TWI595101B - Cold forging and quenching and tempering after the delay breaking resistance of the wire with excellent bolts, and bolts - Google Patents

Description

冷鍛性及淬火回火後之耐延遲破斷性優異的螺栓用鋼線、以及螺栓

本發明係關於螺栓用鋼線及使用該鋼線製得之螺栓，詳細而言是關於冷鍛性及淬火回火後之耐延遲破壞性優異的螺栓用鋼線、以及螺栓。

對於汽車和各種產業機械等所使用的螺栓，期待高強度化及提升耐延遲破壞性。雖然被指出各種關於延遲破壞的原因，但一般認為是氫脆化現象的影響。

氫脆化現象是因為鋼表面的腐蝕反應而生成的氫，滲入鋼中且擴散(以下也稱為「擴散性氫」)所產生。因此，向來以提升鋼的耐腐蝕性作為用於防止延遲破壞的有效手段。而提升耐腐蝕性後，即使為了除去銹皮而進行酸洗，仍會殘留銹皮，被指出是伸線時的缺陷或壓造時的裂痕之原因。

因此，提出有增加Si添加量，使ε碳化物等過渡碳化物安定化，使擴散性氫無害化之技術等。例如專利文獻1揭示有一種螺栓，該螺栓之特徵在於：具有既定 的成分組成，螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒度編號為9.0以上，表示析出在螺栓軸部的沃斯田鐵結晶粒界之碳化物的比例之G值(%)係滿足(L/L0)×100≦60。該技術係使成為延遲破壞的起點之沃斯田鐵結晶粒界的強度提高，且使碳化物等的氫捕集位置減少。因此，氫量較少的環境當然能得到發揮優異的耐氫脆化特性之高強度螺栓，而在氫捕集位置全部被消耗的氫量多的環境中能也得到發揮優異的耐氫脆化特性之高強度螺栓。

專利文獻2揭示有耐脫碳性及伸線加工性優異的螺栓用鋼線材，該螺栓用鋼線材之特徵在於：具有既定的成分組成，鋼線材的中心部的平均結晶粒徑Dc為80μm以下，且鋼線材的表層部的平均結晶粒徑Ds為3.0μm以上。根據該技術，熱鍛造後不須脫碳即能得到伸線加工性優異的螺栓用鋼線材。

且，專利文獻3揭示有外皮切削性優異的高強度螺栓用鋼線材，該螺栓用鋼線材之特徵在於：具有既定的成分組成，以波來鐵作為主體之組織，波來鐵團塊的粒度編號的平均值Pave係滿足6.0≦Pave≦12.0，並且表層的全脫碳層深度為0.20mm以下，且Cr系合金碳化物量為7.5%以下。根據該技術能得到一種高強度螺栓用鋼線材，除了外皮切削性及切削屑排出性良好以外，能發揮SV處理時不會產生斷線之良好的SV處理性。

專利文獻4揭示有冷鍛造用鋼之製造方法，該冷鍛造用鋼之製造方法係將具有既定的成分組成之鋼 材，以既定的條件按照以下順序進行第1加熱保持、第2加熱保持、第1冷卻、第2冷卻之處理，使鋼材中的碳化物球狀化。根據該技術，即使Cr量為0.4%以下的鋼材也能確實地球狀化退火，而製得冷鍛造性優異的鋼材。

[先行技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2013-163865號公報

[專利文獻2]日本特開2009-068030號公報

[專利文獻3]日本特開2013-213238號公報

[專利文獻4]日本特開2014-201812號公報

例如專利文獻1的技術中，精加工輥軋後的冷卻係以通常的冷卻速度進行，脫碳率高。因此，螺栓加工後的淬火加熱時，可能因為異常粒成長而使得耐延遲破壞性降低。且，專利文獻2的技術中，輥軋後的冷卻速度慢，因此肥粒鐵-波來鐵的面積率增加，球狀化退火時的碳化物分散性差，進行冷壓造製造螺栓時會產生裂痕。

專利文獻3的技術中，由於是以波來鐵作為主體的金屬組織，因此退火時的碳化物分散性差，冷壓造時會產生裂痕。且，專利文獻4的技術中，Si的添加量低，由於無法使過渡碳化物安定化，因此耐延遲破壞性的 確保有困難。

