(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、縦横比が１．２〜２．０であるＬａ系、Ｎｉ系又はＬａＮｉ系析出物を含む、水素遅れ破壊抵抗性に優れた線材。
【請求項２】
前記析出物の平均円相当径は１００〜４００ｎｍである、請求項１に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れた線材。
【請求項３】
前記析出物はＬａＮｉ５、ＬａＰＯ４及びＬａ２Ｏ２Ｓのうち一種以上である、請求項１または２に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れた線材。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材をＡｅ３＋１５０〜Ａｅ３＋２５０℃に加熱する段階と、
前記加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓで冷却し、Ａｅ３＋５０〜Ａｅ３＋１５０℃で圧延して線材を製造する段階と、
前記圧延された線材を０．５〜３℃／ｓで６００℃以下まで冷却する段階と、
を含む、水素遅れ破壊抵抗性に優れた線材の製造方法。
【請求項５】
前記加熱は３０分〜１時間３０分間行われる、請求項４に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れた線材の製造方法。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、縦横比が１．２〜２．０であるＬａ系、Ｎｉ系又はＬａＮｉ系析出物を含み、引張強度１２００ＭＰａ以上の強度を有する、水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルト。
【請求項７】
前記析出物の平均円相当径は１００〜４００ｎｍである、請求項６に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルト。
【請求項８】
前記析出物はＬａＮｉ５、ＬａＰＯ４及びＬａ２Ｏ２Ｓのうち一種以上である、請求項６または７に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルト。
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材をＡｅ３＋１５０〜Ａｅ３＋２５０℃に加熱する段階と、
前記加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓで冷却し、Ａｅ３＋５０〜Ａｅ３＋１５０℃で圧延して線材を製造する段階と、
前記圧延された線材を０．５〜３℃／ｓで６００℃以下まで冷却する段階と、
前記冷却された線材をボルト成形する段階と、
前記成形されたボルトを８５０〜９５０℃で熱処理する段階と、
前記加熱の後に、急冷し、３００〜５００℃の温度で焼き戻しする段階と、
を含む、水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルトの製造方法。
【請求項１０】
前記加熱する段階は３０分〜１時間３０分間行われる、請求項９に記載の水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車エンジン用ボルト等に用いられる線材に関し、より詳細には、水素による遅れ破壊特性（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ  Ｄｅｌａｙｅｄ  Ｆｒａｃｔｕｒｅ  Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を向上させた線材とその製造方法及び上記線材を用いた高強度ボルトとその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化及び高性能化に伴い、エネルギー低減のために、駆動体、特に、ボルト等のエンジン用部品への高強度化の要求が高まっている。現在用いられている高強度ボルトとしては、ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０等の合金鋼を用いて焼き入れ及び焼き戻しにより製造された１２００ＭＰａ級のボルトがある。しかしながら、引張強度１２００ＭＰａ以上のボルトを用いる場合は水素による遅れ破壊が発生しやすいため、このような線材を超高強度ボルトの製造に用いるのは未だに容易ではない。
【０００３】
