(57)【要約】【課題】耐遅れ破壊性と疲労特性に優れたボルト鋼線およびこれを用いたボルトの製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．６０質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．１０〜１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５質量％、Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０２質量％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である圧延材を準備する圧延材準備工程と、前記圧延材に、一酸化炭素と二酸化炭素を含む雰囲気中で、温度：７００〜８３０℃、保持時間：５〜１５時間の球状化焼鈍を行う球状化焼鈍工程と、前記圧延材に冷間加工を行う冷間加工工程と、前記圧延材に、不活性ガスが９０体積％以上の雰囲気中で、温度６００〜７００℃、保持時間：３〜１０時間の焼鈍を行う、低温焼鈍工程と、を含むボルト用鋼線の製造方法【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．２０〜０．６０質量％
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％
Ｍｎ：０．１０〜１．５質量％
Ｐ  ：０．０１５質量％以下
Ｓ  ：０．０１５質量％以下
Ｃｒ：０．３〜１．５質量％
Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％
Ｎ  ：０．００１〜０．０２質量％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である圧延材を準備する圧延材準備工程と、
前記圧延材に、一酸化炭素と二酸化炭素を含む雰囲気中で、温度：７００〜８３０℃、保持時間：５〜１５時間の球状化焼鈍を行う球状化焼鈍工程と、
前記圧延材に冷間加工を行う冷間加工工程と、
前記圧延材に、不活性ガスが９０体積％以上の雰囲気中で、温度６００〜７００℃、保持時間：３〜１０時間の焼鈍を行う、低温焼鈍工程と、
を含むボルト用鋼線の製造方法。
【請求項２】
前記球状化焼鈍工程の雰囲気のカーボンポテンシャルが、前記圧延材のＣ含有量に対して０．６〜１．１倍である請求項１に記載のボルト用鋼線の製造方法。
【請求項３】
前記圧延材が以下の（ａ）〜（ｄ）からなる群から選択される１つ以上を更に含有する請求項１または２に記載のボルト用鋼線の製造方法。
（ａ）Ｃｕ：０％超０．５％以下およびＮｉ：０％超１．０％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
（ｂ）Ｍｏ：０％超２％以下
（ｃ）Ｖ：０％超１％以下
（ｄ）Ｔｉ：０％超０．１％以下およびＮｂ：０％超０．１％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載のボルト用鋼線を用いてボルト形状に冷間圧造する冷間圧造工程と、
前記冷間圧造工程の前または後に前記ボルト用鋼線を８７０℃〜９５０℃に加熱して焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、
を含むボルトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ボルト用鋼線の製造方法および当該ボルト用鋼線を用いたボルトの製造方法、とりわけ高い耐遅れ破壊性と疲労特性を発揮する高強度ボルト用鋼線の製造方法およびに当該ボルト用鋼線を用いた高強度ボルトに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車および各種産業機械等に用いられるボルト用鋼線および当該ボルト用鋼線を用いて得られるボルトには耐遅れ破壊性が要求されている。とりわけ、高い耐疲労性を得るために、例えば１２００ＭＰａ以上のような高い引張強度が要求される高強度ボルト用鋼線および当該高強度ボルト用鋼線を用いて得られる高強度ボルトでは耐遅れ破壊性が要求されている。
【０００３】
鉄鋼材料に応力が与えられ、ある程度の時間が経過した後に発生する遅れ破壊の原因については、種々の要因が複雑に絡み合っていると考えられており、その原因を特定することは難しい。しかし、水素脆化現象が関与しているという点については一般的に共通の認識が持たれている。
一方，遅れ破壊現象に影響を及ぼす因子として、焼戻し温度、金属組織、材料硬さ（硬度）、結晶粒度および各種合金元素（組成）の影響等が認められてはいるものの、遅れ破壊の防止手段が確立されている訳ではなく、種々の方法が試行錯誤的に提案されているに過ぎないのが実情である。
【０００４】
遅れ破壊は一般的にＣ量が高くなるほど生じやすくなるため、鉄鋼材料の表層を意図的に脱炭させることで耐遅れ破壊性の向上が図れる。しかしながら、脱炭により表層硬さが低下し、耐疲労性が低下してしまう問題がある。
そのため、耐遅れ破壊性と耐疲労性を高いレベルで両立することは困難である。
実際、ボルト用鋼において、各種特性の改善を図る試みが行われているが、ある特性を改善できても耐遅れ破壊性と耐疲労性の一方または両方を満足できないことが多い。
