 [0090] 下述的Ceq是在机械结构用碳钢中使用的典型的Ceq。与后述实施例中记载的等温相变后的抗拉强度有良好的相关关系，因此将相对于各元素的系数如下处理。 [0091] Ceq＝[C]+[Si]／7+[Mn]／5+[Cu]／7+[Cr]／9+[Ni]／20(其中，[(元素名)]为各元素的含量(质量％)) [0092] 式(1)的上限没有特别的限定，通常为1020以下左右。另外，B值断面减缩率、Ceq只要满足式(1)没有特别的限定，通常B值断面减缩率为35～50左右，Ceq为0.6～0.8左右。 [0093] 以满足上述式(1)的关系的方式缩径加工后，利用常规方法将螺栓头部锻造成形，然后在冷滚轧工序中进行螺纹切削加工而成形螺栓即可。此外，关于本发明中的冷锻性，如后述的实施例中说明的那样，利用螺栓头部的锻造成形中的模具寿命进行评价。 [0094] 另外，在本发明中，进行轴部成形、头部成形、螺纹切削成形而螺栓成形后，进行200～400℃的烘焙处理是重要的。通过在该温度范围内的烘焙处理，利用残留固溶元素所带来的时效硬化和微细碳化物的析出能够提高屈服强度。由此可以满足JIS12.9级的螺栓强度(抗拉强度1200MPa以上，屈服强度：1080MPa以上，屈服强度比：0.9以上)。若烘焙处理温度超过400℃，则通过冷加工引入的应变被开放，因此产生强度降低，不能达到目标强度。 烘焙处理温度优选250℃以上且350℃以下。 [0095] 关于根据本发明的制造方法得到的螺栓，抗拉强度为1200MPa以上，0.2％屈服强度为1080MPa以上，且屈服强度比为0.90以上，这样的螺栓也包含在本发明中。优选抗拉强度为1300MPa以上，优选0.2％屈服强度为1150MPa以上，另外，优选屈服强度比为0.92以上。所述抗拉强度、0.2％屈服强度、屈服强度比的上限没有特别的限定，例如抗拉强度为 1400MPa以下，0.2％屈服强度为1300MPa以下，屈服强度比为0.95以下。 [0096] 根据本发明能够实现具有1200MPa以上的高强度且兼顾冷锻性和抗滞后破坏性的螺栓。因此，紧固部件的小型·轻量化进一步成为可能，以汽车的发动机部件为代表，通过各部件的轻量化，能够大大有助于减轻燃油消耗和削除CO2。 [0097] 实施例 [0098] 下面，举出实施例对本发明进行更具体地说明。本发明并非受到以下实施例的限制，当然可以在能够符合上述、下述的主旨的范围内加以适当地变更而实施，它们均包含在本发明的技术的范围内。 [0099] 利用常规的方法熔炼表1、2中表示的化学组成的钢，进行热轧得到表3、4中表示的轧制直径(φ15.5～28.0mm)的轧制材。然后，将该轧制材通入连续炉内，在表3、4中表示的条件下加热并奥氏体化后(加热时间约7分钟)，浸渍于铅浴中进行等温相变处理。等温相变的处理时间以[浸渍时间t(秒)]／[轧制材的直径D(mm)]＝8～11的方式调整。 [0100] 等温相变后以0.6～2.0℃／秒的冷却速度冷却至370～420℃，继而通过使其通过沙浴，除去附着于该轧制材的表层的熔融铅。然后通过在空冷和温水(约80℃)中的冷却除热，卷绕成卷材状。接着，将该轧制材酸洗，除去在表层部生成的氧化皮层且进行了磷酸锌皮膜处理，对于这样得到的材料，按表3、4中表示的总断面减缩率(A值断面减缩率)进行拉丝加工，制作拉丝直径10.0～14.1mm的钢丝。 [0101] 使用该钢丝用分离模具(part-former)以冷锻制作了M10螺栓。