ボルトの製造工程を調べると、低温アニーリングを経てサイジング目的の伸線を行った後、球状化熱処理、ボルト成形、焼き入れ、焼き戻し工程を経て、最終的に焼き戻しマルテンサイトの単相組織を有する。したがって、ボルトの強度は、組成及び焼き入れ、焼き戻し熱処理工程によって決められる。しかしながら、素材である線材の状態では、ボルトの成形を容易にするために、できる限り低い強度を有するほうがよい。
【０００４】
焼き戻しマルテンサイトの単相組織を有する鋼の高強度化には、合金元素、特に、炭素の添加が最も効果的であると知られているが、炭素の添加は、線材の強度を増加させる上、延性−脆性遷移温度を急激に上昇させて、水素遅れ破壊抵抗性を大きく低下させることがある。また、加工硬化が増加するため、ボルトの成形に不利になり、別途の軟化熱処理が必要になることがある。
【０００５】
上記のように製造されたボルトの一般的な特徴は、焼き戻しマルテンサイト組織を有し、粒界又は粒内に炭化物析出相が分布し、母材はラスマルテンサイトに析出物が分布する点である。なお、母材の高強度化の達成の主な阻害要因としては、水素の侵入による遅れ破壊抵抗性の低下が挙げられる。これは、侵入した水素が粒界の強度を劣化させるためであると知られている。したがって、既存の焼き戻しマルテンサイトを高強度ボルト用鋼に用いるためには、遅れ破壊抵抗性を向上させるための作業が必要である。
【０００６】
したがって、ボルトの高強度化を達成するためには、臨界遅れ破壊強度を高くするための遅れ破壊抵抗性の改善が必要である。これを達成するための手段としては、オーステナイト粒界を脆化させるＰ、Ｓを最大限抑制させながら特定の元素を添加して拡散性水素をトラップすることができる析出物を生成させたり、微細組織を制御したりする方法等がある。
【０００７】
水素遅れ破壊抵抗性を改善するための従来の技術としては、１）鋼材の腐食抑制、２）水素侵入量の最小化、３）遅れ破壊に寄与する拡散性水素の抑制、４）限界拡散性水素濃度の大きい鋼材の使用、５）引張応力の最小化、６）応力の集中緩和、７）オーステナイト粒界のサイズの微細化等の技術が挙げられる。これを達成するための手段として、高合金化を目指すか、外部からの水素の侵入を防止するための表面コーティング又はメッキを施す方法が主に用いられている。
【０００８】
しかしながら、上記国内外で考案された発明のほとんどには、製造費用が非常に高くて工程が複雑であり、鋼材の生産時に非常に精密な圧延及び冷却条件が求められるという問題がある。一例として、１６００ＭＰａ級の高強度線材の遅れ破壊特性を改善するために結晶粒微細化元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖを０．５重量％以上添加し、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ等の耐食性元素及び炭化物元素を添加する技術があるが、この技術には、生産単価が非常に高いという短所がある。また、粒界に析出されたフェライト組織を用いて水素の脆性を改善する技術があるが、この技術にも、化学的結合ではなく、相当量のＭｏを添加することにより製品の製造費用が高くなるという短所がある。
【０００９】
また、完全パーライトを用いて１６００ＭＰａ級以上の高強度線材の遅れ破壊特性を改善する技術があるが、この技術には、線材を生産した後にサイジングのための伸線を行うとき、伸線による引張強度の向上及び伸線性の確保のためにクロムを０．２重量％以上添加しなければならず、恒温変態のためのリードパテンティング（ｌｅａｄ  ｐａｔｅｎｔｉｎｇ）を必要とする等、製造費用が非常に高くて工程が複雑であり、線材の生産時に非常に精密な圧延及び冷却条件が求められるという問題がある。
【００１０】
また、フェライトとパーライトの二相微細組織を用いて最終的に１２００〜１５００ＭＰａを確保する技術は、他の技術とは異なり、最終熱処理がなくても引張強度の確保が可能な方法であるが、基本的にはＭｏを多量添加して水素遅れ破壊抵抗性の向上を図るものであるため、製造費用が増加するという困難がある。
【００１１】
上述したように、引張強度１２００ＭＰａ級以上の熱処理及び非熱処理炭素鋼の有する引張強度の向上に対する水素遅れ破壊抵抗性の減少の限界性を未だに克服できていない上、高価の合金元素の添加による価格競争力の確保を達成しておらず、特に、水素による遅れ破壊特性に関する安定したデータの確保に問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の目的は、熱処理により超高強度を確保すると共に優れた水素遅れ破壊抵抗性を有する線材とこれを製造する方法を提供することである。