【０００５】
例えば、特許文献１には、Ｓｉ含有量を適正化することでスケール剥離性を向上させた鋼材が提案されている。しかしながら、Ｓｉ含有量を少なくしているため、十分な耐遅れ破壊性が得られない場合がある。また、低温焼鈍時の雰囲気に起因し、十分な耐疲労性を確保することができない場合がある。
【０００６】
また、特許文献２は、金属組織を制御することでＮｂおよびＴｉを含有しなくても軟化特性および耐粗粒化性の両方を向上させた鋼材が提案されている。しかしながら、Ｃｒが添加さていないため耐食性に劣り、十分な耐遅れ破壊性を確保することが困難な場合がある。また、低温焼鈍を実施していないため、冷間圧造性が悪くなりボルト成型が困難な場合がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００２−２４１８８９号公報
【特許文献２】特開２００７−０２３３１０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は，上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は耐遅れ破壊性と疲労特性に優れたボルト鋼線およびこれを用いたボルトの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係るボルト用鋼線の製造方法は、
Ｃ  ：０．２０〜０．６０質量％
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％
Ｍｎ：０．１０〜１．５質量％
Ｐ  ：０．０１５質量％以下
Ｓ  ：０．０１５質量％以下
Ｃｒ：０．３〜１．５質量％
Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％
Ｎ  ：０．００１〜０．０２質量％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である圧延材を準備する圧延材準備工程と、
前記圧延材に、一酸化炭素と二酸化炭素を含む雰囲気中で、温度：７００〜８３０℃、保持時間：５〜１５時間の球状化焼鈍を行う球状化焼鈍工程と、
前記圧延材に冷間加工を行う冷間加工工程と、
前記圧延材に、不活性ガスが９０体積％以上の雰囲気中で、温度６００〜７００℃、保持時間：３〜１０時間の焼鈍を行う、低温焼鈍工程と、
を含む。
【００１０】
本発明に係るボルト用鋼線の製造方法は、必要に応じて、前記球状化焼鈍工程の雰囲気のカーボンポテンシャルが前記圧延材のＣ含有量に対して０．６〜１．１倍であってよい。
【００１１】
また、本発明に係るボルト用鋼線の製造方法は、必要に応じて、前記圧延材が以下の（ａ）〜（ｄ）からなる群から選択される１つ以上を更に含有してよい。
（ａ）Ｃｕ：０％超０．５％以下およびＮｉ：０％超１．０％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
（ｂ）Ｍｏ：０％超２％以下
（ｃ）Ｖ：０％超１％以下
（ｄ）Ｔｉ：０％超０．１％以下およびＮｂ：０％超０．１％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
【００１２】
本発明に係るボルトの製造方法は、上記のボルト用鋼線を用いてボルト形状に冷間圧造する冷間圧造工程と、前記冷間圧造工程の前または後に前記ボルト用鋼線を８７０℃〜９５０℃に加熱して焼入れ焼戻しを行う焼入れ焼戻し工程と、を含んでよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る製造方法により、耐遅れ破壊性と疲労特性に優れたボルト鋼線を提供することができる。さらに、当該ボルト用鋼線を用いることで、耐遅れ破壊性と疲労特性に優れたボルトを提供することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、鋭意検討した結果、詳細を後述するように、ボルト用鋼線の製造に用いる、圧延材等の鋼材の組成を適切な範囲とし、この線材に適切な条件で球状化焼鈍を行い、冷間加工を行った後、適切な条件で焼鈍を行うことで、耐遅れ破壊性と耐疲労性に優れたボルト鋼線を得ることができることを見出した。また、このボルト用鋼線をもちいて、焼入れ時の加熱温度を適正な範囲とすることで耐遅れ破壊性と耐疲労性に優れたボルトを得ることができることを見出した。
最初に本発明に係るボルト用鋼線の製造方法を詳述する。
【００１５】
１．組成
本発明に係るボルト用鋼線の組成を以下に説明する。なお、ボルト用鋼線の組成は、溶解および鋳造により得られるビレットおよびこれらを加工して得られる圧延材等の鋼材の組成と実質的に同じである。
本発明のボルト用鋼線は、Ｃ：０．２０〜０．６０質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：０．１０〜１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５質量％、Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０２質量％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である。
