(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．２０〜０．３５％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５％および
Ｎ  ：０．００１〜０．０１５％を夫々含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるボルト用鋼線であって、
鋼線表面のＢ含有量を、鋼線のＤ０／４部（Ｄ０は鋼線の直径を表す）のＢ含有量を１００％として求めたとき、その割合が平均で７０％以下であり、且つこの割合の最大値と最小値の差が２５％以下であり、鋼線表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼線。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載のボルト用鋼線。
【請求項３】
更に、Ｍｏ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項１または２に記載のボルト用鋼線。
【請求項４】
更に、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載のボルト用鋼線。
【請求項５】
更に、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載のボルト用鋼線。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載のボルト用鋼線を製造する方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分組成を有する線材を用い、少なくとも下記（１）の製造工程を含んで製造することを特徴とするボルト用鋼線の製造方法。
（１）線材から鋼線への伸線加工工程において、伸線加工前の線材を６５０〜８００℃で３〜２４時間加熱した後、断面減少率が２０％以上となるように伸線加工する。
【請求項７】
Ｃ  ：０．２０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５％および
Ｎ  ：０．００１〜０．０１５％を夫々含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼線をボルト形状に成形した高強度ボルトであって、
ボルト表面のＢ含有量を、ボルトのＤ1／４部（Ｄ1はボルト軸部の直径を表す）のＢ含有量を１００％として求めたとき、その割合が平均で７０％以下であり、且つこの割合の最大値と最小値の差が２５％以下であり、ボルト表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
【請求項８】
更に、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項７に記載の高強度ボルト。
【請求項９】
更に、Ｍｏ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項７または８に記載の高強度ボルト。
【請求項１０】
更に、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項７〜９のいずれかに記載の高強度ボルト。
【請求項１１】
更に、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項７〜１０のいずれかに記載の高強度ボルト。
【請求項１２】
請求項７〜１１のいずれかに記載の高強度ボルトの製造方法であって、
請求項７〜１１のいずれかに記載の化学成分組成を有する線材を用い、下記（１）および（２）の少なくともいずれかの製造工程を含んで製造することを特徴とする高強度ボルトの製造方法。
（１）線材から鋼線への伸線加工工程において、伸線加工前の線材を６５０〜８００℃で３〜２４時間加熱した後、断面減少率が２０％以上となるように伸線加工する。
（２）鋼線から頭部成型品形状への熱間圧造工程において、熱間圧造前の鋼線を８００〜９５０℃で１０〜６０分加熱した後、鋼線から頭部成型品形状への軸部における断面減少率が１０％以上となるように熱間圧造する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や各種産業機械等に用いられる高強度ボルト、およびこの様な高強度ボルトを製造するためのボルト用鋼線、並びにそれらの製造方法に関し、特に引張強度が１０００〜１４００ＭＰａの高強度であっても優れた耐遅れ破壊性を発揮する高強度ボルト、およびこうした高強度ボルトを製造するためのボルト用鋼線、並びにそれらを製造するための有用な方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
上記各用途に用いられる高強度ボルトは、引張強度が１０００ＭＰａ以上となると遅れ破壊を起こしやすくなる。これまで、引張強度が１０００ＭＰａ以上となるような高強度ボルトには、その素材としてＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼等の規格合金鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４０５３）が多く用いられてきた。しかしながら、近年では省コスト化の観点から、ボルト製造時の球状化焼鈍や伸線加工工程を省略若しくは簡略化できるボロン添加鋼が、素材として広く普及している。
【０００３】
ボロン添加鋼は、前述したＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼に対して、ＭｏやＣｒを省略・低減する代わりにボロン（Ｂ）を添加することで、焼入れ性を補填し、加えてＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼よりも低温で焼戻し処理を行なうことで１０００〜１４００ＭＰａ程度の引張強度を実現している。しかしながら、ボロン添加鋼はＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼等の規格合金鋼に比べて、一般的に耐遅れ破壊性に劣るとされている。こうしたことから、ボロン添加鋼の耐遅れ破壊性を更に向上させる技術について、これまで様々検討されている。