【００１３】
また、上記線材を用いて水素遅れ破壊抵抗性に優れ且つ高強度を有するボルトとその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明によれば、重量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む水素遅れ破壊抵抗性に優れた高強度線材が提供される。
【００１５】
また、本発明によれば、上記組成を満たす鋼材をＡｅ３＋１５０〜Ａｅ３＋２５０℃に加熱する段階と、上記加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓで冷却し、Ａｅ３＋５０〜Ａｅ３＋１５０℃で圧延して線材を製造する段階と、上記圧延された線材を０．５〜３℃／ｓで６００℃以下まで冷却する段階と、を含む水素遅れ破壊抵抗性に優れた高強度線材の製造方法が提供される。
【００１６】
また、本発明によれば、重量％で、Ｃ：０．３〜０．７％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｌａ：３０〜７０ｐｐｍ、Ｎｉ：０．０１〜０．１％、並びに残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、引張強度１２００ＭＰａ以上の強度を有する水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルトが提供される。
【００１７】
また、本発明によれば、上記線材をボルト成形する段階と、上記成形されたボルトを８５０〜９５０℃で熱処理する段階と、上記加熱の後に急冷し３００〜５００℃の温度で焼き戻しする段階と、を含む水素遅れ破壊抵抗性に優れたボルトの製造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の線材は、自動車部品締結用又は自動車部品用等に用いられる高強度線材であり、ランタンとニッケルを極微量添加して、最終熱処理後にマルテンサイト微細組織が生成されても優れた強度（１２００〜２０００ＭＰａ級）及び水素遅れ破壊抵抗性を有することができる線材を、低い製造費用で製造することができるという長所を有する。
【００１９】
水素遅れ破壊抵抗性に優れ且つ高強度化が可能なボルト用線材の開発に伴い、ボルト締結時の締結力の強化と締結部の空孔の減少による鋼構造物の安全性を高め、ボルトの締結個数の減少によって鋼材の使用量を減らすことができる。また、自動車部品としての面においては、部品の軽量化に寄与し、部品の軽量化による自動車組立装置の設計多様化及びコンパクト化が可能であるという長所を有する。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本発明の線材の微細組織を図式化した模式図である。
【図２】従来のＭｏを添加した場合のＭｏ析出物の水素トラップを示す模式図である。
【図３】本発明の線材に含まれた析出物の水素トラップを示す模式図である。
【図４】図３の析出物の結晶構造を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下では、本発明について詳細に説明する。
【００２２】
まず、本発明の線材について詳細に説明する。以下では、本発明の線材の組成範囲について説明する（以下、重量％）。
【００２３】
炭素（Ｃ）の含量は０．３〜０．７％であることが好ましい。上記Ｃの含量が０．７％を超える場合は、通常の冷間伸線を用いた高炭素伸線材の形で主に用いられるものの、本発明で提案する熱処理を行うときにオーステナイト粒界にフィルム状の炭化物が頻繁に析出されて水素遅れ破壊抵抗性を低下させるため、好ましくない。これに対し、上記含量が０．３％未満の場合は、焼き入れ、焼き戻し熱処理によるボルトの引張強度が十分に確保されない。したがって、十分な強度を確保するために、Ｃは０．３％以上添加されることが好ましい。
【００２４】
シリコン（Ｓｉ）の含量は０．０５〜２．０％であることが好ましい。上記Ｓｉの含量が２．０％を超える場合は、ボルトを製造するための冷間鍛造工程中に加工硬化現象が急激に起こるため、加工性に多くの問題があり、０．０５％未満の場合は、十分な強度を確保することができず、セメンタイトの球状化にも悪影響を及ぼす。
【００２５】