本發明係鑑於如上述之情事而研發者，其目的在於提供冷鍛性、及淬火回火後之耐延遲破壞性(以下稱為「耐延遲破壞性」)優異的螺栓用鋼線、以及螺栓。

能解決上述課題的冷鍛性及耐延遲破壞性優異的本發明之螺栓用鋼線，以質量%計，係含有：C：0.3~0.6%，Si：1.0~3.0%，Mn：0.10~1.5%，P：超過0%、0.020%以下，S：超過0%、0.020%以下，Cr：0.3~1.5%，Al：0.02~0.10%，N：0.001~0.02%，其餘為鐵及不可避免的雜質，在鋼線的直徑d×1/4位置之肥粒鐵結晶粒度編號為No.6~12，在鋼線的直徑d×1/4位置，長寬比2.0以下的碳化物佔碳化物全體的比例為70%以上，且在從表層算起深度0.1mm位置之C量為母材C量的60~120%。

在本發明之螺栓用線材，進一步含有屬於以下(A)、(B)、(C)、(D)及(E)中任一者的1種以上，亦為較佳實施態樣。(A)選自由Cu：超過0%、0.5%以下、Ni：超過0%、1.0%以下、及Sn：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種，(B)選自由Ti：超過0%、0.1%以下、Nb：超過0%、0.1%以下、及Zr：超過0%、0.3%以下所構成群中之至少1 種，(C)選自由Mo：超過0%、3%以下、及W：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種，(D)V：超過0%、0.5%以下，(E)選自由Mg：超過0%、0.01%以下、及Ca：超過0%、0.01%以下所構成群中之至少1種。

本發明亦包含螺栓，該螺栓係使用上述螺栓用鋼線而製得，拉伸強度1400MPa以上，在表層和直徑d×1/4位置的沃斯田鐵結晶粒度編號皆為No.7以上，耐延遲破壞性優異。

本發明之鋼線係由於適當地控制化學成分組成、碳化物的球狀化度、肥粒鐵結晶粒度編號，及脫碳率，因此能以高水準兼顧冷鍛性及耐延遲破壞性。且，本發明之使用螺栓用鋼線而製得的螺栓為高強度且具有優異的耐延遲破壞性。

本發明者等人為了確保冷鍛性及耐延遲破壞性而反覆精心檢討。其結果，發現藉由適當地控制化學成分組成、碳化物的球狀化度、肥粒鐵結晶粒度編號、及脫碳率，能達成上述課題，而達成本發明。

特別是本發明中，藉由提高Si含量並且降低 脫碳率而能提升耐延遲破壞性，且藉由使肥粒鐵結晶粒細微化至既定的範圍，並且提高碳化物的球狀化率，而能提升冷壓造。以下，說明本發明之螺栓用鋼線。

〔從表層起深度0.1mm位置之C量為母材C量的60~120%〕

若於表層形成有C缺乏層的狀態即脫碳率高的狀態，進行淬火回火處理，則沃斯田鐵結晶物粗大化，使得耐延遲破壞性惡化。因而，為了使耐延遲破壞性提升，脫碳率儘量低為佳。因而，從表層起深度0.1mm位置之C量為母材C量的60%以上，較佳為70%以上，更佳為75%以上。另一方面，C量變得過高也會使耐延遲破壞性劣化。因而，從表層起深度0.1mm位置之C量為母材C量的120%以下，較佳為100%以下，更佳為90%以下。此外，母材的C量係基於燃燒-紅外線吸收法(JIS G 1211(2011年))測量線材之值。

〔肥粒鐵結晶粒度編號：No.6~12〕

若肥粒鐵結晶粒大，則延展性降低且冷鍛性劣化。因而，鋼線的直徑d×1/4位置(以下也稱為「d/4位置」)之肥粒鐵結晶粒度編號為No.6以上，較佳為No.7以上，更佳為No.8以上。另一方面，若肥粒鐵結晶粒過細，則鋼的強度提高，冷鍛性劣化。因而，肥粒鐵結晶粒度編號為No.12以下，較佳為No.11以下，更佳為No.10以下。

〔長寬比2.0以下的碳化物佔碳化物全體的比例：70%以上〕

若棒狀碳化物增加，則鋼變形時由於應力集中源增加、冷鍛性降低，因此球狀化率高者為佳。因而，在d/4位置，長寬比為2.0以下的碳化物的比例為70%以上，較佳為80%以上，更佳為85%以上。球狀化率愈高愈能得到良好的冷鍛性，因此上限為100%。

規定本發明之螺栓用鋼線的化學成分組成之設定範圍的理由係如下述。

〔C：0.3~0.6%〕

C是用於確保鋼的強度之有效元素。為了確保作為目標的1400MPa以上的螺栓拉伸強度，C含量為0.3%以上，較佳為0.35%以上，更佳為0.38%以上。但因為C含量過剩時會使耐延遲破壞性劣化，因此C含量為0.6%以下，較佳為0.55%以下，更佳為0.52%以下。