【００１６】
また、これに加えて、以下の（ａ）〜（ｄ）からなる群から選択される１つ以上を更に含有してもよい。すなわち、以下の（ａ）〜（ｄ）に記載された元素は選択的に添加される元素である。
（ａ）Ｃｕ：０質量％超０．５％以下およびＮｉ：０質量％超１．０質量％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
（ｂ）Ｍｏ：０質量％超２質量％以下
（ｃ）Ｖ：０％超１質量％以下
（ｄ）Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下およびＮｂ：０質量％超０．１質量％以下からなる群から選択される少なくとも１つ
なお、ボルト用鋼線およびボルト用鋼線に用いる圧延材の組成は、例えばＩＣＰ発光分光分析法のような組成分析に一般的に用いられる方法を用いて求めることができる。また、配合に用いた原料組成が明らかな場合は、原料組成および用いた量から計算した値を用いてよい。
【００１７】
以下にこれら成分の詳細を説明する。
（１）Ｃ：０．２０〜０．６０質量％
Ｃは、得られたボルト用鋼線を用いてボルトを製造する際に行う焼入れ焼戻し処理において、焼入れ性を確保するため、および強度を確保するために添加する。目標とする強度を得るため、下限を０．２０質量％とした。好ましい下限は０．２５質量％であり、より好ましい下限は０．３０質量％である。一方、Ｃを過剰に添加すると靭延性が低下し、耐遅れ破壊性が悪化するため、上限を０．６０質量％とした。好ましい上限は０．５０質量％であり、より好ましい上限は０．４５質量％である。
【００１８】
（２）Ｓｉ：１．０〜３．０質量％
Ｓｉは脱酸剤として作用し、鋼の強度を確保に寄与するする。また、Ｓｉは粗大なセメンタイトの析出を抑制し、耐遅れ破壊性を向上させる。これらの効果を得るため、下限を１．０質量％とした。好ましい下限は１．３質量％であり、より好ましい下限は１．５質量％である。一方、Ｓｉはフェライト安定化元素であるため、過剰に添加するとボルト製造時の焼入れ焼戻し処理の焼入れ時にフェライトが析出し、疲労強度が低下するため、上限を３．０質量％とした。好ましい上限は２．５質量％であり、より好ましい上限は２．０質量％である。
【００１９】
（３）Ｍｎ：０．１０〜１．５質量％
Ｍｎは脱酸剤、脱硫剤として機能すると共に、焼入れ性を向上させるために添加する。これの効果を得るため、下限を０．１０質量％とした。好ましい下限は０．１３質量％であり、より好ましい下限は０．１５質量％である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると粗大なＭｎＳが生成し、疲労強度が低下するため、上限を１．５質量％とした。好ましい上限は１．０質量％であり、より好ましい上限は０．８質量％である。
【００２０】
（４）Ｐ：０．０１５質量％以下（０質量％は含まない）
Ｐは結晶粒界に濃化することで鋼の靭延性を低下させ、耐遅れ破壊性を悪化させる。Ｐの含有量を０．０１５質量％以下とすることで耐遅れ破壊性が大きく向上する。好ましくは０．０１３質量％以下であり、より好ましくは０．０１０質量％以下である。Ｐの含有量は少なければ少ないほど好ましいが、ゼロとするのは製造上困難であり、０．００３質量％程度は含有される。
【００２１】
（５）Ｓ：０．０１５質量％（０質量％は含まない）
ＳもＰと同様、結晶粒界上に濃化することで鋼の靭延性を低下させ、耐遅れ破壊性を悪化させる。Ｓの含有量を０．０１５質量％以下とすることで耐遅れ破壊性が大きく向上する。好ましくは０．０１３質量％以下であり、より好ましくは０．０１０質量％以下である。Ｓの含有量は少なければ少ないほど好ましいが、ゼロとするのは製造上困難であり、０．００３質量％程度は含有される。
【００２２】
（６）Ｃｒ：０．３〜１．５質量％
Ｃｒは鋼の耐食性を向上させ、耐遅れ破壊性を確保するために添加する。効果を得るため、下限を０．３質量％とした。好ましい下限は０．５質量％であり、より好ましい下限は０．７％質量である。一方、Ｃｒを過剰に添加すると効果が飽和すると共に、コスト増を招くため、上限を１．５質量％とした。好ましい上限は１．３質量％であり、より好ましい上限は１．１質量％である。
【００２３】
（７）Ａｌ：０．００１〜０．１０質量％
Ａｌは脱酸剤として作用すると共に、窒化物を形成してピンニング効果により結晶粒の粗大化を防止するため、靭延性が向上し、耐遅れ破壊性や耐疲労性を向上させる。これらの効果を得るため、下限を０．００１質量％とした。好ましい下限は０．０１質量％であり、より好ましい下限は０．０３質量％である。一方、Ａｌを過剰に添加すると粗大な窒化物を形成し、冷間圧造性や疲労特性を悪化させるため、上限を０．１質量％とした。好ましい上限は０．０８質量％であり、より好ましい上限は０．０６質量％である。
【００２４】
（８）Ｎ：０．００１〜０．０２質量％
ＮはＡｌ、ＴｉおよびＮｂと窒化物を形成し、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を防止するため、靭延性が向上し、耐遅れ破壊性および耐疲労性を向上させる。これらの効果を得るため、下限を０．００１質量％とした。好ましい下限は０．００３質量％であり、より好ましい下限は０．００４質量％である。一方、Ｎを過剰に含有すると窒化物を形成しないフリーＮが増加し、冷間圧造性が悪化するため、上限を０．０２質量％とした。好ましい上限は０．０１５質量％であり、より好ましい上限は０．０１質量％である。