マンガン（Ｍｎ）の含量は０．７〜１．５％であることが好ましい。上記Ｍｎは、マトリックス組織内に置換型固溶体を形成して固溶強化する元素であって、高張力ボルト特性に非常に有用な元素である。上記Ｍｎの含量が１．５％を超える場合は、固溶強化効果を有するよりは、マンガン偏析による組織不均質がボルト特性に有害な影響を及ぼす。即ち、鋼の凝固時に偏析機構によって巨視偏析と微視偏析が生じやすいが、マンガン偏析は他の元素に比べて相対的に低い拡散係数により偏析帯を形成し、これによる硬化能の向上は中心部低温組織（例えば、ｃｏｒｅ  ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を生成する主原因となる。即ち、鋳造時のマンガン偏析による局部焼き入れ性の増大及び偏析帯の形成によって組織の二相性が深化するという問題がある。
【００２６】
これに対し、上記Ｍｎが０．７％未満の場合は、マンガン偏析による偏析帯の影響はほぼないが、固溶強化による最終製品の引張強度の確保が容易ではないという問題がある。即ち、０．７％未満の場合は、固溶強化効果が弱いため、焼き入れ性及び永久変形抵抗性を改善するのが容易ではない。
【００２７】
ニッケル（Ｎｉ）の含量は０．０１〜０．１％であることが好ましい。上記Ｎｉは、ランタンと共に粒内に化合物を形成する元素であって、非常に重要な元素である。上記Ｎｉの含量が０．０１％未満の場合は、効果的な化合物、特に、析出物を完全に生成することができないため、水素遅れ破壊抵抗性の改善効果を期待するのが困難であり、０．１％を超える場合は、残留オーステナイト量が増加して衝撃靭性が低下する恐れがあり、過剰の添加により製造費用が増加するという問題がある。
【００２８】
ランタン（Ｌａ）の含量は０．００３〜０．００７％（３０〜７０ｐｐｍ）であることが好ましい。上記Ｌａは、Ｎｉと共に結晶粒内に化合物を形成する元素であって、粒界に偏析された燐と硫黄を低減させる非常に重要な元素である。上記Ｌａの含量が３０ｐｐｍ未満の場合は、化合物が効果的に形成されず、粒界の燐及び硫黄の除去が容易ではないため、引張強度の確保は可能であるが、優れた水素遅れ破壊抵抗性は期待することができないという短所がある。これに対し、７０ｐｐｍを超える場合は、製造費用が増加するという問題があり、過剰の添加により水素遅れ破壊抵抗性の向上を期待することが困難である。したがって、その上限を７０ｐｐｍとすることが好ましい。
【００２９】
残部は、Ｆｅ及び不可避不純物を含む。しかしながら、上記組成以外に有効な成分が添加されることを排除するものではない。
【００３０】
本発明の線材は、微細組織内にＬａ系、Ｎｉ系又はＬａＮｉ系析出物を含むことが好ましい。上記析出物の種類は特に限定されず、その例としてはＬａＮｉ５、ＬａＰＯ４、Ｌａ２Ｏ２Ｓ等がある。上記析出物は、微細組織の結晶粒内又は結晶粒界に形成され、侵入した水素をトラップし、侵入した水素が粒界の強度を劣化させることを防止して水素遅れ破壊抵抗性を向上させる役割を行う。
【００３１】
図１は、本発明の線材の微細組織を観察して析出物が分布されていることを模式的に示す図である。図１を参照すると、ＬａＮｉ５、ＬａＰＯ４、Ｌａ２Ｏ２Ｓの析出物が結晶粒内又は結晶粒界に分布されており、水素がトラップされてＬａＮｉ５Ｈ６の化合物が存在することが分かる。
【００３２】
なお、本発明において、上記析出物による水素トラップ効果は、Ｍｏにより水素遅れ破壊抵抗性を改善しようとした従来技術に比べて格段に優れている。図２は、従来のＭｏ析出物を用いた水素トラップの効果を模式的に示す図であり、侵入した水素をＭｏ析出物を用いて析出物と結晶粒の界面にトラップさせて水素遅れ破壊抵抗性を改善しようとしたものである。しかしながら、本発明の析出物による水素トラップ効果を模式的に示す図３を参照すると、本発明の析出物は、侵入した水素が当該析出物の表面に拘束されず、水素を含む化合物（例：ＬａＮｉ５Ｈ６）を形成することにより、鋼中水素が完全に拘束されて水素遅れ破壊に対する抵抗性が向上する。したがって、図２のような場合には水素が析出物の表面から脱離するという問題があるが、本発明の場合には上記のような問題が発生しないため優れた水素遅れ破壊抵抗性を有する。図４は、図３のＬａＮｉ５Ｈ６の結晶構造を示す図であり、内部に相当量の水素が貯蔵できる構造を有する。
【００３３】
上記析出物の縦横比（ａｓｐｅｃｔ  ｒａｔｉｏ）は１．２〜２．０であることが好ましい。結晶構造上、縦横比が１．２未満の析出物を確保することは困難である。一方、上記析出物の縦横比が２．０を超える場合は、析出物が割れやすいという問題がある。素材の内部で析出物が割れると、マトリックスとの連続性が欠如して微細空洞が生成されて欠陥となるため、線材が破損する恐れがあり、所望の水素遅れ破壊抵抗性を確保することができない。