【０００４】
ボロン添加鋼の耐遅れ破壊性を向上させる技術として、例えば特許文献１、２のような技術が提案されている。これらの技術は、基本的に結晶粒の粗大化を防止することで耐遅れ破壊性を向上させるものである。このうち特許文献１では、１０５０℃以上に加熱した圧延素材を圧延して線材とした後、６００℃以下になるまでの冷却速度を制御し、ＴｉＣやＴｉ（ＣＮ）を析出させることで、結晶粒粗大化を防止している。また特許文献２では、ＴｉＮを除くＴｉ化合物と熱間圧延後のフェライト結晶粒度を規定することで、結晶粒の粗大化を防止している。しかしながら、結晶粒の粗大化防止のみでは規格合金鋼並みの耐遅れ破壊性を確保することはできない。
【０００５】
一方、特許文献３には、優れた冷間鍛造性を有する鋼線とその製造方法に関する技術が提案されている。この技術では、炭化物の個数とフェライト粒径を制御することで、冷間鍛造性を向上させたものであり、必要によって、ボロンを添加することも開示されている。しかしながらこの技術では、伸線加工後に焼鈍して部品形状に成形するものであるため、規格合金鋼並みの耐遅れ破壊性を発揮させることはできない。
【０００６】
また特許文献４には、焼入れ時に水または水溶性焼入れ媒体を用いることで、強度と耐遅れ破壊性を両立させた技術が提案されている。しかしながら、水焼入れでは強度ばらつきが大きく発生するばかりか、仕上げの圧延温度や伸線加工率が適切でないため、規格合金鋼なみの耐遅れ破壊性を発揮させることは困難である。
【０００７】
これまで提案された技術では、ＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼等の規格合金鋼に対してＭｏやＣｒを省略・低減したボロン添加鋼では、規格合金鋼並みの耐遅れ破壊性を得ることができないのが実状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平１１−０４３７３７号公報
【特許文献２】特開平１０−０５３８３４号公報
【特許文献３】国際公開第２０１１／１０８４５９号
【特許文献４】特開２００１−６２６３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、ＳＣＭ鋼やＳＣｒ鋼に対してＭｏやＣｒも省略・低減しても規格合金鋼並みの耐遅れ破壊性を有し、引張強度が１０００〜１４００ＭＰａの高強度ボルト、およびこうした高強度ボルトを製造するためのボルト用鋼線、並びにそれらを製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決し得た本発明のボルト用鋼線は、
Ｃ  ：０．２０〜０．３５％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１％以上、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５％および
Ｎ  ：０．００１％以上を夫々含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるボルト用鋼線であって、
鋼線表面のＢ含有量を、鋼線のＤ０／４部（Ｄ０は鋼線の直径を表す）のＢ含有量を１００％として求めたとき、その割合が平均で７５％以下であり、且つこの割合の最大値と最小値の差が２５％以下であり、鋼線表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上であるところに特徴がある。
【００１１】
一方、上記課題を解決し得た本発明の高強度ボルトは、
Ｃ  ：０．２０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０１％以上、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５％および
Ｎ  ：０．００１％以上を夫々含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％の少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼線をボルト形状に成形した高強度ボルトであって、
ボルト表面のＢ含有量を、ボルトのＤ1／４部（Ｄ1はボルト軸部の直径を表す）のＢ含有量を１００％として求めたとき、その割合が平均で７５％以下であり、且つこの割合の最大値と最小値の差が２５％以下であり、ボルト表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上であるところに特徴がある。
【００１２】
本発明のボルト用鋼線または高強度ボルトには、必要によって更に、（ａ）Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｍｏ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、（ｃ）Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、（ｄ）Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じてボルト用鋼線または高強度ボルトの特性が更に改善される。
【００１３】
上記課題を解決し得た本発明のボルト用鋼線の製造方法とは、上記のような化学成分組成を有する線材を用い、少なくとも下記（１）の製造工程を含んで製造することを特徴とする。
（１）線材から鋼線への伸線加工工程において、伸線加工前の線材を６５０〜８００℃で１〜２４時間加熱した後、断面減少率が２０％以上となるように伸線加工する。
【００１４】
また上記課題を解決し得た本発明の高強度ボルトの製造方法とは、上記のような化学成分組成を有する線材を用い、下記（１）および（２）の少なくとも１つの製造工程を含んで製造することを特徴とする。
（１）線材から鋼線への伸線加工工程において、伸線加工前の線材を６５０〜８００℃で１〜２４時間加熱した後、断面減少率が２０％以上となるように伸線加工する。