此外，M10螺栓的制造工序具有利用前方挤出的轴深拉工序和螺栓头部的锻造成形工序，冷锻性评价是通过锻造负荷最高的螺栓成形工序(第3冲头)的模具寿命评价的。螺栓头部成形后，在冷滚轧工序实施螺纹加工后，在表3、4表示的条件下进行烘焙处理。 [0102] 对于用上述得到的钢丝，用以下的方法进行组织的评价，同时依据JIS Z2241测定抗拉强度。抗拉强度是对5根试验片进行测定，将其平均值作为各钢丝的抗拉强度。 [0103] (a)组织的鉴定 [0104] 以能够观察钢丝的横截面(垂直于钢丝的轧制方向的截面)的方式嵌入树脂并进行表面研磨，以硝酸酒精溶液蚀刻使组织显现，通过用光学显微镜(倍率400倍)观察的深浅差来确定各部位的组织。白色且没有深浅的区域判断为铁素体相，带有深浅的部分分散的黑色区域判断为珠光体相，白色部分呈针状混合的区域判断为贝氏体相。判断为贝氏体相的位置另行使用扫描型电子显微镜(SEM)拍摄2000倍和8000倍的组织照片，再度确认没有误判。 [0105] (b)珠光体比例的测定 [0106] 对于钢丝的横截面的D／4部和D／8部(D为钢丝的直径)，分别选取任意的4个位置，用光学显微镜的倍率400倍进行观察(观察视野为225μm×175μm)，拍摄合计8张的组织照片。用图像处理软件将各组织照片二值化处理成白色部分和黑色部分，由珠光体相对应的黑色部分的比例计算珠光体比例，将8张照片的平均值作为各试样的珠光体比例。 [0107] (c)珠光体层间隔的测定 [0108] 通过扫描型电子显微镜(SEM)，用8000倍观察(观察视野为8.75μm×11.25μm)钢丝的横截面的D／4部(D为钢丝的直径)，测定珠光体粒中存在于一定长度内的片层的根数求得层间隔。该测定按每1视野各2个位置，对3个视野进行。将整理了从小值开始排列合计6个位置的层间隔的累积频率(横轴)和层间隔(纵轴)的关系的坐标图线性近似求得切片(最小的层间隔)，将(切片值)×1.65作为平均层间隔。 [0109] 另外，冷锻性根据上述锻造负荷最高的螺栓成形工序(第3冲头)的模具寿命和锻造时的裂纹来评价。锻造时的裂纹是将成型后的螺栓以10～20个中抽样1个左右的频率判定的。另外，同时通过检查转印到螺栓的头部的伴随模具破损的缺陷，求得各待测材的模具寿命。 [0110] 还有，对于用上述得到的螺栓进行机械特性(螺栓的抗拉强度、屈服强度、和屈服强度比)的测定(JIS Z2241)和抗滞后破坏性试验。抗滞后破坏性试验是将螺栓浸渍于15％HCl中30分钟后水洗并干燥，使用环型应变滞后破坏试验机，在大气中施加应力(抗拉强度的90％)，按100小时后有无破裂来评价。螺栓的抗拉强度和屈服强度是对5根试验片分别测定，将其平均值作为各螺栓的抗拉强度和屈服强度。 [0111] 将其结果示于表3、4中。此外，微组织一栏的“铁素体+珠光体”的记载表示在上述(a)组织的确定中，不能够确认铁素体和珠光体以外的组织。 [0112] 【表1】 [0113] [表1] [0114] [0115] [表2] [0116] [0117] [表3] [0118] [0119] 【表4】 [0120] [0121] 对于实验No.1、4、5、9、11、14～20而言，是钢的化学成分满足本发明的要件并且螺栓用钢丝和螺栓的制造方法满足本发明的要件的例子，螺栓制造时的冷锻性优异，并且具有超过通常可以说氢脆化变显著的1100MPa的抗拉强度，并且抗滞后破坏性优异。还有，本发明的螺栓具有作为高强度螺栓的充分的机械特性，即呈现满足抗拉强度为1200MPa以上、0.2％屈服强度为1080MPa以上、屈服强度比(0.2％屈服强度／抗拉强度)为0.90以上的要件的结果。