(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：１．５２〜２．５％、
Ｍｎ：０．３０〜１．５％、
Ｐ：０％超、０．０３％以下、
Ｓ：０％超、０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
をそれぞれ含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％よりなる群から選ばれる１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるボルト用鋼。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｎｉ：０％超、１．０％以下およびＳｎ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のボルト用鋼。
【請求項３】
更に、Ｍｏ：０％超、１．５％以下を含有する請求項１または２に記載のボルト用鋼。
【請求項４】
更に、Ｖ：０％超、０．５％以下、Ｗ：０％超、０．５％以下、Ｚｒ：０％超、０．３％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下およびＣａ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載のボルト用鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の化学成分組成を有し、下記（１）式の関係を満足するボルト。
（Ｌ／Ｌ０）×１００≦６０  ・・・（１）
但し、Ｌ：オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ５０ｎｍ以上の析出物の合計長さ、
Ｌ０：オーステナイト結晶粒界の長さ、を示す。
【請求項６】
表面に窒化処理層を有さない請求項５に記載のボルト。
【請求項７】
オーステナイト結晶粒度番号が８以上である請求項５または６に記載のボルト。
【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ボルト用鋼、およびこのボルト用鋼を用いて得られるボルトに関し、特に引張強度が１１００ＭＰａ以上であっても優れた耐遅れ破壊性と冷間鍛造性を発揮するボルト用鋼およびボルトに関する。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼材料に応力が与えられてからある時間を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るので、その原因を特定することは難しい。しかし一般的には、水素脆化現象が関与しているという点で共通の認識が持たれている。
【０００３】
一方、遅れ破壊現象を左右する因子としては、焼戻し温度、組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素の影響等が一応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】
これまでにも遅れ破壊に対する特性（以下、これを「耐遅れ破壊性」と呼ぶ）に優れた高強度鋼材とボルトについて提案されている。例えば特許文献１〜３は、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼材とボルトに関する技術であり、表層の窒素濃度を高くすることで優れた耐遅れ破壊性を確保することが開示されている。しかしながら、ボルトの使用環境で腐食が進行し、窒化層が脱落した場合は耐遅れ破壊性が大きく低下するという問題がある。加えて、窒化層を形成するために特殊な熱処理が必要となり、生産性やコスト面で課題を残している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】国際公開第２０１１／１１１８７２号
【特許文献２】特開２００９−２９９１８０号公報
【特許文献３】特開２００９−２９９１８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
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、鋼材としての強度を維持したままで、冷間鍛造性に優れると共に、耐遅れ破壊性にも優れたボルト用鋼、およびそのようなボルト用鋼から得られるボルトを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明に係るボルト用鋼とは、質量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：１．５〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０〜１．５％、
Ｐ：０％超、０．０３％以下、
Ｓ：０％超、０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
をそれぞれ含有すると共に、
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％よりなる群から選ばれる１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である点に要旨を有する。