〔Si：1.0~3.0%〕

Si係作為脫氧劑之作用，並且是用於確保鋼的強度之有效元素。且，回火時亦發揮抑制粗大的雪明碳鐵析出，提升耐延遲破壞性之作用。為了有效地發揮該等效果，Si含量為1.0%以上，較佳為1.3%以上，更佳為1.5%以上。另一方面，若Si含量過剩，則鋼線的強度提高使得冷鍛 性惡化。Si含量為3.0%以下，較佳為2.7%以下，更佳為2.5%以下。

〔Mn：0.10~1.5%〕

Mn是確保鋼的強度，並且是與S形成化合物以發揮抑制使耐延遲破壞性劣化的FeS之生成的作用之有效元素。為了發揮這種效果，Mn含量為0.10%以上，較佳為0.15%以上，更佳為0.2%以上。另一方面，若Mn含量過剩，則MnS粗大化，成為應力集中源而使得冷鍛性或耐延遲破壞性惡化。Mn含量為1.5%以下，較佳為1.3%以下，更佳為1.1%以下。

〔P：超過0%、0.020%以下〕

P是以在結晶粒界濃化而使得鋼的韌度延展性降低且使耐延遲破壞性劣化之雜質元素。藉由使P含量減少，能提升耐延遲破壞性。P含量為0.020%以下，較佳為0.015%以下，更佳為0.010%以下。P含量為愈少愈佳，但是零在製造上有困難，有時含有0.003%左右作為不可避免的雜質。

〔S：超過0%、0.020%以下〕

S亦與P同樣，是以在結晶粒界濃化而使得鋼的韌度延展性降低且使耐延遲破壞性劣化之雜質元素。藉由使S含量減少，能提升耐延遲破壞性。S含量為0.020%以下， 較佳為0.015%以下，更佳為0.010%以下。S含量為愈少愈佳，零在製造上有困難，有時含有0.003%左右作為不可避免的雜質。

〔Cr：0.3~1.5%〕

Cr是提升鋼的耐腐蝕性並且用於確保耐延遲破壞性之有效元素。且，球狀化退火時，由於Cr成為球狀化的核而促進軟質化。為了發揮這種效果，Cr含量為0.3%以上，較佳為0.4%以上，更佳為0.5%以上。另一方面，若Cr含量過剩則生成粗大的Cr系碳化物，使得韌度延展性降低。因而，Cr含量為1.5%以下，較佳為1.4%以下，更佳為1.3%以下。

〔Al：0.02~0.10%〕

Al是作為脫氧劑之作用並且形成氮化物使結晶粒細微化之有效元素。為了發揮這種效果，Al含量為0.02%以上，較佳為0.03%以上，更佳為0.035%以上。另一方面，若Al含量過剩則生成粗大的氮化物，使得結晶粒粗大化且冷鍛性或耐延遲破壞性劣化。因而，Al含量為0.10%以下，較佳為0.08%以下，更佳為0.06%以下。

〔N：0.001~0.02%〕

N是生成Al和氮化物，用於使結晶粒細微化之有效元素。為了發揮這種效果，N含量為0.001%以上，較佳 為0.003%以上，更佳為0.004%以上。另一方面，若N含量過剩則不形成化合物，成為固溶狀態的N量增加，使得冷鍛性降低。因而，N含量為0.02%以下，較佳為0.01%以下，更佳為0.008%以下。

本發明之螺栓用鋼線的基本化學成分組成係如上述，其餘部實質上是鐵。但是，鋼中含有由於原料、資材、製造設備等的狀況而帶入的不可避免的雜質，當然是容許的。且，本發明之螺栓用鋼線因應需要而含有以下元素亦有效。

〔選自由Cu：超過0%、0.5%以下、Ni：超過0%、1.0%以下、及Sn：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種〕

Cu、Ni、Sn是提升鋼的耐腐蝕性並且提升耐延遲破壞性之有效元素。為了發揮這種效果，Cu含量較佳為0.03%以上，更佳為0.1%以上，再更佳為0.15%以上。且，Ni含量較佳為0.1%以上，更佳為0.2%以上，再更佳為0.3%以上。Sn含量較佳為0.03%以上，更佳為0.1%以上，再更佳為0.15%以上。

另一方面，若Cu含量過剩，則熱延展性降低使得鋼的生產性降低。Cu含量較佳為0.5%以下，更佳為0.4%以下，再更佳為0.35%以下。且，若Ni或Sn含量過剩則耐腐蝕性提升效果飽和。Ni含量較佳為1.0%以下，更佳為0.8%以下，再更佳為0.7%以下。Sn含量較佳為 0.5%以下，更佳為0.4%以下，再更佳為0.3%以下。