（２）鋼線から頭部成型品形状への熱間圧造工程において、熱間圧造前の鋼線を８００〜９５０℃で１０〜６０分加熱した後、鋼線から頭部成型品形状への軸部における断面減少率が１０％以上となるように熱間圧造する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、鋼線や高強度ボルトの化学成分組成を適切に制御した上で、表面（表層を含む）のボロン含有量を低減させているため、従来から実施されている結晶粗大化の防止に加え、遅れ破壊の起点となる表層のボロン化合物が少なく、優れた耐遅れ破壊性を実現することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、規格合金鋼に比べ、ボロン添加鋼が耐遅れ破壊性に劣る原因を種々検討した。その結果、ボロン添加鋼ではボロン化合物（Ｂ含有化合物）が線材表層（従って、鋼線やボルトの表層）に析出し、そのボロン化合物が起点となって遅れ破壊が生じていることを突き止めた。
【００１７】
そこで本発明者らは、遅れ破壊の起点となるボロン化合物の低減方法について更に鋭意研究を重ねた。その結果、ボロン添加鋼を高温に加熱した際に起きる脱ボロン現象を利用して、表層（鋼線やボルトの表層）のＢ含有量を低下させた後、Ｂ含有量が低下した部分に熱間あるいは冷間加工を施すことで、Ｂ含有量が低下した層を均一に形成できることが判明した。そして、表面（表層を含む）のＢ含有量の割合を、鋼線のＤ0／４部（Ｄ0は鋼線の直径を表す）またはボルトのＤ1／４部（Ｄ1はボルト軸部の直径を表す）のＢ含有量を１００％として求めたとき、その割合が平均で７５％以下に均一化（即ち、前記割合の最大値と最小値の差が２５％以下）され、耐遅れ破壊性が大きく向上することを見出した。尚、低下させたＢ含有量が測定される位置は、基本的に鋼線やボルトの表面であるが、この「表面」のＢ含有量は、一般的に遅れ破壊の起点となる表面から深さ１００μｍ程度までの「表層」におけるＢ含有量を代表していることになる（以下、こうした意味を含めて「表層」と呼ぶことがある）。また、鋼線のＤ0／４部（Ｄ0は鋼線の直径を表す）またはボルトのＤ1／４部（Ｄ1はボルト軸部の直径を表す）のＢ含有量は、加工前の線材の平均的なＢ含有量を示す位置として選んだものであるが、この位置を以下では「内部」と呼ぶことがある。
【００１８】
表層のＢ含有量を内部（鋼線やボルトの内部）のＢ含有量より低くすることで、遅れ破壊の起点となるボロン系析出物（Ｂ含有析出物）の数を低減することができ、耐遅れ破壊性を向上させることができる。こうした効果を発揮させるためには、表層のＢ含有量を、内部のＢ含有量に対する割合で７５％以下（内部のＢ含有量を１００％としたとき）とする必要がある。表層のＢ含有量の割合は、好ましくは６０％以下であり、より好ましくは５０％以下である。
【００１９】
表層のＢ含有量を低下させることによって耐遅れ破壊性を向上させるには、Ｂ含有量を低下させた層（本発明では、「Ｂ含有量低下層」と呼んでいる）を、均一に生成させる必要がある。こうした観点からして、表層のＢ含有量を、鋼線やボルトの任意の位置で４箇所測定し、測定点のＢ含有量の最大値と最小値の差が２５％以下であり、且つ測定点の平均のＢ含有量の７５％以下である場合に、耐遅れ破壊性が大きく向上することになる。尚、元々のＢ含有量が少ないことから、分析結果が０．０００１％（装置の検出限界）変わるだけで、割合の差として見たときに大きく変動することになる。本発明者らは、測定点のＢ含有量の最大値と最小値の差が２５％を超えたとき不均一になったと判断できた。
【００２０】
本発明のボルト用鋼線またはボルト（以下では、これらを代表して「ボルト」と呼ぶことがある）では、表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上である。ボルト表層の旧オーステナイトを微細化することで、靭性の向上により耐遅れ破壊性を向上させることができる。こうした効果を発揮させるためには、ボルト表層の旧オーステナイト結晶粒度番号をＮｏ．８以上とする必要がある。ボルト表層の旧オーステナイト結晶粒度番号は、好ましくはＮｏ．１０以上であり、より好ましくはＮｏ．１２以上である。
【００２１】
また、上記した化学成分組成を有し、且つ少なくとも上記（１）の製造工程を含んで製造された鋼線、或は上記（１）および（２）の少なくともいずれかの製造工程を含んで製造されたボルトは、表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒径が、結晶粒度番号（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１）でＮｏ．８以上となっており、靭性の向上により優れた耐遅れ破壊性を発揮する。この結晶粒度番号は、より好ましくは１０以上であり、更に好ましくは１２以上である。旧オーステナイト結晶粒度番号は大きいほど好ましく上限は特に限定されないが、通常は１５以下である。
【００２２】
本発明では、ボルトとしての基本的特性および耐遅れ破壊性を発揮させるためには、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。この化学成分組成は、ボルト用鋼線と高強度ボルトは共通するものであるが、その範囲設定理由は次の通りである。
【００２３】
（Ｃ：０．２０〜０．３５％）
Ｃは、強度確保や焼入れ性向上に有効な元素であり、引張強度で１０００ＭＰａ以上の強度を確保するために、０．２０％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．２２％以上であり、より好ましくは０．２４％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰になると、靭性や耐食性の低下を招き、耐遅れ破壊性が低下するため、０．３５％以下とした。Ｃ含有量は好ましくは０．３３％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
【００２４】
（Ｓｉ：０．０１％以上）
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として作用すると共に、鋼を強化する固溶元素として必要な元素であり、０．０１％以上含有させることでその効果を発揮する。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、耐遅れ破壊性の観点からはＳｉ含有量の上限は特に設けないが、Ｓｉ含有量が高くなるとボルト製造時の圧造性が低下するため、２．０％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量のより好ましい上限は１．５％以下であり、更に好ましくは１．０％以下である。