窒素は、通常、製造工程において鋼中に不可避的に０．００３質量％で含有される。従って、０．００３質量％程度の含有量であれば、不可避的に含有されるＮを活用してよい。一方、０．００４質量％程度以上のＮ含有量を得ようとする場合は、製鋼工程において意図的に添加することで実現できる。
【００２５】
（９）残部
本発明のボルト用鋼線は上記成分を含み、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明のボルト用鋼線は、必要に応じて、以下の（ａ）〜（ｄ）から選択される１つ以上を更に含有してよい。これらの成分の添加により、耐遅れ破壊性および耐疲労性を更に向上させることができる。
【００２６】
（ａ）Ｃｕ：０質量％超０．５質量％以下およびＮｉ：０質量％超１．０質量％以下から選択される少なくとも１つ
ＣｕおよびＮｉは鋼の耐食性を向上させ、表面での水素発生量を低減することで耐遅れ破壊性を向上できる。これらの効果を得るため、Ｃｕは０質量％超添加することが好ましい。より好ましくは０．１質量％以上であり、更に好ましくは０．２質量％以上である。Ｎｉは０質量％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．２質量％以上であり、更に好ましくは０．４質量％以上である。一方、過剰に添加すると効果が飽和しコスト増に繋がる。そのため、Ｃｕは０．５質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。Ｎｉは１．０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８質量％以下であり、更に好ましくは０．６質量％以下である。
【００２７】
（ｂ）Ｍｏ：０質量％超２質量％以下
Ｍｏは焼戻し時にＦｅおよびＣｒ、Ｖ、Ｔｉ等と複合析出物を形成し、焼戻し軟化抵抗を上げることで強度を確保すると共に、水素トラップサイトになることで耐遅れ破壊性を向上させる。これらの効果を得るため、Ｍｏは０質量％超添加することが好ましい。より好ましくは０．２質量％以上であり、更に好ましくは０．５質量％以上である。一方、過剰に添加すると熱間での靭延性が低下し、鋼の生産性が低下するため、Ｍｏの添加量は２質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５質量％以下であり、更に好ましくは１．１質量％以下である。
【００２８】
（ｃ）Ｖ：０質量％超１質量％以下
Ｖは焼戻し時に微細な析出物を形成し、水素トラップサイトになることで耐遅れ破壊性を向上させる。この効果を得るため、Ｖは０質量％超添加することが好ましい。より好ましくは０．０５質量％以上であり、更に好ましくは０．１質量％以上である。一方、過剰に添加すると効果が飽和しコスト増に繋がる。そのため、Ｖは１質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。
【００２９】
（ｄ）Ｔｉ：０質量％超０．１質量％以下およびＮｂ：０％質量超０．１質量％以下から選択される少なくとも１つ
ＴｉおよびＮｂは圧延過程や焼鈍工程で微細な析出物を形成し、焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することで靭延性が向上し、耐遅れ破壊性の向上に寄与する。これらの効果を得るため、Ｔｉは０質量％超添加することが好ましい。より好ましくは０．０３質量％以上であり、更に好ましくは０．０５質量％以上である。Ｎｂは０質量％超添加することが好ましい。より好ましくは０．０３質量％以上であり、更に好ましくは０．０５質量％以上である。一方、ＴｉおよびＮｂを過剰に添加すると粗大な炭窒化物を形成し、冷間圧造性が低下する。そのため、Ｔｉは０．１質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０８質量％以下であり、更に好ましくは０．０６質量％以下である。Ｎｂは０．１質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０８質量％以下であり、更に好ましくは０．０６質量％以下である。
【００３０】
２．圧延材の製造
上述したボルト用線材の組成とおなじ組成を有する圧延材を製造する。圧延材は、例えば、溶解・鋳造および分塊圧延によりビレットを得て、当該ビレットを熱間圧延することにより得ることができる。これらの工程の条件は、ボルト用鋼線に用いる圧延材の通常の製造条件と同じであってよい。
しかし、耐遅れ破壊性、疲労特性を向上させるには、熱間圧延の際のビレット再加熱時に９５０℃以上に加熱（以下、「ビレット再加熱温度」ということがある）し、９００〜１１００℃の温度域で線材または棒鋼形状に仕上げ圧延した後、続いて０．５〜１３℃／秒の平均冷却速度で冷却することが望ましい。
この好ましい条件の詳細を以下に示す。
【００３１】
（１）ビレット再加熱温度：９５０℃以上