特别是该机械特性满足在JIS B1051中作为最高强度分类的12.9级的强度等级。 [0122] 另一方面，实验No.2、3、6～8、10、12、13是钢的化学成分满足本发明的要件，但螺栓用钢丝或螺栓的制造方法的任意的要件不满足本发明的要件的例子。 [0123] 就实验No.2、3而言，在螺栓的制造方法中未满足式(1)的关系，因此得到的螺栓的强度低。 [0124] 就实验No.6而言，在拉丝加工时的总断面减缩率(A值断面减缩率)小，且在螺栓的制造方法中未满足式(1)的关系，因此螺栓强度变低。 [0125] 就实验No.7而言，由于等温相变处理温度高，因此呈现珠光体层间隔变大，螺栓的屈服强度比降低的结果。此外，由于屈服强度比低，在滞后破坏试验中进行塑性变形，实质上的负荷应力与其它的待测材相比降低，因此滞后破坏特性良好。 [0126] 就实验No.8而言，由于等温相变处理温度低，因此产生贝氏体，螺栓的屈服强度比变小。 [0127] 就实验No.10而言，未进行螺栓成形后的烘焙处理，因此屈服强度和屈服强度比变小。就实验No.12而言，螺栓成形后的烘焙处理温度高，因此强度降低。 [0128] 就实验No.13而言，热轧后的加热温度高，珠光体层间隔变大，螺栓强度降低。 [0129] 实验No.21～39是钢的化学成分不满足本发明的要件的例子。 [0130] 实验No.21、22是C量少的例子，就No.21而言，螺栓强度降低，就No.22而言，拉丝加工时的总断面减缩率(A值断面减缩率)超过80％，因此冷锻性降低。 [0131] 就实验No.23而言，未添加Ti、Nb和V中的任意一种，而且未满足式(1)，因此螺栓强度降低。 [0132] 就实验No.24而言，由于C量和Si量多，Mn量少，因此成为珠光体单相，冷锻性降低。实验No.25是由于C量多，因此珠光体比例变多，冷锻性降低。 [0133] 就实验No.26而言，Si量多，珠光体层间隔变大，冷锻性降低。 [0134] 实验No.27是Mn量少，因此螺栓用钢丝的珠光体层间隔变大，而且未满足螺栓制造时的式(1)的关系，螺栓强度降低的例子。就实验No.28而言，Mn量多，冷锻性降低。 [0135] 就实验No.29而言，Cu量和Ni量多，冷锻性降低。 [0136] 就实验No.30而言，Cr量少，螺栓用钢丝的珠光体层间隔变大，因此螺栓强度降低。就实验No.31而言，Cr量多，冷锻性降低。 [0137] 就实验No.32而言，未添加B，基于固溶N的动态应变时效降低效果不充分，并且也没有伴随固溶B的淬火性提高效果，由此螺栓用钢丝的珠光体层间隔变大，冷锻性降低。此外由于固溶N高，因此拉丝加工时、冷锻时的时效硬化被促进，强度变高。 [0138] 实验No.33是过量添加B的例子。B与N结合，通常作为BN分散析出于钢中。未与N结合的B一部固溶于钢中，但对于超过固溶限度的B，与Fe结合以Fe2B形式在晶界偏析。因此，过量的B添加使晶界强度降低，使冷锻时的裂纹发生增加。在本评价中，在加工应变量最大的部位(螺栓的凸缘部)产生裂纹。 [0139] 实验No.34～36分别是Ti、V、Nb过量添加的例子。这些元素是对降低成为动态应变时效的原因的固溶C、固溶N有用的元素，但大量添加时，招致分别生成粗大的Ti碳氮化物、V |
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