【００２５】
（Ｍｎ：０．３〜１．５％）
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、引張強度で１０００ＭＰａ以上の強度を達成する上で重要な元素である。Ｍｎは０．３％以上含有させることで、その効果を発揮させることができる。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、結晶粒界への偏析を助長して粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が低下するため、１．５％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．３％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。
【００２６】
（Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない））
Ｐは不可避的不純物として含有されるが、過剰に存在すると粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊性が悪化する。そのため、Ｐ含有量の上限は０．０２０％以下とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ含有量は、低減すればするほど耐遅れ破壊性の向上に繋がるが、生産性や製造コストが悪化するため、下限は０．００１％以上とすることが望ましい。
【００２７】
（Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない））
Ｓが過剰に存在すると、硫化物が結晶粒界に偏析し、粒界強度の低下を招いて耐遅れ破壊性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限は０．０２０％以下とした。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ含有量は低減すればするほど耐遅れ破壊性の向上に繋がるが、生産性や製造コストが悪化するため、下限は０．００１％以上とすることが望ましい。
【００２８】
（Ｃｒ：０．１０〜１．５％）
Ｃｒは焼入れ性、耐食性向上元素であり、０．１０％以上含有させることでその効果を発揮する。Ｃｒ含有量は好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になるとコスト増加に繋がるため、上限を１．５％以下とした。Ｃｒ含有量は好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
【００２９】
（Ａｌ：０．０１〜０．１０％）
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であり、且つＡｌＮを形成することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止することができる。また、Ｎと結合することでフリーＢ（化合物を形成しないＢ）が増加するため、焼入れ性が向上する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。Ａｌ含有量は好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になっても効果が飽和するため、上限を０．１０％以下とした。Ａｌ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
【００３０】
（Ｂ：０．０００５〜０．００５％）
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる上で有効な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０００５％以上含有し、且つＴｉやＮｂを併用して添加する必要がある。Ｂ含有量は好ましくは０．０００７％以上であり、より好ましくは０．００１％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になって０．００５％を超えるとＢ含有化合物が多量に生成し、靭性が低下する。Ｂ含有量は好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
【００３１】
（Ｎ：０．００１％以上）
Ｎは、ＡｌやＴｉ、Ｎｂと窒化物を形成することによって結晶粒の粗大化を防止することができる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００１％以上とする必要がある。Ｎ含有量は好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。一方、耐遅れ破壊性の観点からはＮ含有量に上限は設けないが、Ｎ含有量が過剰になると固溶Ｎが増加し、冷間圧造性が悪化するため、上限は０．０１５％以下とすることが望ましい。Ｎ含有量の上限は、より好ましくは０．０１２％以下であり、更に好ましくは０．０１０％以下である。
【００３２】
（Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％の少なくとも１種）
ＴｉおよびＮｂは、炭窒化物を形成する元素であり、これらのいずれかを０．０２％以上含有させることで結晶粒の粗大化を防止することができる。また、鋼中のＮをＴｉＮやＮｂＮとして固着することにより、フリーＢが増加するため、焼入れ性を向上させることができる。Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０３５％以上である。一方、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量が過剰になって、そのいずれかが０．１０％を超えると、加工性の低下やコスト増を招くことになる。Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。