〔選自由Ti：超過0%、0.1%以下、Nb：超過0%、0.1%以下、及Zr：超過0%、0.3%以下所構成群中之至少1種〕

Ti、Nb及Zr是與C或N形成碳氮化物，使結晶粒細微化之有效元素。且，藉由形成氮化物使得固溶狀態的N量減少，因此也是提升冷鍛性之有效元素。為了發揮該等效果，Ti含量較佳為0.02%以上，更佳為0.03%以上，再更佳為0.04%以上。Nb含量為較佳為0.02%以上，更佳為0.03%以上，再更佳為0.04%以上。且，Zr含量為0.03%以上，更佳為0.08%以上，再更佳為0.10%以上。

另一方面，若Ti、Nb及Zr過剩，則形成粗大的碳氮化物，使得冷鍛性或耐延遲破壞性劣化。Ti含量較佳為0.1%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.06%以下。Nb含量較佳為0.1%以下，更佳為0.08%以下，再更佳為0.06%以下。Zr含量較佳為0.3%以下，更佳為0.25%以下，再更佳為0.2%以下。

〔選自由Mo：超過0%、3%以下、及W：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種〕

Mo、W是提高鋼的強度，並且在鋼中形成細微的析出物以提升耐延遲破壞性之有效元素。為了獲得這種效果，含有Mo及W中至少1種為佳。Mo含量較佳為0.05 %以上，更佳為0.15%以上，再更佳為0.20%以上。W含量較佳為0.03%以上，更佳為0.08%，再更佳為0.10%。另一方面，若Mo、W含量過剩則製造成本上漲。Mo含量較佳為3%以下，更佳為2%以下，再更佳為1.5%以下。W含量較佳為0.5%以下，更佳為0.4%以下，再更佳為0.35%以下。

〔V：超過0%、0.5%以下〕

V是淬火加熱時，藉由在固溶、回火時以碳化物析出而生成氫捕集位置，對提升耐延遲破壞性有效。為了發揮這種效果，V含量較佳為0.01%以上，更佳為0.05%以上，再更佳為0.08%以上。另一方面，若V含量過剩則形成粗大的碳氮化物，使得冷鍛性惡化，因此V含量較佳為0.5%以下，更佳為0.4%以下，再更佳為0.3%以下。

〔選自由Mg：超過0%、0.01%以下、及Ca：超過0%、0.01%以下所構成群中之至少1種〕

Mg、Ca是形成碳氮化物，防止淬火加熱時的沃斯田鐵結晶粒粗大化，對提升韌度延展性、提升耐延遲破壞性有效。為了發揮這種效果，Mg含量較佳為0.001%以上，更佳為0.002%以上，再更佳為0.003%以上。Ca含量較佳為0.001%以上，更佳為0.002%以上，再更佳為0.003%以上。另一方面，若Mg、Ca含量過剩，則上述效果飽和而造成製造成本增加。Mg含量較佳為0.01%以下，更佳為 0.007%以下，再更佳為0.005%以下。Ca含量較佳為0.01%以下，更佳為0.007%以下，再更佳為0.005%以下。

本發明之螺栓用鋼線，可將具有上述化學成分之鋼材進行熔製、鑄造、熱鍛造而製得的螺栓用線材，因應需要而進行脫銹皮、熱處理、皮膜處理、伸線而製造。

首先，說明螺栓用線材之製造方法。螺栓用線材之製造方法不限定下述製造方法，但為了提升酸洗性及耐延遲破壞性，期望在輥軋前的鋼胚再加熱時，加熱至950℃以上(以下，也稱為「鋼胚再加熱溫度」)，在900~1100℃的溫度範圍進行精加工輥軋成為線材或棒鋼形狀後，接著以0.5~13℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻。

〔鋼胚再加熱溫度：950℃以上〕

鋼胚再加熱時，為了降低熱鍛造時的變形阻力，鋼胚再加熱溫度較佳為950℃以上，更佳為1000℃以上。若該溫度未達950℃，則熱鍛造時的變形阻力增大。另一方面，若鋼胚再加熱溫度變得過高，則變成接近於鋼的熔解溫度。因而，鋼胚再加熱溫度較佳為1400℃以下，更佳為1300℃以下，再更佳為1250℃以下。

〔精加工輥軋溫度：900~1100℃〕

若精加工輥軋溫度變得過低，則變成肥粒鐵-沃斯田鐵之2相區域，被促進脫碳。且，若肥粒鐵結晶粒變得過 細則強度變高，使得冷鍛性惡化。因而，精加工輥軋溫度較佳為900℃以上，更佳為950℃以上。另一方面，若精加工輥軋溫度變得過高則肥粒鐵結晶粒粗大化，使得冷鍛性劣化。因而，精加工輥軋溫度較佳為1100℃以下，更佳為1050℃以下。