【０００８】
本発明の高強度ボルト用鋼には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｎｉ：０％超、１．０％以下およびＳｎ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上、（ｂ）Ｍｏ：０％超、１．５％以下、（ｃ）Ｖ：０％超、０．５％以下、Ｗ：０％超、０．５％以下、Ｚｒ：０％超、０．３％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下およびＣａ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上、等を含有させることも有用であり、これによって高強度ボルト用鋼の特性が更に改善される。
【０００９】
本発明は、上記のような化学成分組成を有し、下記（１）式の関係を満足するボルトも包含する。
（Ｌ／Ｌ０）×１００≦６０  ・・・（１）
但し、Ｌ：オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ５０ｎｍ以上の析出物の合計長さ、
Ｌ０：オーステナイト結晶粒界の長さ、を示す。
【００１０】
本発明に係るボルトは、窒化処理層を有さないものである。またこのボルトは、オーステナイト結晶粒度番号が８以上であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼の化学成分組成を適切に制御しているため、冷間鍛造性と耐遅れ破壊性を高いレベルで両立することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、冷間鍛造性と耐遅れ破壊性を両立できるボルト用鋼を実現すべく、特に化学成分組成を適切に制御するという観点から検討した。その結果、Ｓｉ含有量を比較的高くして結晶粒界に析出する析出物をできるだけ少なくすると共に、化学成分組成を適切に調整してやれば、上記目的に適うボルト用鋼が実現できることを見出し、本発明を完成した。
【００１３】
本発明に係るボルト用鋼の化学成分組成の設定範囲を規定した理由は、下記の通りである。
【００１４】
Ｃ：０．２０〜０．４０％
Ｃは鋼の強度を確保するために有効な元素である。目標とする引張強度：１１００ＭＰａ以上を確保するため、Ｃは０．２０％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．２３％以上であり、より好ましい下限は０．２５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、冷間鍛造性と耐遅れ破壊性が劣化するため、その上限を０．４０％以下とした。好ましい上限は０．３５％以下であり、より好ましい上限は０．３２％以下である。
【００１５】
Ｓｉ：１．５〜２．５％
Ｓｉは脱酸剤として作用すると共に、鋼の強度を確保するために有効な元素である。また、後述するＧ値に影響を与える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作用も発揮する。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉは１．５％以上含有させる必要がある。好ましい下限は１．６％以上であり、より好ましい下限は１．７％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、冷間鍛造性が劣化するため、その上限を２．５％以下とする必要がある。好ましい上限は２．２％以下であり、より好ましい上限は２．０％以下である。
【００１６】
Ｍｎ：０．２０〜１．５％
Ｍｎは鋼の強度を確保すると共に、Ｓと化合物を形成し、耐遅れ破壊性を劣化させるＦｅＳの生成を抑制する作用を発揮するのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．２０％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．３０％以上であり、より好ましい下限は０．４０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、耐遅れ破壊性が劣化するため、その上限を１．５％以下とする必要がある。好ましい上限は１．３％以下であり、より好ましい上限は１．１％以下である。
【００１７】
Ｐ：０％超、０．０３％以下
Ｐは結晶粒界に濃化することで鋼の靭延性を低下させ、耐遅れ破壊性を劣化させる不純物元素である。Ｐの含有量を０．０３％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０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％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％程度は含有される。
【００１８】
Ｓ：０％超、０．０３％以下
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、耐遅れ破壊性を劣化させる不純物元素である。Ｓの含有量を０．０３％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０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％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％程度は含有される。