熱間圧延の際のビレット再加熱では、熱間圧延時の変形抵抗を下げるため、ビレット再加熱温度は好ましくは９５０℃以上、より好ましくは１０００℃以上とする。この温度が９５０℃未満になると、熱間圧延時の変形抵抗が増大する。一方、ビレット再加熱温度が高くなり過ぎると鋼の溶解温度に近くなる。したがってビレット再加熱温度は好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３００℃以下、さらに好ましくは１２５０℃以下である。
【００３２】
（２）仕上げ圧延温度：９００〜１１００℃
仕上げ圧延温度が低くなり過ぎると、フェライト−オーステナイトの２相域となり、脱炭が促進される。またフェライト結晶粒が細かくなりすぎて強度が高くなり、冷間圧造性が悪化する。したがって仕上げ圧延温度は好ましくは９００℃以上、より好ましくは９５０℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎるとフェライト結晶粒が粗大化し、冷間圧造性が劣化する。したがって仕上げ圧延温度は好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０５０℃以下である。
【００３３】
なお、ＴｉおよびＮｂ等の添加元素を含有する場合も上記仕上げ圧延温度と同様の温度範囲でよい。仕上げ圧延温度は好ましくは９００℃以上、より好ましくは９５０℃以上であり、これにより添加元素を微細な炭・窒化物として鋼中に析出させることができる。一方、仕上げ圧延温度は好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０５０℃以下であり、この範囲であれば、十分に炭・窒化物を析出させることができる。
【００３４】
（３）仕上げ圧延後の平均冷却速度：０．５〜１３℃／秒
仕上げ圧延後の平均冷却速度が速くなり過ぎると、表層にマルテンサイトが生成し、酸洗性が悪化する。従って、仕上げ圧延後の平均冷却速度は好ましくは１３℃／秒以下、より好ましくは８℃／秒以下である。一方、圧延後の平均冷却速度が遅くなり過ぎると、生産性が悪化する。従って、仕上げ圧延後の平均冷却速度は好ましくは０．５℃／秒以上、より好ましくは１．０℃／秒以上である。
【００３５】
なお、熱間圧延により得た圧延材の表面にはスケールが形成していることから、必要に応じて酸洗またはショットブラスト等の手段を用いて、圧延材表面のスケールを除去してよい。
【００３６】
３．球状化焼鈍
次に圧延材に球状化焼鈍を施す。球状化焼鈍は、一酸化炭素と二酸化炭素を含む雰囲気中で、温度（均熱温度）：７００〜８３０℃、保持時間：５〜１５時間で行う。
以下に球状化焼鈍の詳細を示す。
なお、本明細書では「３．球状化焼鈍」、「４．冷間加工」、「５．低温焼鈍」の順で記載している。好ましい実施形態の１つでは、上述の圧延材にこの順序に従い、球状化焼鈍、熱間加工および低温焼鈍を施す。しかし、この順序に限定されるものではない。例えば、圧延材に低温焼鈍を行った後、冷間加工を行い、その後球状化焼鈍を行う等任意の順序で行ってよい。
【００３７】
（１）温度（均熱温度）：７００〜８３０℃
ボルト用鋼線をボルト形状に圧造する際の前処理として、球状化焼鈍を行う。球状化焼鈍を行うことによりセメンタイト等の炭化物が球状化し、必要な圧造性を確保することができる。上述の組成を有する鋼では、炭化物を球状化するには均熱温度を７００〜８３０℃とする必要がある。均熱温度が７００℃より低くなると加熱不足により炭化物が十分に固溶せず、球状化しない。また、均熱温度が８３０℃以上になるとオーステナイト単層になるため、球状化の核となる未固溶炭化物が無くなり、球状化しない。球状化焼鈍の均熱温度の好ましい下限は７３０℃であり、より好ましい下限は７５０℃である。一方、球状化焼鈍の均熱温度の好ましい上限は８２０℃であり、より好ましい上限は８１０℃である。
なお、温度は、通常は球状化焼鈍を行う熱処理炉の炉内温度を用いて管理してよい。また、必要に応じて、球状化焼鈍を行う圧延材の表面に熱電対等の温度計測手段を配置し、材料温度を測定することで管理してよい。
【００３８】
（２）保持時間：５〜１５時間
上述の組成を有する鋼では、炭化物を球状化するには均熱温度での保持時間（均熱時間）を５〜１５時間とする必要がある。保持時間が５時間より短くなると、炭素の拡散時間が十分に確保できず、球状化が促進しない。また、保持時間が１５時間より長くなると、効果が飽和して生産性が低下する。保持時間の好ましい下限は６時間であり、より好ましい下限は７時間である。一方、保持時間の好ましい上限は１４時間であり、より好ましい上限は１３時間である。
なお、ここでいう保持時間とは、温度が所定の均熱温度範囲内にある時間をいう。
【００３９】
（３）炉内雰囲気：一酸化炭素と二酸化炭素を含む雰囲気
球状化焼鈍時の炉内雰囲気は、鋼材の内部と表面のＣ量を均一にするため、一酸化炭素（ガス）と二酸化炭素（ガス）を含む必要がある。好ましい形態では、雰囲気ガスは一酸化炭素と二酸化炭素から成る。しかし、これに限定されず、一酸化炭素と二酸化炭素以外に、例えば水素、窒素またはアルゴン等の不活性ガスが含まれてもよい。
また、一酸化炭素と二酸化炭素の比率（混合比）は、カーボンポテンシャル（ＣＰ値）が鋼材のＣ含有量に対し０．６〜１．１倍となるようにすることが好ましい。より好ましくは０．８〜１．０倍であり、更に好ましくは０．８〜０．９５倍である。カーボンポテンシャルのＣ含有量に対する比率をこのような範囲とすることで過度な脱炭による耐疲労性の低下および過度な浸炭による耐遅れ破壊性の低下をより確実に抑制できるという効果を得ることができる