此外，於含有Ti或Nb等添加元素之情形，也是在與上述精加工輥軋溫度同樣的溫度範圍為佳。若精加工輥軋溫度較佳為900℃以上，更佳為950℃以上，則添加元素能以細微之碳、氮化物析出於鋼中。另一方面，若精加工輥軋溫度較佳為1100℃以下，更佳為1050℃以下，則能充分地析出碳、氮化物。

〔精加工輥軋後的平均冷卻速度：0.5~13℃/秒〕

若精加工輥軋後的平均冷卻速度變得過快，則表層生成麻田散鐵，使得酸洗性惡化。因而，精加工輥軋後的平均冷卻速度較佳為13℃/秒以下，更佳為8℃/秒以下。另一方面，若輥軋後的平均冷卻速度變得過慢，則生產性惡化。因而，精加工輥軋後的平均冷卻速度較佳為0.5℃/秒以上，更佳為1.0℃/秒以上。

接著，說明從所得到的線材製造本發明之螺栓用鋼線之製造方法。本發明之螺栓用鋼線不限定於下述製造方法，但為了提升冷鍛性及耐延遲破壞性，對上述線材可因應需要而組合進行(A)脫銹皮步驟、(B)熱處理步驟、(C)皮膜處理步驟、(D)伸線步驟而製造。從更進一步 提升冷鍛性的觀點而言，特別是(B)熱處理步驟的控制為重要。

〔(a)脫銹皮步驟〕

上述線材表面有時會附著有銹皮。銹皮是造成伸線時的缺陷或壓造時的裂痕之原因，因此線材附著有銹皮的情形，必須藉由鹽酸或硫酸等化學方法或珠擊、彎曲等物理方法除去銹皮。本發明可採用眾所周知的任何化學方法、物理方法。例如藉由化學方法將線材進行脫銹皮處理時，將線材在濃度25%左右、液溫70℃左右的鹽酸溶液中浸漬10分鐘左右進行酸洗為佳。未特別限定處理次數，反覆進行至可完全除去銹皮為佳。

〔(b)熱處理步驟〕

熱處理步驟不僅是將鋼軟化，也調整結晶組織並且抑制過度的脫浸碳。尤其本發明是控制熱處理條件，使對於耐延遲破壞性造成不良影響的粗大的雪明碳鐵熔解，並且抑制成為球狀碳化物的核之含Cr之雪明碳鐵、V或Ti的碳氮化物之熔解。且，若藉由熱處理過度地進行脫碳，則表層的沃斯田鐵結晶粒徑因為淬火回火處理而粗大化，使得耐延遲破壞性惡化，因此控制熱處理條件以抑制脫碳。具體的的熱處理條件係於下述(i)~(v)表示。

(i)熱處理溫度：為了熔解粗大的雪明碳鐵，熱處理溫度為700℃以上，較佳為715℃以上，更佳為 720℃以上。另一方面，若溫度為變得過高，則成為球狀碳化物的核之碳化物熔解。因而，熱處理溫度為800℃以下，較佳為780℃以下，更佳為770℃以下。此外，熱處理溫度只要是在上述範圍內則不需要均熱。

(ii)熱處理時間：為了使粗大的雪明碳鐵熔解，於上述熱處理溫度保持的時間為2小時以上，較佳為3小時以上，更佳為3.5小時以上。另一方面，若熱處理時間變得過長，則成為球狀碳化物的核之碳化物熔解。因而，若熱處理時間為15小時以下，較佳為12小時以下，更佳為10小時以下。

(iii)平均冷卻速度：上述熱處理時間保持後，進行冷卻。為了在冷卻過程中使碳化物球狀化，平均冷卻速度較佳為20℃/hr以下，更佳為15℃/hr以下。另一方面，若平均冷卻速度變得過慢則生產性惡化，因此是3℃/hr以上，較佳為4℃/hr以上，更佳為5℃/hr。

(iv)抽出溫度：為了使碳化物充分地球狀化，必須控制熱處理爐的抽出溫度。抽出溫度較佳為750℃以下，更佳為720℃以下。另一方面，若抽出溫度變得過低則生產性惡化。因而，抽出溫度較佳為650℃以上，更佳為680℃以上。