【００１９】
Ｃｒ：０．０５〜１．５％
Ｃｒは鋼の耐食性を向上させると共に、耐遅れ破壊性を確保するために有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．０５％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．１０％以上であり、より好ましい下限は０．２０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大な炭化物が生成し冷間鍛造性が劣化すると共に、コスト増を招くため、その上限を１．５％以下とする必要がある。好ましい上限は１．３％以下であり、より好ましい上限は１．０％以下である。
【００２０】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは脱酸剤として作用すると共に、窒化物を形成して結晶粒の微細化や冷間鍛造性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましい下限は０．０４％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大な窒化物を生成し冷間鍛造性が劣化するため、その上限を０．１０％以下とする必要がある。好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましい上限は０．０６％以下である。
【００２１】
Ｂ：０．０００３〜０．０１％
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させると共に、旧オーステナイト結晶粒界上に分散することでＰやＳ等の粒界偏析元素の濃化を抑制し、結晶粒界を清浄化することで耐遅れ破壊性を向上させるために有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００３％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．０００８％以上であり、より好ましい下限は０．００１％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、粗大な化合物を生成し耐遅れ破壊性が劣化するため、その上限を０．０１％以下とした。好ましい上限は０．００５％以下であり、より好ましい上限は０．００３％以下である。
【００２２】
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂと窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるために有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００２％以上含有させる必要がある。好ましい下限は０．００３％以上であり、より好ましい下限は０．００３５％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰になると、化合物を形成しないで固溶状態となっているＮ量が増加し、冷間鍛造性が低下するため、上限を０．０２０％以下とした。好ましい上限は０．０１０％以下であり、より好ましい上限は０．００８％以下である。
【００２３】
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％およびＮｂ：０．０２〜０．１０％よりなる群から選ばれる１種または２種
ＴｉとＮｂは、Ｎと窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。また、ＴｉやＮｂの窒化物を形成することで、Ｂの窒化物が形成しにくくなり、フリーのＢが増えることで鋼の焼入れ性が向上する。これらの効果を発揮させるためには、ＴｉおよびＮｂの少なくとも１種を、０．０２％以上含有させる必要がある。好ましい下限はいずれも０．０３％以上であり、より好ましい下限は０．０４％以上である。一方、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量が過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、冷間鍛造性や耐遅れ破壊性が劣化する。こうした観点から、それらの上限をいずれも０．１０％以下とした。好ましい上限はいずれも０．０８％以下であり、より好ましい上限は０．０６％以下である。
【００２４】
本発明に係るボルト用鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。また本発明のボルト用鋼には、必要に応じて、以下の元素を含有させることも有効である。
【００２５】
Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｎｉ：０％超、１．０％以下およびＳｎ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ、ＮｉおよびＳｎは、鋼の耐食性を向上させると共に、耐遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素である。これらの元素は、その含有量が増加するにつれてその効果が増大するが、それぞれの元素が過剰になると、下記のような不都合が生じる。即ち、Ｃｕ含有量が過剰になると、上記効果が飽和すると共に、熱間延性が低下して鋼の生産性が低下する。また、冷間加工性の低下や靭性の低下を招くことにもなる。こうした観点から、Ｃｕを含有させるときの上限は０．５％以下であることが好ましい。より好ましい上限は０．４％以下であり、更に好ましい上限は０．３５％以下である。
【００２６】
また、Ｎｉ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｎｉを含有させるときの上限は１．０％以下であることが好ましい。より好ましい上限は０．８％以下であり、更に好ましい上限は０．７％以下である。更に、Ｓｎ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｓｎを含有させるときの上限は０．５％以下であることが好ましい。より好ましい上限は０．４％以下であり、更に好ましい上限は０．３％以下である。
【００２７】
尚、上記の効果を発揮させるためには、Ｃｕ含有量の下限は０．０３％以上であることが好ましい。より好ましい下限は０．１％以上であり、更に好ましい下限は０．１５％以上である。また、Ｎｉを含有させるときの好ましい下限は０．１％以上であり、より好ましい下限は０．２％以上であり、更に好ましい下限は０．３％以上である。Ｓｎについては、好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましい下限は０．１％以上であり、更に好ましい下限は０．１５％以上である。
【００２８】
Ｍｏ：０％超、１．５％以下
Ｍｏは鋼の強度を高めると共に、鋼中に微細な析出物を形成して耐遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になると製造コストを劣化させるため、その上限は１．５％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は１．２％以下であり、更に好ましい上限は１．１％以下である。尚、上記の効果を発揮させるためには、Ｍｏを含有させるときの下限は０．０３％以上であることが好ましい。より好ましい下限は０．１０％以上であり、更に好ましい下限は０．１５％以上である。
【００２９】
Ｖ：０％超、０．５％以下、Ｗ：０％超、０．５％以下、Ｚｒ：０％超、０．３％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１％以下およびＣａ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＭｇおよびＣａは、炭窒化物を形成し、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、靭延性を向上させ、耐遅れ破壊性を向上させるのに有効である。これらの元素は、その含有量が増加するにつれてその効果が増大するが、それぞれの元素が過剰になると、下記のような不都合が生じる。即ち、Ｖ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｖを含有させるときの上限は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．３％以下であり、更に好ましい上限は０．２％以下である。
【００３０】
Ｗ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｗを含有させるときの上限は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．３％以下であり、更に好ましい上限は０．２％以下である。またＺｒ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｚｒを含有させるときの上限は０．３％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．２％以下であり、更に好ましい上限は０．１％以下である。
【００３１】
Ｍｇ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｍｇを含有させるときの上限は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００７％以下であり、更に好ましい上限は０．００５％以下である。Ｃａ含有量が過剰になると上記効果が飽和して製造コストの増加を招く。こうした観点から、Ｃａを含有させるときの上限は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００７％以下であり、更に好ましい上限は０．００５％以下である。
【００３２】
尚、上記の効果を発揮させるためには、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましい。より好ましい下限は０．０３％以上であり、更に好ましい下限は０．０５％以上である。Ｗを含有させるときの好ましい下限は０．０１％以上であり、より好ましい下限は０．０３％以上であり、更に好ましい下限は０．０５％以上である。Ｚｒを含有させるときの好ましい下限を０．０１％以上であり、より好ましい下限は０．０３％以上であり、更に好ましい下限は０．０５％以上である。