カーボンポテンシャルは、例えば、炉内に配置したコイル状のピアノ線（ＣＰコイル）の炭素量を測定することで求めることができる。
【００４０】
球状化焼鈍の好ましい条件として以下を挙げることができる。これらから選択される１つ以上を適用することが好ましい。
・抽出温度：６８０℃以下
抽出温度は耐遅れ破壊性や疲労特性に影響は及ぼさないが、鋼表面への赤スケール（ヘマタイト）生成を防ぐため、６８０℃以下で抽出することが好ましい。より好ましくは６６０℃であり、更に好ましくは６５０℃である。抽出温度の下限は特に設けないが、生産性の観点から一般的には５５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは５７０℃であり、更に好ましくは５７０℃以上である。抽出温度も均熱温度と同様に熱処理炉の炉内温度を用いて管理してよく、また、必要に応じて、材料温度を測定することで管理してよい
・投入温度：５００〜７００℃
・投入温度から均熱温度までの昇温速度：０．３〜５℃／分
・均熱温度から抽出温度までの冷却速度：０．３〜５℃／分
これらの温度も均熱温度と同様に熱処理炉の炉内温度を用いて管理してよく、また、必要に応じて、材料温度を測定することで管理してよい
【００４１】
４．冷間加工
例えば、球状化焼鈍を行った圧延材等の圧延材に冷間加工を行う。冷間加工の例として伸線加工を挙げることができる。
伸線加工を行う場合、球状化焼鈍等により圧延材の表面に形成したスケールを除去するために、必要に応じて酸洗またはショットブラストを行ってよい。また、圧延材の表面に潤滑被膜を形成してもよい。伸線加工時に表面に潤滑剤被膜を形成してよい。
伸線加工による減面率は、好ましくは、１０〜３０％である。これらの減面率を得るために、例えば複数枚の伸線ダイスを通過させる等、複数回に分けて伸線してよい。
【００４２】
５．低温焼鈍
冷間加工を行った圧延材に、冷間加工によるひずみの除去等を目的に低温焼鈍を施す。
低温焼鈍条件は、温度（均熱温度）：６００〜７００℃、保持時間：３〜１０時間、炉内雰囲気：不活性ガスが９０体積％以上で実施する。
低温焼鈍を行った後、冷間加工を行い、さらにその後球状化焼鈍を行う場合には、低温焼鈍が圧延材を冷間加工に適した組織に調質する役割を担い、球状化焼鈍が冷間加工によるひずみの除去の役割を担うことになる。この場合も低温焼鈍条件は、温度（均熱温度）：６００〜７００℃、保持時間：３〜１０時間、炉内雰囲気：不活性ガスが９０体積％以上で実施する。
以下に低温焼鈍の詳細を示す。
【００４３】
（１）温度（均熱温度）：６００〜７００℃
低温焼鈍では、伸線加工等の冷間加工のひずみを十分に除去するため温度（均熱）を６００℃以上とする必要がある。好ましくは６２０℃以上であり、より好ましくは６３０℃以上である。一方、温度が高くなり過ぎると球状炭化物が溶解しマトリクスがオーステナイト化することで、冷却時にパーライトとして析出し硬さが増加する。そのため、温度を７００℃以下とする必要がある。好ましくは６９０℃以下であり、より好ましくは６８０℃以下である。
なお、温度は、通常は低温焼鈍を行う熱処理炉の炉内温度を用いて管理してよい。また、必要に応じて、低温焼鈍を行う冷間加工した圧延材の表面に熱電対等の温度計測手段を配置し、材料温度を測定することで管理してよい。
【００４４】
（２）保持時間：３〜１０時間
冷間加工のひずみを十分に除去するため、保持時間（均熱時間）を３時間以上とする必要がある。好ましくは３．５時間以上であり、より好ましくは４時間以上である。一方、保持時間が長くなり過ぎると効果が飽和し生産性が落ちるため、上限は１０時間とした。保持時間の好ましい上限は８時間であり、より好ましい上限は６時間である。
なお、ここでいう保持時間とは、温度が所定の均熱温度範囲内にある時間をいう。
【００４５】
（３）炉内雰囲気：不活性ガスが９０体積％以上
低温焼鈍時の炉内雰囲気は、冷間加工した圧延材が有する球状化焼鈍により生じた炭素勾配を維持するため窒素、水素またはアルゴン等の不活性ガスを主体とする必要がある。不活性ガスの濃度は９０体積％以上である。好ましくは、不活性ガスは９５体積％以上であり、より好ましくは９８体積％以上であり、さらに好ましくは不活性ガスのみである。不活性ガス以外の含まれるガスの例として、不可避的に含まれる酸素および二酸化炭素を挙げることができる。
【００４６】
低温焼鈍の好ましい条件として以下を挙げることができる。これらから選択される１つ以上を適用することが好ましい。
・投入温度：５００〜７００℃
・投入温度から均熱温度までの昇温速度：０．３〜１０℃／分
均熱温度から抽出温度までの冷却速度：０．３〜１０℃／分
抽出温度：５００〜７００℃
これらの温度も均熱温度と同様に熱処理炉の炉内温度を用いて管理してよく、また、必要に応じて、材料温度を測定することで管理してよい
【００４７】
６．スキンパス伸線
低温焼鈍等を施した圧延材に、スキンパス伸線（低減面率での伸線加工）を行うことが好ましい。これにより、ボルト加工により適した寸法精度を得ることができる。
スキンパス伸線の減面率は３〜１０％であることが好ましい。