(v)熱處理氛圍：若過度的脫碳進行則表層的結晶粒粗大化，使得耐延遲破壞性或疲勞特性惡化。為了抑制過度的脫碳，將爐內氛圍設定為一氧化碳和二氧化碳的混合氣，且必須控制爐內的碳位能(以下稱為「CP 值」)。CP值是母材C量的60%以上，較佳為65%以上，更佳為70%以上。另一方面，若CP值變得過高則滲碳而使得耐延遲破壞性惡化。因而，CP值為母材C量的120%以下，較佳為100%以下，更佳為90%以下。此外，CP值是測量設置在爐內的線圈狀的鋼琴線(以下稱為「CP線圈」)的碳量之值。

〔(c)皮膜處理步驟〕

皮膜處理步驟中，為了防止伸線加工或冷壓造時的焦化或缺陷而施以潤滑性塗布。本發明中可使用各種眾所周知的皮膜劑。在1400MPa以上的高強度螺栓例示鈣皮膜、非磷皮膜，及磷酸鹽皮膜等。皮膜處理方法亦未有特別限定，在潤滑劑溶液或皮膜劑溶液例如浸漬3~15分鐘左右為佳。

〔(d)伸線步驟〕

在伸線步驟藉由模具等反覆進行冷伸線，對具有目的的線徑、性能之線進行精加工。伸線加工藉由各種眾所周知的方法進行即可，未有特別限定。

上述(a)~(d)的各步驟亦可因應需要而反覆進行，且，組合亦可因應要求特性等而適當選擇。藉由上述製造方法製得的鋼線係具有拉伸強度1400MPa以上，化學成分組成被適當地控制，並且鋼線的脫碳、浸碳也被適當地控制，因此具有優異的耐延遲破壞性。且，肥粒鐵結 晶粒度和球狀化率被適當地控制，因此具有優異的冷鍛性。

本發明之螺栓，可藉由冷壓造等將上述鋼線成型為螺栓，進一步藉由進行淬火回火處理而製造螺栓。為了控制沃斯田鐵結晶粒徑，期望淬火前的加熱溫度較佳為930℃以下，更佳為920℃以下，進一步更佳為910℃以下。另一方面，若淬火前加熱溫度過低則淬火時無法充分地進行麻田散鐵變態，而無法得到必要的強度。因而，淬火前的加熱溫度較佳為870℃以上，更佳為880℃以上，進一步更佳為890℃以上。其他的淬火前加熱條件未有特別限定，以下條件為例示。

淬火前加熱時間：10~45分鐘

冷卻方法：油冷，溫度：室溫~70℃

爐內氛圍：一氧化碳(RX氣體)和二氧化碳的混合氛圍、氮氛圍、大氣氛圍等。

溫度、時間等回火條件可因應必要的強度而適當變更。藉由使用本發明之鋼線，可得到顯示1400MPa以上的拉伸強度和優異的耐破壞性之螺栓。

本發明之螺栓的沃斯田鐵結晶粒已細微化。沃斯田鐵結晶粒是愈細微則其韌度延展性愈提升，且耐延遲破壞性提升。為了藉由本發明之化學成分組成、拉伸強度確保耐延遲破壞性，表層及在d/4位置的沃斯田鐵結晶粒度編號皆較佳為No.7以上，更佳為No.9以上。沃斯田鐵結晶粒愈細微愈佳，於通常的熱處理大致No.14以 下。

本申請案係基於2015年3月27日提出的日本專利申請案第2015-066204號而主張優先權之利益。日本專利申請案第2015-066204號的說明書之全部內容，被援用於作為本申請案之參考。

[實施例]

以下，舉出實施例更具體地說明本發明，本發明原本就不受下述實施例限制，當然也可以在能適合前、後述之趣旨之範圍內加以適當地變更而實施，該等皆包含於本發明之技術範圍。

將下述表1所示之化學成分組成的鋼材予以熔煉，進行鑄造、熱輥軋，製造出直徑12mmΦ或9.3mmΦ的線材。此時，以表2所示之條件，進行鋼胚再加熱、精加工輥軋、以精加工輥軋後的平均冷卻速度進行而得到線材。在該線材以表2所示之組合進行(A)脫銹皮步驟、(B)熱處理步驟、(C)皮膜處理步驟、(D)伸線步驟而製造成直徑9.06mm的鋼線。各步驟之條件如下述。

(A)脫銹皮步驟：「P」

在25%鹽酸(70℃)浸漬10分鐘而除去銹皮。

(B)熱處理步驟：「SA」

(i)熱處理溫度、(ii)熱處理時間、(iii)平均冷卻速度係以表2所示之條件進行。(iv)抽出溫度為690℃，(v)熱處理氛圍係一氧化碳(RX氣體)和二氧化碳的混合氣。