【００３３】
本発明に係るボルト（および鋼線）における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（上記Ｐ、Ｓ以外の不純物）であるが、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明のボルトには、上記成分の他に必要によって、更に、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｗ等を含有させることも有効である。これらの元素を含有させるときの適正な範囲および作用は以下の通りである。
【００３４】
（Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳｎ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｃｕは耐食性向上元素であり、腐食による水素発生量も低減されるため、耐遅れ破壊性の向上に有効である。このような効果を発揮させるには、Ｃｕは０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が過剰になるとコスト増加に繋がるため、上限を０．３％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
【００３５】
Ｎｉは、Ｃｕと同様に耐食性向上元素であり、腐食による水素発生量も低減されるため、耐遅れ破壊性の向上に有効である。このような効果を発揮させるには、Ｎｉは０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が過剰になるとコスト増加に繋がるため、上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
【００３６】
Ｓｎは、ＮｉやＣｕと同様に耐食性向上元素であり、腐食による水素発生量も低減させるため、耐遅れ破壊性の向上に有効である。このような効果を発揮させるには、Ｓｎは０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｎ含有量が過剰になるとコスト増加に繋がるため、上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
【００３７】
（Ｍｏ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．３０％以下（０％を含まない）の少なくとも1種）
Ｍｏは焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するのに有効な元素である。また、微細な炭窒化物を形成し、耐遅れ破壊性を向上させる。このような効果を発揮させるには、Ｍｏは０．０３％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｏ量が過剰になるとコスト増に繋がるため、上限を０．３０％とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．２７％以下であり、更に好ましくは０．２５％以下である。
【００３８】
Ｖは、Ｍｏと同様に焼入れ性向上元素であり、高強度を達成するのに有効な元素である。また、微細な炭窒化物を形成しオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。これらの効果を発揮させるためには、Ｖは０．０２％以上含有させることが好ましい。Ｖ含有量のより好ましい下限は０．０４％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になるとコスト増に繋がるため、上限を０．３０％とすることが好ましい。Ｖ含有量のより好ましい上限は０．２０％以下であり、更に好ましい上限は０．１５％以下である。
【００３９】
（Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）およびＣａ：０．０１％以下（０％を含まない）の少なくとも１種）
Ｍｇ，Ｃａは鋼の脱酸に有効な元素であり、且つＴｉやＡｌとの複合化合物を形成しすることでオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。一方、これらを０．０１％よりも多く含有させても効果が飽和する。Ｍｇ含有量およびＣａ含有量のより好ましい上限は０．００５％以下であり、更に好ましくは０．００１％以下である。
【００４０】
（Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＷ：０．３％以下（０％を含まない）の少なくとも１種）
Ｚｒは炭窒化物形成元素であり、０．０１％以上含有させることでオーステナイト粒の粗大化を防止することができるので好ましい。Ｚｒ含有量のより好ましい下限は０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｚｒ含有量が過剰になるとコスト増に繋がるため、上限を０．３％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量のより好ましい上限は０．２％以下であり、更に好ましくは０．１％以下である。
【００４１】
ＷはＺｒと同様に炭窒化物形成元素であり、０．０１％以上添加することでオーステナイト粒の粗大化を防止することができるので好ましい。Ｗ含有量のより好ましい下限は０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｗ含有量が過剰になるとコスト増に繋がるため、上限を０．３％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量のより好ましい上限は０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００４２】
ボルトを製造するための鋼線（ボルト用鋼線）は、鋳造によって得られた鋼片を熱間圧延によって線材に加工した後（この工程を「工程１」と呼ぶ）、得られた線材を伸線加工する（この工程を「工程２」と呼ぶ）ことによって製造される。本発明に係る鋼線（上記を要件を満足する鋼線）を製造するためには、「線材から鋼線の加工工程」（前記工程２）における条件を適切に制御する必要がある。即ち、上記のような化学成分組成を有する線材を、少なくとも前記（１）の製造工程を含んで製造することが重要である。