なお、スキンパス伸線を行う場合、低温焼鈍を行った材料の表面に形成したスケールを除去するために、必要に応じて酸洗またはショットブラストを行ってよい。また、低温焼鈍を行った圧延材（例えば、冷間加工した圧延材）の表面に潤滑被膜を形成してもよい。伸線加工時に表面に潤滑剤被膜を形成してよい。
【００４８】
以上の工程により、本発明に係るボルト用鋼線を得ることができる。
次にこのボルト用鋼線を用いてボルトを加工する方法を説明する。
【００４９】
７．ボルト加工
本発明に係るボルトは上述のボルト用鋼線を冷間圧造などによってボルト形状に成型し（ボルト成型）、更に焼入れ焼戻し処理をすることによって製造できる。
冷間圧造条件は特に制限がなく、ボルト成型に用いられている一般的な条件を適用してよい。
【００５０】
一方、焼入れ焼戻し処理については、オーステナイト結晶粒径を制御するため、焼入れ時の加熱温度を好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９３０℃以下、更に好ましくは９１０℃以下にする。一方、焼入れ時の加熱温度が低過ぎると球状炭化物が十分に固溶せず、必要な強度が得られない。したがって焼入れ時の加熱温度は好ましくは８７０℃以上、より好ましくは８９０℃以上、更に好ましくは９００℃以上とする。
焼入れ時のその他の加熱条件は特に限定されないが、以下の条件が例示される。
焼入れ時の加熱時間：１０〜４５分
冷却方法：油冷
焼入れ温度：室温〜７０℃
炉内雰囲気：一酸化炭素と二酸化炭素の混合雰囲気、窒素雰囲気、水素雰囲気または大気雰囲気など
【００５１】
温度、時間などの焼戻し条件は必要な強度に応じて適宜変更することができる。
【００５２】
転造加工は焼入れ焼戻し前（前転造）に実施すれば変形が容易なため、金型寿命の向上が図れる。一方、焼入れ焼戻し後（後転造）に実施すれば圧縮残留応力が付与され、耐遅れ破壊性および耐疲労性がより向上する。転造のタイミングは特に限定せず、目的、用途によって適宜選択してよい。
以上に説明した、本発明のボルト鋼線を用いて得られる本発明のボルトは、優れた耐遅れ破壊性と耐疲労性を示す。
【実施例】
【００５３】
以下、実施例により本発明をより具体的に説明するが、本発明は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包含される。
【００５４】
１．サンプル作製
表１に示す化学成分組成の鋼材を溶製、鋳造、熱間圧延を行って直径１２ｍｍφの圧延材（線材）を製造した。その際、表２に示す条件でビレット再加熱、仕上げ圧延、仕上げ圧延後の冷却を行なって圧延材（線材）を得た。表２中の「ＣＰ／Ｃ量」は、それぞれのサンプルのＣ含有量に対するＣＰ値の比率を示す。
【００５５】
その後、表２に示す工程で脱スケール処理（Ｐ）、皮膜処理（Ｌ）、球状化焼鈍（ＳＡ）、低温焼鈍（ＬＡ）および伸線加工（Ｄｒ）を行い、９．０６ｍｍφのボルト用鋼線を製造した。各工程について、表２に記載していない条件は以下で実施した。
なお、表１および表２で下線を示した条件は、本発明が規定する条件から外れていることを示す。
実験Ｎｏ．１７、１８および１９以外については、１回目の焼鈍を球状化焼鈍とし、２回目の焼鈍を低温焼鈍とした。一方、実験Ｎｏ．１７については１回目の焼鈍を低温焼鈍とし、２回目の焼鈍を球状化焼鈍とし、実験Ｎｏ．１８については、２回の焼鈍を何れも低温焼鈍とし、実験Ｎｏ．１９については、２回の焼鈍を何れも球状化焼鈍とした。
【００５６】
・脱スケール処理（Ｐ）
２５％塩酸（７０℃）に１０分間浸漬してスケールを除去した。
【００５７】
・皮膜処理工程（Ｌ）
石灰石鹸槽に１０分間浸漬することで石灰皮膜処理を行なった。
【００５８】
・球状化焼鈍（ＳＡ）
投入温度：５３０℃
投入温度から均熱温度までの昇温速度：３℃／分
均熱温度から抽出温度までの冷却速度：０．５℃／分
抽出温度：６４０℃
実験Ｎｏ２３以外は、雰囲気は一酸化炭素と二酸化炭素の混合気体とした。この混合気体のカーボンポテンシャル（ＣＰ値）の測定は炉内にピアノ線のコイル（ＣＰコイル）を入れ、熱処理後にＣＰコイルのＣ量を分析することで測定した。
【００５９】
・低温焼鈍（ＬＡ）
投入温度：５００℃
投入温度から均熱温度までの昇温速度：３℃／ｍｉｎ
均熱温度から抽出温度までの冷却速度：３℃／ｍｉｎ
抽出温度：６００℃
実験Ｎｏ．２７以外は、雰囲気は窒素ガスとした。実験Ｎｏ．２７は雰囲気を大気とした。
【００６０】
・伸線工程（Ｄｒ）
１回目の伸線として、伸線ダイスを用いて伸線速度１ｍ／秒でφ１２．０ｍｍから９．３ｍｍφまで伸線した。
その後、熱処理、脱スケール、皮膜処理を実施後、２回目の伸線と９．０６ｍｍφまで仕上げ伸線（スキンパス伸線）を実施した。
【表１】
2018012874.tif 000002
【００６１】
【表２】
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【００６２】
２．サンプル評価
それぞれのボルト用鋼線サンプルについて、多段フォーマーを用いてＭ１０×１．５Ｐｍｍ、長さ８０ｍｍのフランジボルトを冷間圧造で成型した。尚、Ｍは軸部の直径、Ｐはピッチを意味する。
【００６３】
（１）冷間圧造性
上記冷間圧造した際、フランジ割れの有無により冷間圧造性を評価した。冷間圧造性は、割れが生じないときには「Ｐ」（Ｐａｓｓ）、割れが生じたときには不合格「Ｆ」（Ｆａｉｌｕｒｅ）と評価した。