(C)皮膜處理步驟：「L」

鈣皂槽浸漬10分鐘進行鈣皮膜處理。

(D)伸線步驟：「Dr」

Φ12.0mm的輥軋材：試驗No.1~3、6、7、10、11、16、17、19~22、27、28、31~34、37~40、42~45：

使用伸線模具以伸線速度1m/秒從Φ12.0mm伸線至Φ9.3mm，然後實施熱處理、酸洗、皮膜處理後，實施精加工伸線至Φ9.06mm。

Φ9.3mm的輥軋材：試驗No.4、5、8、9、12~15、18、23~26、29、30、35、36、41：

使用伸線模具以伸線速度1m/秒伸線至Φ9.06mm。

測量上述各鋼線的肥粒鐵結晶粒度、球狀化率，從表層起深度0.1mm位置之C量。

(1)肥粒鐵結晶粒度

對鋼線的軸沿著垂直的剖面(以下稱為「橫剖面」)切斷後，將該橫剖面的直徑d×1/4位置(以下稱為「d/4位置」)的任意0.039mm²之區域，藉由倍率400倍的光學顯微鏡觀察，按照JIS G 0551(2015)規定的「鋼-結晶粒度之顯微鏡試驗方法」測量肥粒鐵結晶粒度。在各4個視野測量且將其平均值作為肥粒鐵結晶粒度編號。

(2)球狀化率

在切斷的鋼線的橫剖面之d/4位置的任意部位，藉由 倍率4000倍、觀察視野30μm×23μm的掃描型電子顯微鏡觀察，拍攝10張照片。將各照片進行圖像解析，算出長寬比相對於碳化物的總數為2.0以下的碳化物的個數比例，將10張照片的結果進行算術平均者，作為各採樣的球狀化率。此外，掃描型電子顯微鏡觀察時，係以具有可測量的0.0025μm²左右以上的面積之碳化物作為對象。

(3)從表層起深度0.1mm位置之C量

從表層起深度0.1mm位置之C量為，藉由EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)線分析而測定。且，使用該測量值算出相對於表1記載的母材C量之比例。

〔螺栓之製造〕

使用多段模具藉由冷壓造，從上述各鋼線製作M10mm×P1.5mm、長度80mm的凸緣螺栓。此外，M意指軸部之直徑，P意指間距。

(4)冷鍛性

上述冷壓造時，根據凸緣裂痕之有無而評價冷鍛性。冷鍛性係於未產生裂痕時評價為合格「P」(Pass)，產生裂痕時為不合格「F」(Failure)。

在上述製作的螺栓，以表3所示之條件施行淬火、回火處理。此時，淬火的加熱時間為15分鐘，爐內氛圍為大氣氛圍，淬火為25℃之油冷。且，回火的加熱時間為45分鐘。此外，冷鍛性不合格的情形除外。

評價各螺栓的沃斯田鐵結晶粒徑、拉伸強度、耐延遲破壞性。

(5)沃斯田鐵結晶粒度編號

在螺栓的軸部，相對於螺栓的軸沿著垂直的剖面(以下稱為橫剖面)切斷後，在該橫剖面的直徑d×1/4位置、及最表層的任意0.039mm²之區域，藉由倍率400倍的光學顯微鏡觀察，按照JIS G 0551(2015)規定的「鋼-結晶粒度之顯微鏡試驗方法」測量舊沃斯田鐵結晶粒度編號。在各4個視野測量且將其平均值作為沃斯田鐵結結晶粒度編 號。沃斯田鐵結晶粒度編號No.7以上為合格，未達No.7為不合格。

(6)拉伸強度

按照JIS B 1051(2014)進行拉伸試驗以測量螺栓的拉伸強度。1400MPa以上為合格，未達1400MPa為不合格。

(7)耐延遲破壞性

將螺栓治以降伏點為目標緊固於治具後，(a)各治具在1%HCl浸漬15分鐘，(b)在大氣中暴露24小時，(c)確認有無破斷，作為1循環，將此反覆10循環以進行評價。螺栓是對於1水準各評價10支，評價為1支都未破斷的情形為合格「P」，只要有1支破斷的情形為不合格「F」。