【００３４】
一方、上記析出物のサイズは、円相当径が１００〜４００ｎｍであることが好ましい。上記円相当径が１００ｎｍ未満の場合は、析出物のサイズが小さすぎて析出物にトラップされる水素の量が少なくなるため、効果的な水素トラップ効果を確保するのが困難であり、４００ｎｍを超える場合は、単位面積当たりの分布する析出物の個数が少なくなって鋼全体の析出物の表面積が減少するため、水素トラップの効果が減少する。したがって、その上限を４００ｎｍとすることが好ましい。
【００３５】
以下では、本発明の線材の製造方法について詳細に説明する。
【００３６】
本発明の線材を製造するためには、まず、上記組成を満たす鋼材をＡｅ３＋１５０℃〜Ａｅ３＋２５０℃の温度に加熱する。上記温度範囲は、オーステナイト単相を維持するためのものであり、オーステナイト結晶粒が粗大化しない温度範囲であって、残存する偏析、炭化物及び介在物の効果的な溶解が可能な温度範囲である。上記温度がＡｅ３＋２５０℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒が非常に粗大化することから、冷却後に形成される最終微細組織が粗大化する可能性があるため、高強度高靭性線材を確保することができず、Ａｅ３＋１５０℃未満の場合は、加熱による効果が得られない。したがって、加熱温度はＡｅ３＋１５０℃〜Ａｅ３＋２５０℃であることが好ましい。
【００３７】
上記加熱は、３０分〜１時間３０分間行われることが好ましい。上記加熱時間が３０分未満の場合は、温度が全体的に均一にならないという問題があり、１時間３０分を超える場合は、オーステナイト結晶粒の粗大化可能性が高くなる上、生産性が顕著に減少する。
【００３８】
その後、上記加熱された鋼材を冷却し、熱間圧延を行う。５〜１５℃／ｓの冷却速度で冷却し、Ａｅ３＋５０℃〜Ａｅ３＋１５０℃で圧延して線材を製造する。
【００３９】
上記冷却は、微細組織の変態を最小化する目的で制御するものである。熱間圧延前の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合は、生産性が減少し、徐冷を維持するために更なる装置が必要であり、長時間加熱した場合のように熱間圧延後の線材の強度と靭性が低下する。これに対し、冷却速度が１５℃／ｓを超える場合は、圧延前の鋼材の有する変態の駆動力が増加するため、圧延中に新たな微細組織が現れる可能性が大きくなり、圧延温度を低く再設定しなければならないという問題がある。
【００４０】
また、上記圧延温度は、圧延中に変形による微細組織の出現が抑制され、再結晶が発生せず、サイジング圧延のみが可能な温度である。上記圧延温度がＡｅ３＋５０℃未満の場合は、動的再結晶温度に近いため、本発明の微細組織を確保することができず、一般的な軟質のフェライトが得られる可能性が非常に大きく、Ａｅ３＋１５０℃を超える場合は、冷却後に再度加熱しなければならないという問題がある。したがって、その上限を上記のように設定する。
【００４１】
次に、上記のように圧延により製造された線材を０．５〜３℃／ｓで６００℃以下まで冷却する。上記冷却速度とは、マンガンの添加によって炭素の拡散が阻止され、不完全パーライトが生成され、十分な面積分率を有し、且つ効果的な生成が可能な冷却速度のことである。上記冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合は、冷却速度が遅すぎるため、実際に操業が困難な程度に生産性が低下し、３℃／ｓを超える場合は、添加した元素の重なり効果による硬化能の向上によってフェライト／パーライト変態が遅れてマルテンサイト／ベイナイトのような低温組織が発生する。
【００４２】
以下では、本発明のボルトとその製造方法について詳細に説明する。
【００４３】
本発明の線材を用いて製造されたボルトは、超高強度を確保すると共に析出物によって優れた水素遅れ破壊抵抗性を確保することができる。本発明のボルトは、１２００ＭＰａ以上の超高強度を確保すると共に優れた水素遅れ破壊抵抗性を有する。
【００４４】
本発明において、１２００ＭＰａ以上の引張強度を確保するための製造方法としては、下記の方法を用いることが好ましい。まず、上記本発明の線材を用いてボルト成形を行い、８５０〜９５０℃で熱処理することが好ましい。上記熱処理は、オーステナイト化（ａｕｓｔｅｎｉｚｉｎｇ）により組織を均質化するためのものである。上記熱処理の温度が８５０℃未満の場合は、十分な均質化がなされるのが困難であり、９５０℃を超える場合は、更なる温度上昇の効果を得るのが困難であり、結晶粒の粗大化により延性が低下する可能性がある。したがって、その上限を９５０℃とすることが好ましい。