【００６４】
それぞれのボルトサンプルについて、表３で示す条件で焼入れ焼戻し処理を施した。この際、焼入れ時加熱の保持時間は２０分、炉内雰囲気を窒素雰囲気、焼入れは６０℃の油冷とした。また、焼戻しの保持時間は４５分とし、焼戻し後に転造加工を施した。なお、冷間圧造性の評価結果が不合格のサンプルについては焼入れ焼戻し処理を行わなかった。
【００６５】
（２）引張強度
焼入れ焼戻し処理後のサンプルについて、ＪＩＳ  Ｂ  １０５１（２０１４）に従って引張試験を行なってボルトの引張強度を測定した。
【００６６】
（３）耐遅れ破壊性
焼入れ焼戻し処理をしたボルトサンプルを冶具に降伏点狙いで締め付けた後、（ａ）冶具ごと１％ＨＣｌに１５分浸漬、（ｂ）大気中で２４時間暴露、（ｃ）破断有無の確認、を１サイクルとし、これを１０サイクル繰り返して評価した。ボルトは１水準に対し１０本ずつ評価し、１本も破断しなかった場合は合格「Ｐ」とし、１本でも破断した場合は不合格「Ｆ」と評価した。
【００６７】
（４）耐疲労性
引張試験で求めた引張強度の０．６倍を平均応力とし、振幅応力を１００ＭＰａとして引張−引張の疲労試験を実施した。ボルトは１水準に対し３本ずつ実施し、１０の７乗回まで実施して１本も破断しなかった場合は合格「Ｐ」とし、１本でも破断した場合は不合格「Ｆ」と評価した。
【００６８】
【表３】
2018012874.tif 000004
【００６９】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜１７は本発明で規定する要件を満足する実施例である。これらはいずれも冷間圧造性、耐遅れ破壊性および耐疲労性に優れていた。
【００７０】
実験Ｎｏ．１８〜３７は、本発明で規定する要件を満足しない比較例である。
実験Ｎｏ．１８は、鋼線製造時に球状化焼鈍を実施せず、低温焼鈍を２回実施した例である。金属組織が球状化していないため、冷間圧造性が悪く、ボルト成型時にフランジ部に割れが生じた。
【００７１】
実験Ｎｏ．１９は、鋼線製造時に低温焼鈍を実施せず、球状化焼鈍を２回実施した例である。球状化焼鈍を２回実施したことにより脱炭が促進され、耐疲労性が悪化した。
実験Ｎｏ．２０は、球状化焼鈍時の温度が低かった例である。金属組織が球状化していないため、冷間圧造性が悪く、ボルト成型時にフランジ部に割れが生じた。
【００７２】
実験Ｎｏ．２１は、球状化焼鈍時の温度が高かった例である。均熱時に均一なオーステナイトとなったことで球状化が促進しなかったため、冷間圧造性が悪く、ボルト成型時にフランジ部に割れが生じた。
実験Ｎｏ．２２は、球状化焼鈍時の保持時間が短かった例である。炭素の拡散時間が十分に確保できなかったため球状化が進んでおらず、冷間圧造性が悪く、ボルト成型時にフランジ部に割れが生じた。
【００７３】
実験Ｎｏ．２３は、球状化焼鈍時の炉内雰囲気を大気とした例である。雰囲気が適正でないため、脱炭が進行し、耐疲労性が悪化した。
実験Ｎｏ．２４は、低温焼鈍時の温度が低かった例である。伸線時のひずみを十分に除去できておらず、鋼線の強度が増加したことで冷間圧造性が悪化した。
実験Ｎｏ．２５は、低温焼鈍時の温度が高かった例である。均熱中にセメンタイトが溶解しオーステナイトが生成したため、冷却時にパーライト変態し、鋼線の強度が増加したことで冷間圧造性が悪化した。
【００７４】
実験Ｎｏ．２６は、低温焼鈍時の保持時間が短かった例である。伸線時のひずみを十分の除去できておらず、鋼線の強度が増加したことで冷間圧造性が悪化した。
実験Ｎｏ．２７は、低温焼鈍時の炉内雰囲気を大気とした例である。不活性環境ではないため、脱炭が進行し、耐疲労性が悪化した。
【００７５】
実験Ｎｏ．２８は、Ｃ量が少な過ぎる例である。焼入れ性が低いため、焼入れ時にマルテンサイト変態が起きず、必要な強度が得られなかった。
実験Ｎｏ．２９は、Ｃ量が多過ぎる例である。靭延性が低下したことで耐遅れ破壊性が悪化した。
【００７６】
実験Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量が少な過ぎる例である。焼戻し時に粗大なセメンタイトが生成したことで耐遅れ破壊性が悪化した。
実験Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が多過ぎる例である。焼入れ時にフェライトが生成し、破壊起点になったことで疲労特性が悪化した。
【００７７】
実験Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が多過ぎる例である。粗大なＭｎＳが生成したことで応力集中源となり、耐疲労性が悪化した。
実験Ｎｏ．３３は、Ｐ量が多過ぎる例である。鋼の靭延性が低下したことで耐遅れ破壊性が悪化した。
【００７８】
実験Ｎｏ．３４は、Ｓ量が多過ぎる例である。鋼の靭延性が低下したことで耐遅れ破壊性が悪化した。
実験Ｎｏ．３５は、Ｃｒ量が少な過ぎる例である。鋼の耐食性が低下したことで鋼表層の水素量が増加し、耐遅れ破壊性が悪化した。
【００７９】
実験Ｎｏ．３６は、Ａｌ量が多過ぎる例である。粗大なＡｌＮが生成したことで冷間圧造性が悪く、フランジ部に割れが生じた。
実験Ｎｏ．３７は、Ｎ量が多過ぎる例である。窒化物を形成していないフリーＮが増加し、冷間圧造性が低下したことでフランジ部に割れが生じた。