從該等之結果可考察如下。試驗No.1~18、22、29、43~45係滿足本發明中規定的要件之發明例。該等皆為高強度且冷鍛性及耐延遲破壞性優異。

試驗No.19~21、23~28、30~42係未滿足本發明中規定的要件之例。

試驗No.19係退火時的溫度低之例。該例中，複合碳化物的熔解不充分，且球狀化率亦低，冷鍛性差。

試驗No.20係退火時的溫度高之例。該例中，成為球狀碳化物的核之碳化物熔解，球狀化率變低且冷鍛性差。

試驗No.21係退火時的冷卻速度快之例。該例中，球狀化率變低且冷鍛性差。

試驗No.23係退火時的時間短之例。該例中，軟質化未充分地進行，球狀化率變低且冷鍛性差。

試驗No.24係退火時的時間長之例。該例中，成為球狀碳化物的核之碳化物熔解，且球狀化率變低且冷鍛性差。

試驗No.25係退火時的CP值低之例。該例中，表層產生過度的脫碳，由於淬火時沃斯田鐵結晶粒粗大化，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.26係退火時的CP值高之例。該例中，表層產生過度的滲碳，由於表層的韌性延性降低，因此耐延遲破壞性劣化。

試驗No.27係精加工輥軋溫度低，在肥粒鐵-沃斯田鐵的2相區域輥軋之例。該例中，由於脫碳促進且表層的沃斯田鐵結晶粒粗大化，因此耐延遲破壞性惡化。

試驗No.28係精加工輥軋溫度高之例。該例中，肥粒鐵結晶粒粗大化且冷鍛性劣化。

試驗No.30係使用C含量低於本發明之下限的鋼種A1之例。該例中，未能確保1400MPa以上的拉伸強度。

試驗No.31係使用C含量高於本發明之上限的鋼種B1之例。該例中，由於韌度延展性降低，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.32係使用Si含量低於本發明之下限的鋼種C1之例。該例中，由於回火時粗大的雪明碳鐵析出，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.33係使用Si含量高於本發明之上限的鋼種D1之例。該例中，鋼線的強度變得過高，冷鍛性劣化。

試驗No.34係使用Mn含量低於本發明之下限的鋼種E1之例。該例中，生成大量FeS，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.35係使用Mn含量高於本發明之上限的鋼種F1之例。該例中，由於MnS粗大化，因此冷鍛性差。

試驗No.36係使用P含量高於本發明之上限的鋼種G1之例。該例中，由於韌度延展性降低，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.37係使用S含量高於本發明之上限 的鋼種H1之例。該例中，由於韌度延展性降低，因此耐延遲破壞性差。

試驗No.38係使用Cr添加量低於本發明之下限的鋼種I1之例。該例中，軟質化無法充分地進行，冷鍛性差。

試驗No.39係使用Cr含量高於本發明之上限的鋼種J1之例。該例中，粗大的Cr碳化物生成且耐延遲破壞性差。

試驗No.40係使用Al含量低於本發明之下限的鋼種K1之例。該例中，肥粒鐵結晶粒粗大化且冷鍛性差。

試驗No.41係使用Al含量高於本發明之上限的鋼種L1之例。該例中，粗大的AlN生成，因此冷鍛性差。

試驗No.42係使用N含量高於本發明之上限的鋼種M1之例。該例中，由於固溶N量增加，因此冷鍛性差。

Claims (3)

1. 一種冷鍛性及淬火回火後之耐延遲破斷性優異的螺栓用鋼線，以質量%計，係含有：C：0.3~0.6%，Si：1.0~3.0%，Mn：0.10~1.5%，P：超過0%、0.020%以下，S：超過0%、0.020%以下，Cr：0.3~1.5%，Al：0.02~0.10%，N：0.001~0.02%，其餘為鐵及不可避免的雜質，在鋼線的直徑d×1/4位置之肥粒鐵結晶粒度編號為No.6~12，在鋼線的直徑d×1/4位置，長寬比2.0以下的碳化物佔碳化物全體的比例為70%以上，且在從表層算起深度0.1mm位置之C量為母材C量的60~120%。
2. 如請求項1之螺栓用鋼線，其中，進一步，含有屬於以下(A)、(B)、(C)、(D)及(E)中任一者的1種以上，(A)選自由Cu：超過0%、0.5%以下、Ni：超過0%、1.0%以下、及Sn：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種， (B)選自由Ti：超過0%、0.1%以下、Nb：超過0%、0.1%以下、及Zr：超過0%、0.3%以下所構成群中之至少1種，(C)選自由Mo：超過0%、3%以下、及W：超過0%、0.5%以下所構成群中之至少1種，(D)V：超過0%、0.5%以下，(E)選自由Mg：超過0%、0.01%以下、及Ca：超過0%、0.01%以下所構成群中之至少1種。
3. 一種耐延遲破斷性優異之螺栓，係使用如請求項1或2之螺栓用鋼線而製得，拉伸強度1400MPa以上，在表層和直徑d×1/4位置的沃斯田鐵結晶粒度編號皆為No.7以上。