【００４３】
上記のような製造工程を含んで鋼線を製造することによって、鋼線表層のＢ含有量の割合が、鋼線内部のＢ含有量に対して平均で７５％以下であり、且つこの割合の最大値と最小値の差が２５％以下であり、鋼線表面から１００μｍ深さまでの領域での旧オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．８以上のものとなる。上記工程２における要件を規定した理由は、下記の通りである。
【００４４】
（工程２：線材から鋼線への加工工程）
線材から鋼線への加工工程は、６５０〜８００℃で１〜２４時間加熱した後、断面減少率２０％以上で伸線加工を実施することで、均一なＢ含有量低下層を形成することができる。尚、温度・時間が適正であれば、球状化焼鈍で代用することも可能であり、その際の炉内雰囲気は過度な脱炭・浸炭が生じない範囲で適宜実施できる。
【００４５】
（加熱温度：６５０〜８００℃）
加熱温度が低すぎると脱ボロン量が不十分となり、均一なＢ含有量低下層が形成されず耐遅れ破壊性が悪化するため、下限を６５０℃以上とした。加熱温度の好ましい下限は６８０℃以上であり、より好ましい下限は７００℃以上である。一方、加熱温度が高くなりすぎると、脱炭が促進されることでＴｉやＮｂ等の炭化物が減少し、結晶粒が粗大化したり、表層硬度が低下したりするため、上限を８００℃以下とした。加熱温度の好ましい上限は、７８０℃以下であり、より好ましい上限は７６０℃以下である。
【００４６】
（加熱時間：１〜２４時間）
加熱時間が短すぎると、脱ボロン量が不十分となり、均一なＢ含有量低下層が形成されず、耐遅れ破壊性が悪化するため、加熱時間の下限を１時間以上とした。加熱時間の好ましい下限は３時間以上であり、より好ましい下限は６時間以上である。一方、加熱時間が長すぎると、脱炭が促進されることでＴｉやＮｂ等の炭化物が減少し、結晶粒が粗大化したり、鋼線やボルトでの表層硬度が低下したりするため、上限を２４時間以下とした。加熱時間の好ましい上限は１８時間以下であり、より好ましい上限は１０時間以下である。
【００４７】
（断面減少率：２０％以上）
伸線加工時の断面減少率が小さすぎると、熱処理時に生成させたＢ含有量低下層が不均一のまま残留し、耐遅れ破壊性が低下するため、断面減少率の下限を２０％以上とした。断面減少率の好ましい下限は２３％以上であり、より好ましい下限は２５％以上である。一方、断面減少率の上限は特に設定しないが、生産性を考慮すると４０％以下とすることが好ましい。尚、このときの断面減少率は、下記式で求められる値である。
伸線加工時の断面減少率＝{（線材の断面積−鋼線の断面積）／（線材の断面積）｝×１００（％）
【００４８】
上記のような条件［前記（１）の条件］を満足させつつ鋼線（ボルト製造用鋼線）を製造すれば、鋼片を熱間圧延によって線材に加工する工程（工程１）の条件の如何に関わらず、本発明で規定する要件を満足する鋼線が得られる。またこうして得られた鋼線は、その後、頭部成型品（ボルト頭部成型品）形状へ加工されるが（この工程を「工程３」または頭部成型品加工工程と呼ぶ）、上記の工程２で規定する条件を満足して得られた鋼線は、その後の頭部成型品加工工程（工程３）の条件の如何に関わらず、鋼線の要件が頭部成型品にもそのまま維持されることになる。
【００４９】
上記のような条件［前記（１）の条件］を満足させつつ製造された鋼線に対して、頭部成型品加工工程（工程３）において、前記（２）の条件を満足させつつ頭部成型品を製造すれば、本発明で規定する要件［Ｂ含有量低下層の割合、旧オーステナイト結晶粒度番号］を満足する頭部成型品が得られるので好ましい。但し、工程２において上記のような条件［前記（１）の条件］を満足させず製造された鋼線であっても、頭部成型品加工工程（工程３）において、前記（２）の条件を満足させつつ頭部成型品を製造すれば、本発明で規定する要件［Ｂ含有量低下層の割合、旧オーステナイト結晶粒度番号］を満足する頭部成型品が得られることになる。上記工程３における要件を規定した理由は、下記の通りである。
【００５０】
（工程３：頭部成型品加工工程）
鋼線から頭部成型品形状への加工工程は、８００〜９５０℃で１０〜６０分加熱した後、鋼線と頭部成型品の軸部の断面減少率が１０％以上となるように頭部成型品形状に圧造（熱間圧造となる）することによって、均一なＢ含有量低下層を形成することができる。
【００５１】
（加熱温度：８００〜９５０℃）
加熱温度が低すぎると脱ボロン量が不十分となり、均一なＢ含有量低下層が形成されず耐遅れ破壊性が悪化するため、下限を８００℃以上とした。加熱温度の好ましい下限は８４０℃以上であり、より好ましい下限は８６０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると結晶粒が粗大化したり、ボルトでの表層硬度が低下したりするため、上限を９５０℃以下とした。加熱温度の好ましい上限は９３０℃以下であり、より好ましい上限は９００℃以下である。
【００５２】
（加熱時間：１０〜６０分）
加熱時間が短かすぎると脱ボロン量が不十分となり、均一なボロン濃度低下層が形成されず耐遅れ破壊性が悪化するため、下限を１０分以上とした。加熱時間の好ましい下限は１５分以上であり、より好ましい下限は２５分以上である。一方、加熱温度が長すぎると結晶粒が粗大化したり、ボルトでの表層硬度が低下したりするため、上限を６０分以下とした。加熱時間の好ましい上限は４５分以下であり、より好ましい上限は３５分以下である。
【００５３】
（断面減少率：１０％以上）
鋼線と頭部成型品の軸部の断面減少率が小さすぎると、熱処理時に生成させたＢ含有量低下層が不均一のまま残留し、耐遅れ破壊性が低下するため、下限を１０％以上とした。鋼線とボルト軸部の断面減少率の好ましい下限は１３％以上であり、より好ましい下限は１５％以上である。一方、鋼線と頭部成型品の軸部の断面減少率の上限は特に設けないが、高すぎると金型寿命の悪化を招く可能性があるため、実用的には４０％以下とすることが好ましい。尚、このときの断面減少率は、下記式で求められる値である。
頭部成型品加工時の断面減少率＝｛（鋼線の断面積−頭部成型品の軸部の断面積）／（鋼線の断面積）｝×１００（％）