【００３３】
Ｍｇを含有させるときの好ましい下限は０．０００３％以上であり、より好ましい下限は０．０００５％以上であり、更に好ましい下限は０．００１％以上である。Ｃａを含有させるときの好ましい下限は０．０００３％以上であり、より好ましい下限は０．０００５％以上であり、更に好ましい下限は０．００１％以上である。
【００３４】
上記の様な化学成分組成を有するボルト用鋼は、圧延前のビレット再加熱時に９５０℃以上に加熱（以下、この温度を「ビレット再加熱温度」と呼ぶ）し、８００〜１０００℃の温度域で線材または棒鋼形状に仕上げ圧延した後、３℃／秒以下の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却することにより、圧延後の組織が基本的にフェライトとパーライトの混合組織となる。上記条件について説明する。但し、本発明のボルト用鋼は、圧延後の組織が、必ずしもフェライトとパーライトの混合組織である必要はない。
【００３５】
ビレット再加熱温度：９５０℃以上
ビレット再加熱では、結晶粒微細化に有効なＴｉやＮｂの炭化物、窒化物および炭窒化物（以下、これを「炭・窒化物」と呼ぶ）を、オーステナイトに固溶させる必要があり、そのためにはビレットの再加熱温度を９５０℃以上にすることが好ましい。この温度が９５０℃未満になると炭・窒化物の固溶が不十分となり、後の熱間圧延で微細なＴｉやＮｂの炭・窒化物が生成しにくくなり、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。この温度は、より好ましくは１０００℃以上である。但し、ビレットの再加熱温度が１４００℃を超えると鋼の溶解温度に近くなるため、１４００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１３００℃以下、更に好ましくは１２５０℃以下である。
【００３６】
仕上げ圧延温度：８００〜１０００℃
圧延では、ビレット再加熱時に固溶させたＴｉやＮｂを微細な炭・窒化物として鋼中に析出させる必要がある。そのためには、仕上げ圧延温度を１０００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは９５０℃以下である。仕上げ圧延温度が１０００℃よりも高くなると、ＴｉやＮｂの炭・窒化物が析出しにくくなるため、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。
【００３７】
一方、仕上げ圧延温度が低くなり過ぎると、圧延荷重の増加や表面疵の発生増大があり、非現実的となるため、その下限は８００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８５０℃以上である。ここで、仕上げ圧延温度は、最終圧延パス前または圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温度とした。
【００３８】
仕上げ圧延後の平均冷却速度：３℃／秒以下
仕上げ圧延後の冷却では、後のボルト加工での成形性を向上させるため、組織をフェライト＋パーライトの混合組織にすることが好ましい。そのためには、仕上げ圧延後の平均冷却速度を３℃／秒以下とし、この冷却速度で少なくとも６００℃まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が３℃／秒より速くなると、ベイトナイトやマルテンサイトが生成するため、ボルト成形性が大幅に劣化する。平均冷却速度は、より好ましくは２℃／秒以下であり、更に好ましくは１℃／秒以下である。
【００３９】
本発明のボルト用鋼では、熱間圧延時にベイナイトやマルテンサイトが生成したときには、球状化焼鈍処理を実施してもよい。
【００４０】
ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行ない、組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、所定の引張強さを確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を有するものとなる。このときの焼入れおよび焼戻し処理の適正な条件は、下記の通りである。
【００４１】
焼入れ時の加熱では、安定的にオーステナイト化処理するために、加熱温度（以下、この温度を「焼入れ温度」と呼ぶことがある）を８５０℃以上とすることが好ましい。しかしながら、９５０℃を超えるような高温で加熱すると、ＴｉやＮｂの炭・窒化物が溶解することによりピンニング効果が減少し、結晶粒が粗大化して、耐遅れ破壊性が劣化する場合がある。従って、結晶粒粗大化を防止するため、焼入れ温度は９５０℃以下とすることが好ましい。尚、焼入れ温度のより好ましい上限は９３０℃以下であり、更に好ましくは９２０℃以下である。また、焼入れ温度のより好ましい下限は８７０℃以上であり、更に好ましくは８８０℃以上である。
【００４２】
焼入れしたままのボルトは、靭性および延性が低く、そのままの状態ではボルト製品として使用に耐えられないので、焼戻し処理を施す必要がある。そのためには、少なくとも３００℃以上の温度で焼戻し処理することが有効である。