【００４５】
上記熱処理の後に急冷（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）し、３００〜５００℃の温度で焼き戻しすることが好ましい。上記急冷により均質化した組織がマルテンサイト組織のような低温変態組織を形成し、ボルトの強度を向上させる。
【００４６】
上記焼き戻しは、上記急冷により発生した残留応力を除去し、強度の調整と脆性を改善するためのものである。上記温度が３００℃未満の場合は、十分な残留応力の除去が困難な上、焼き戻し脆性現象により却って脆性が発生し、５００℃を超える場合は、過度な熱処理により強度が低下するため、所望の強度を確保することが困難である。したがって、上記焼き戻しは、３００〜５００℃の温度で行われることが好ましい。
【００４７】
上記ボルトを製造する方法は、通常の熱処理を適用して所望の強度を確保するものである。これは、通常の知識を有する者が所望の強度を確保するために温度と時間を制御して適用することができるものであり、特に限定されない。
【実施例】
【００４８】
以下では、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解のためのものに過ぎず、本発明を限定するものではない。
【００４９】
（実施例１）
表１の組成とＡｅ３温度を有する鋼材を製造し、この鋼材に表２の条件を適用して線材を製造し、この線材を用いてボルトを製造した。なお、ボルトの製造工程中の熱処理条件を表２に共に併記した。
【００５０】
上記で製造されたボルトの引張強度と水素遅れ破壊抵抗性を測定し、その結果を表３に示した。上記水素遅れ破壊抵抗性に関連しては、酸度（ｐＨ）が約２程度のＨ２Ｏ：２０００ｃｃ、ＣＨ３ＣＯＯＨ：８０ｍｌ、ＮａＣｌ：１００ｇからなる試験溶液を用い、各ボルトを上記試験溶液に浸漬した状態で、上記測定された引張強度の約０．９倍の引張強度を付加し、試片が破損する時間を測定して示した。上記試験では、１００時間以上維持される場合に水素遅れ破壊に対する抵抗性に優れると評価した。
【００５１】
【表１】
0005826383.tif 000002
【００５２】
【表２】
0005826383.tif 000003
【００５３】
【表３】
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【００５４】
上記本発明の条件を満たす場合には、ボルトの製造時に１２００ＭＰａ以上の高強度を有すると共に優れた水素遅れ破壊抵抗性を有することが確認できた。但し、比較例９と１０の場合には、十分な強度と水素遅れ破壊抵抗性を有するが、過量のＬａとＮｉが添加されることから経済性の面で好ましくないため、比較例に分類した。
【００５５】
一方、Ｃの含量が少なすぎる比較例１の場合には、十分な強度を確保することができず、過量のＣが添加された比較例２の場合には、水素遅れ破壊抵抗性が非常に低いことが確認できた。また、モリブデン（Ｍｏ）を添加した比較例３〜５の場合には、１００時間前に破損が発生して十分な水素遅れ破壊抵抗性を確保することができず、ＬａやＮｉのいずれか一つのみを添加した比較例６及び７の場合には、十分な水素遅れ破壊抵抗性を確保することができないことが確認できた。
【００５６】
また、ＬａやＮｉの添加が本発明で設定した範囲に及ばない比較例８及び１０の場合にも、十分な水素遅れ破壊抵抗性を確保することができないことが確認できた。
【００５７】
（実施例２）
一方、Ｌａ系、Ｎｉ系又はＬａＮｉ系析出物のサイズと縦横比による水素遅れ破壊抵抗性を調べるために、上記発明例１〜３に対して更なる熱処理を行い、上記析出物のサイズと縦横比を変化させた。
【００５８】
上記のように析出物のサイズと縦横比を変化させた後、上記実施例１と同じ方法により水素遅れ破壊抵抗性を測定し、その結果を表４に示した。
【００５９】
【表４】
0005826383.tif 000005
【００６０】
上記表４の結果から、析出物の縦横比が本発明の範囲を外れる場合には、水素遅れ破壊抵抗性が低いことが確認できた。
【図１】
0005826383.tif 000006
【図２】
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【図３】
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【図４】
0005826383.tif 000009