【００５４】
圧造によって得られた頭部成型品は、そのまま急冷することで焼入れし、焼戻しを実施することが推奨される。また、この頭部成型品は、冷間圧造によってボルト形状に成形した後、ねじ部を転造することでボルト（製品）とされるが、こうして得られたボルトは本発明で規定する要件を満足するものとなり、耐遅れ破壊性に優れたものとなる。尚、頭部成型品からボルトへの加工工程（この工程を「工程４」と呼ぶ）での条件は、任意に設定すればよい。例えば、ねじ部を転造した後、所定の条件（加熱温度、加熱時間）で熱処理を施すようにしても良い。
【００５５】
尚、上記工程４で必要によって実施される焼戻しの条件は、特に規定しないが、本発明で規定する化学成分組成で、１０００〜１４００ＭＰａの引張強度を確保するためには、以下の焼戻し条件が好ましい。
焼戻し温度：３６０〜５５０℃
焼戻し時間：２０〜１００分
【００５６】
上記のようにして得られた鋼線（ボルト用鋼線）またはボルトは、表層のＢ含有量が内部のＢ含有量の７５％以下（平均）となっており、均一なＢ含有量低下層が形成され、遅れ破壊の起点となるボロン化合物の数が少なく、耐遅れ破壊性に優れたものとなる。また、上記のようにして得られた鋼線やボルトは、表層と内部の硬さの差が６０Ｈｖ以下となり、疲労強度にも優れたものとなる。
【実施例】
【００５７】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５８】
下記表１に示す化学成分組成の鋼材（鋼種：Ａ〜Ｙ）を溶製した後、１辺が１５５ｍｍの鋼片（断面形状が正方形）を製造した。その後、鋼片から線材への加工工程（工程１）、線材から鋼線への加工工程（工程２）、鋼線から頭部成型品形状への加工工程（工程３）および頭部成型品からボルトへの加工工程（工程４）を、表２、４（工程１、工程２）、および表３、５（工程３、工程４）に夫々示す条件にて実施することで、引張強度が１０００〜１４００ＭＰａのフランジボルト（Ｍ１０〜１４（並目ねじ）、長さ６０ｍｍＬ）を作製した。
【００５９】
【表１】
0006031022.tif 000002
【００６０】
【表２】
0006031022.tif 000003
【００６１】
【表３】
0006031022.tif 000004
【００６２】
【表４】
0006031022.tif 000005
【００６３】
【表５】
0006031022.tif 000006
【００６４】
工程１〜４における基本的な条件は、表２〜５に示した通りであるが、その他の条件については以下のように実施した。
【００６５】
（鋼片から線材への加工工程：工程１）
表２、４に示す圧延前の加熱温度、加熱時間および圧延時の断面減少率に加え、圧延時の温度は７５０〜１１００℃の範囲で実施した。圧延前の加熱温度は加熱炉から鋼片を取り出した際の温度、加熱時間は加熱炉での鋼片の在炉時間、圧延時の温度は最終の仕上げ圧延時の温度（表面温度）で管理した。尚、工程１における断面減少率は、下記式で求められる値である。
線材加工時の断面減少率＝｛（鋼片の断面積−線材の断面積）／（鋼片の断面積）｝×１００（％）
【００６６】
（線材から鋼線への加工工程：工程２）
線材から鋼線への加工は、線材を酸洗いにてスケール除去し、表２、４に示す加熱温度、加熱時間で焼鈍後、酸洗いにてスケールを除去し、潤滑被膜処理を施してから所定の断面減少率で伸線を実施した。また表２、４の「加工方式」の欄には、処理した工程の順番が示されており、「熱処理→伸線」は熱処理（焼鈍）後に伸線を実施したもの、「伸線→熱処理」は伸線後に熱処理を実施したもの、「伸線のみ」は伸線のみを実施し、焼鈍を実施していないことを示す。尚、工程２において、本発明で規定する条件を満足するものについては表２、４の「実施」欄に「○」を記載し、満足しないもの（いずれかの条件が不適合）については「×」を記載した。
【００６７】
（鋼線から頭部成型品形状への加工工程：工程３）
鋼線から頭部成型品への加工は、鋼線を表３、５に示す加熱温度、加熱時間で加熱後、パーツフォーマーを用いて六角フランジを熱間圧造にて加工した。また、表３、５に示す加熱温度、加熱時間が「−」となっているものについては、六角フランジを冷間鍛造にて加工した。一部の実施例では、頭部成型品の軸部に絞り加工を加え、鋼線に対し頭部成型品の軸部の断面積が小さくなるように加工を加えた（実験Ｎｏ．１４〜１６）。尚、工程３において、本発明で規定する条件を満足するものについては表３、５の「実施」欄に「○」を記載し、満足しないもの（いずれかの条件が不適合）のものについては「×」を記載した。
【００６８】
（頭部成型品からボルトへの加工工程：工程４）
頭部成型品からボルトへの加工は、頭部成型品を表３、５に示す加熱温度、加熱時間で加熱後、急冷することで焼入れを行い、所定の温度で焼戻しを実施した後、転造加工することで実施した。また、表３、５の「加工方式」の欄には、処理した工程の順番が示されており、「熱処理→転造」は熱処理（焼入れ焼戻し）後に転造を実施したもの、「転造→熱処理」は転造後に焼入れ焼戻しを実施したことを示す。
【００６９】
上記のようにして製造した種々の鋼種、製法のボルトに対し、ボルト圧造性、引張強度、表層Ｂ含有量の割合、表層と内部の硬さの差、旧オーステナイト結晶粒度Ｎｏ．、および耐遅れ破壊性を評価した。それぞれの測定方法を以下に説明する。
【００７０】
（ボルト圧造性の評価）
ボルトの製造に必要なボルト圧造性（冷間圧造性）の評価は、ボルト圧造後のフランジ部の割れの有無で判断した。フランジ部に割れが認められない場合は、表６、７のボルト圧造性の欄に「〇」（ボルト圧造性良好）を、フランジ部に割れが認められる場合は「×」（ボルト圧造性不良）を記載した。
【００７１】
（引張強度の測定）
ボルトの引張強度はＪＩＳ  Ｂ１０５１（２００９）に従って引張試験を行い求めた。
【００７２】
（表層Ｂ含有量の割合の測定）
表層Ｂ含有量は、ボルトから頭部とねじ部を切断後、残った軸部の軸方向にドリル加工を施し、厚さ２ｍｍのパイプ形状に加工した後、半割りにし、板形状に押し広げた。作製した板に対し、表面（外表面に相当）を発光分光分析法にて分析した。内部Ｂ含有量はボルトの軸部のＤ1／４（Ｄ1はボルト軸部の直径を表す）位置から切屑を採取し、発光分光分析法にて分析した。表層Ｂ含有量を内部Ｂ含有量で除すことで、表層Ｂ含有量の割合（低下割合）を求めた。このとき、各サンプルについての測定箇所は、任意の４箇所とし、その平均値を計算した。また測定値の最大値と最小値の差が２５％を超えた場合は、「不均一」と評価した。