【００４３】
また、本発明で得られるボルトは、表面に窒化処理層を有していないものであるが、ボルト軸部のオーステナイト結晶粒界上に析出する厚さ５０ｎｍ以上の析出物の割合を６０％以下にすることで、耐遅れ破壊性を更に向上させることができる。即ち、下記（１）式において、左辺の値、即ち（Ｌ／Ｌ０）×１００の値をＧ値としたときに、このＧ値が６０以下となる。上記のような化学成分組成を有し、下記（１）式の関係を満足するボルトは、耐遅れ破壊性が優れたものとなる。このＧ値は、より好ましくは５０以下であり、更に好ましくは４０以下である。Ｇ値の下限は低ければ低いほど望ましいが、通常１０以上である。尚、ボルト軸部のオーステナイト結晶粒界上に析出する「析出物」は、主にセメンタイトであるが、これに限らず、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｖ等を含む炭化物や炭窒化物等も含まれる。
（Ｌ／Ｌ０）×１００≦６０  ・・・（１）
但し、Ｌ：オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ５０ｎｍ以上の析出物の合計長さ、
Ｌ０：オーステナイト結晶粒界の長さ、を示す。
【００４４】
またオーステナイト結晶粒界上の析出物を低減するためには、焼戻し温度が重要であり、焼戻し温度を、下記（２）式で表される温度Ｔ（℃）以下とすることで、Ｇ値を６０以下にすることができる。
Ｔ（℃）＝６８．２×Ｌｎ［Ｓｉ］＋４８０  ・・・（２）
但し、Ｌｎは自然対数を示し、［Ｓｉ］は鋼中の質量％でのＳｉ含有量を示す。
【００４５】
上記のような条件にて焼入れおよび焼戻ししたボルトでは、オーステナイト結晶粒（即ち、旧オーステナイト結晶粒）は、微細化するほど耐遅れ破壊性が向上するので好ましい。こうした観点から、ボルト軸部でのオーステナイト結晶粒は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１：２００６で規定される結晶粒度番号で８以上とすることが好ましい。この結晶粒度番号は、より好ましくは９以上であり、更に好ましくは１０以上である。
【００４６】
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、前記、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。
【実施例】
【００４７】
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼種Ａ〜Ｌ、Ａ１〜Ｒ１の鋼材を溶製した後、ビレット再加熱温度：１０００℃、仕上げ圧延温度：８５０℃の条件で圧延を行ない、直径：１４ｍｍφの線材とした。このとき、仕上げ圧延後の平均冷却速度は２℃／秒とし、６００℃まで冷却した。各線材の圧延後の組織を後記表３、４に併記する。前記圧延素材を塩酸浴、硫酸浴に浸漬することで脱スケール処理を行ない、石灰被膜処理後、伸線、球状化焼鈍を実施し、更に脱スケールおよび被膜処理後、仕上げ伸線を実施した。このときの球状化焼鈍条件は、均熱温度：７６０℃、均熱時間：５時間、均熱後の冷却速度：１３℃／時、抽出温度：６８５℃とした。尚、表１、２において、「−」で表した箇所は無添加であること、「ｔｒ．」は測定限界未満であることを、それぞれ意味する。
【００４８】
【表１】
0006267618.tif 000002
【００４９】
【表２】
0006267618.tif 000003
【００５０】
得られた鋼線から多段フォーマーを用いて、Ｍ１２ｍｍ×１．２５Ｐｍｍ、長さ：１００ｍｍＬのフランジボルトを冷間圧造で作製した。尚、Ｍは軸部の直径、Ｐはピッチを意味する。そして、フランジ部の割れの有無により冷間鍛造性を評価した。冷間鍛造性は、割れが生じないときにはＯＫ、割れが生じたときにはＮＧと評価した。
【００５１】
その後、下記表３、４に示す条件で焼入れおよび焼戻しを実施した。その他の焼入れ焼戻し条件については、焼入れの加熱時間：２０分、焼入れの炉内雰囲気：大気、焼入れの冷却条件：油冷２５℃、焼戻しの加熱時間：４５分とした。
【００５２】
焼入れおよび焼戻しを行なったボルトについて、以下の要領で、軸部の結晶粒度、引張強さ、耐食性、耐遅れ破壊性、およびＧ値を評価した。
【００５３】
（１）オーステナイト結晶粒度の測定
ボルトの軸部を、ボルトの軸に対して垂直な断面で切断後、軸部の直径をＤとしたときのＤ／４位置の任意の０．０３９ｍｍ２の領域を、光学顕微鏡で観察し（倍率：４００倍）、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００６）に規定の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従って旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した。ボルトの軸に対して垂直な断面を、以下では「横断面」と呼ぶ。測定は４視野について行ない、これらの平均値をオーステナイト結晶粒度番号とした。尚、冷間鍛造性が不合格となったものについては、この測定は行なわなかった。
【００５４】
（２）引張強さの測定