【００７３】
（表面と内部の硬さの差）
表面および内部硬さの測定は、ＪＩＳ  Ｂ１０５１（２００９）に従って実施した。表面と内部の硬さの差（硬さの差）が６０ＨＶ以下を合格とした。
【００７４】
（旧オーステナイト結晶粒度Ｎｏ．）
ボルトの軸部を横断面（ボルト軸に対して垂直な断面。以下同じ）で切断後、表層１００μｍの０．０３９ｍｍ2の領域（表面から１００μｍ深さまでの領域）を光学顕微鏡で観察し（倍率：４００倍）、ＪＩＳ  Ｇ０５５１（２００５）に従って結晶粒度番号を測定した。測定は４視野について行ない、これらの平均値を旧オーステナイト結晶粒度Ｎｏ．（旧γ結晶粒度Ｎｏ．）とした。
【００７５】
（耐遅れ破壊性）
ボルトをブロック状の冶具に規定のトルク（ボルトの引張強度に対し、０．８倍相当の軸力が作用するトルク値）で締結し、１５％ＨＣｌを満たした浴槽に浸漬した。１週間後に溶液の入替えを行ない、試験開始から２週間で試験を終了した。試験終了時の破断本数を試験本数で除すことで破断割合（％）を求めた。尚、ボルト圧造性もしくは引張強度が目標未達となった場合、その後の評価（ボロン濃度の測定、硬さ測定、結晶粒度測定、遅れ破壊試験）は実施していない（実験Ｎｏ．３８、３９）。
【００７６】
これらの結果を、焼戻し温度と共に、下記表６、７に示す。
【００７７】
【表６】
0006031022.tif 000007
【００７８】
【表７】
0006031022.tif 000008
【００７９】
これらの結果から、次のように考察できる。即ち、表６に示した実験Ｎｏ．１〜２５は、鋼材の化学成分組成も製造条件も適切に制御されているため、いずれも１０００ＭＰａ以上の高強度を達成し、且つ優れた耐遅れ破壊性を実現している。これに対し、表７に示した実験Ｎｏ．２６〜４４は、本発明で規定する要件（鋼材の化学成分組成、製造条件）が不適切であったために、耐遅れ破壊性において劣る結果となっている。
【００８０】
実験Ｎｏ．２６〜３１では、工程２における各条件の影響をみることができる（表４）。このうち実験Ｎｏ．２６は、焼鈍時の加熱温度が低すぎた例であり、脱ボロンが十分に行なわれなかったため、表層のＢ含有量が低くならず、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．２７は焼鈍時の加熱温度が高すぎた例であり（表４）、脱炭層が深くなったことにより炭化物が減少し、ボルト最表層の結晶粒が粗大化したことで耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．２８は、焼鈍時の加熱時間が短すぎた例であり、脱ボロンが十分に行なわれなかったため、表層のＢ含有量が低くならず、耐遅れ破壊性が悪化した。
【００８１】
実験Ｎｏ．２９は焼鈍時の加熱時間が長すぎた例であり、脱炭層が深くなったことにより炭化物が減少し、ボルト最表層の結晶粒が粗大化したことで耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３０は伸線での断面減少率が少なかった例であり、均一なＢ含有量低下層が形成されず、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３１は伸線後に焼鈍を行なった例であり、加工工程が本発明と異なるため、均一なＢ含有量低下層が形成されず、耐遅れ破壊性が悪化した。
【００８２】
実験Ｎｏ．３２〜３６では、工程３における各条件の影響をみることができる（表５）。このうち実験Ｎｏ．３２は、圧造前の加熱温度が低すぎた例であり、脱ボロンが十分に行なわれなかったため、表層のＢ含有量が低くならず、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３３は圧造前の加熱温度が高すぎた例であり、脱炭層が深くなったことにより炭化物が減少し、ボルト最表層の結晶粒が粗大化したことで耐遅れ破壊性が悪化した。
【００８３】
実験Ｎｏ．３４は圧造前の加熱時間が短すぎた例であり、脱ボロンが十分に行なわれなかったため、表層のＢ含有量が低くならず、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３５は圧造前の加熱時間が長すぎた例であり、脱炭層が深くなったことにより炭化物が減少し、ボルト表層の結晶粒が粗大化したことで耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３６は圧造時のボルト軸部の断面減少率が少なかった例であり、均一なＢ含有量低下層が形成されなかったため、耐遅れ破壊性が悪化した。
【００８４】
実験Ｎｏ．３７〜４４は、製造条件は適切であったものの、鋼の成分組成が不適切であったために、引張強度や耐遅れ破壊性、ボルト圧造性において劣る結果となったものである。実験Ｎｏ．３７はＣ含有量が多かった例であり（鋼種Ｑ）、靭性、耐食性が低下したため耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．３８はＣ含有量が少なかった例であり（鋼種Ｒ）、今回の熱処理条件では１０００ＭＰａ以上の強度を得ることができなかった。
【００８５】
実験Ｎｏ．３９はＭｎ含有量が少なかった例であり（鋼種Ｔ）、今回の熱処理条件では１０００ＭＰａ以上の強度を得ることができなかった。実験Ｎｏ．４０はＭｎ量が多かった例であり（鋼種Ｕ）、オーステナイト結晶粒界へのＭｎの偏析が助長されたため、耐遅れ破壊性が悪化した。
【００８６】
実験Ｎｏ．４１はＰ含有量が多かった例であり（鋼種Ｖ）、Ｐが粒界偏析を起こして粒界強度が低下したため、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．４２はＳ量が多かった例であり（鋼種Ｗ）、硫化物が結晶粒界に偏析して粒界強度が低下したため、耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．４３はＣｒ含有量が少なかった例であり（鋼種Ｘ）、耐食性が悪化したため耐遅れ破壊性が悪化した。実験Ｎｏ．４４はＴｉ，Ｎｂが少なかった例であり（鋼種Ｙ）、結晶粒が粗大化したため耐遅れ破壊性が悪化した。