ボルトの引張強さは、ＪＩＳ  Ｂ  １０５１：２００９に従って引張試験を行って求め、引張強さが１１００ＭＰａ以上のものを合格とした。尚、冷間鍛造性が不合格となったものについては、この測定は行なわなかった。
【００５５】
（３）耐食性の評価
耐食性は、１５％ＨＣｌ水溶液にボルトを３０分浸漬した際の浸漬前後の腐食減量（質量％）によって評価した。この腐食減量が、０．０５質量％未満のものを合格と評価した。尚、冷間鍛造性が不合格となったもの、または引張強さが１１００ＭＰａ未満になったものについては、この評価は行なわなかった。
腐食減量＝［（酸浸漬前の質量−酸浸漬後の質量）／酸浸漬前の質量］×１００
【００５６】
（４）耐遅れ破壊性の評価
耐遅れ破壊性は、ボルト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サイクル繰り返すことで評価した。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ものはＯＫとし、１本でも破断したものはＮＧとした。尚、冷間鍛造性が不合格となったもの、または引張強さが１１００ＭＰａ未満になったものについては、この評価は行なわなかった。
【００５７】
（５）Ｇ値の測定
焼入れおよび焼戻し後のボルトに対し、オーステナイト結晶粒界に析出した析出物の観察を下記の通り行なった。
【００５８】
析出物の観察
オーステナイト結晶粒界に析出した析出物の観察は、上記ボルトの軸部を横断面で切断後、集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ  Ｐｒｏｃｅｓｓ、日立製作所製：商品名「ＦＢ−２０００Ａ」）により薄膜試験片を作製した。次いで、透過型電子顕微鏡（日立製作所製：商品名「ＦＥＭＳ−２１００Ｆ」）を用いて１試料につき３枚ずつ、倍率：１５万倍でオーステナイト結晶粒界を撮影し、画像解析で、結晶粒界に析出した析出物の長さと厚さを算出した。尚、析出物の厚さは、オーステナイト結晶粒界に対して垂直方向の長さを意味する。
【００５９】
そして、オーステナイト結晶粒界に析出した厚さ５０ｎｍ以上の析出物の合計長さ（Ｌ）をオーステナイト結晶粒界の長さ（Ｌ０）で除し、百分率で表すことにより、オーステナイト粒界上の析出物の占有率（Ｇ値）を求めた。３枚の写真についてそれぞれＧ値を求め、その平均値を下記表３、４に記載した。
【００６０】
これらの結果を、焼入れおよび焼戻し条件、前記（２）式で求められるＴ（℃）と共に、下記表３、４に併記する。
【００６１】
【表３】
0006267618.tif 000004
【００６２】
【表４】
0006267618.tif 000005
【００６３】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜１４は、本発明で規定する要件を満足する発明例であり、冷間鍛造性に優れ、高い強度と共に、優れた耐遅れ破壊性を発揮していることが分かる。
【００６４】
これに対し、試験Ｎｏ．１５〜３３のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１５は、焼戻し温度が高くなって、Ｇ値が大きくなっており、耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．１６は、Ｃ含有量が少ない鋼種Ａ１を用いており、引張強さで１１００ＭＰａ以上を確保することが出来なかった。試験Ｎｏ．１７はＣ含有量が多すぎる鋼種Ｂ１を用いており、靭延性が低下し、耐遅れ破壊性が劣化した。
【００６５】
試験Ｎｏ．１８は、Ｓｉ含有量が少ない鋼種Ｃ１を用いており、粗大な析出物が多く析出してＧ値が大きくなると共に、耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．１９は、Ｓｉ含有量が多い鋼種Ｄ１を用いており、冷間鍛造性が劣化した。
【００６６】
試験Ｎｏ．２０は、Ｍｎ含有量が少ない鋼種Ｅ１を用いており、硫化鉄（ＦｅＳ）が多く生成し、耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．２１は、Ｍｎ含有量が多い鋼種Ｆ１を用いており、靭延性が低下し、耐遅れ破壊性が劣化した。
【００６７】
試験Ｎｏ．２２は、Ｐ含有量が多い鋼種Ｇ１を用いており、結晶粒界上に濃化し、靭延性が低下したことで耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．２３は、Ｓ含有量が多い鋼種Ｈ１を用いており、試験Ｎｏ．２２の場合と同様に結晶粒界上に濃化し、靭延性が低下したことで耐遅れ破壊性が劣化した。
【００６８】
試験Ｎｏ．２４は、Ｃｒ含有量が少ない鋼種Ｉ１を用いており、耐食性が低下すると共に耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．２５は、Ｃｒ含有量が多い鋼種Ｊ１を用いており、粗大な析出物が生成し、冷間鍛造性が劣化した。
【００６９】
試験Ｎｏ．２６、２８は、Ｔｉ含有量が少ない鋼種Ｋ１およびＮｂ含有量が少ない鋼種Ｍ１を用いており、結晶粒が粗大化し、耐遅れ破壊性が劣化した。試験Ｎｏ．２７はＴｉ含有量が多い鋼種Ｌ１を用いており、粗大な炭窒化物が生成し、冷間鍛造性が劣化した。試験Ｎｏ．２９は、Ｎｂ含有量が多い鋼種Ｎ１を用いており、粗大な炭窒化物が生成し、冷間鍛造性が劣化した。
【００７０】
試験Ｎｏ．３０は、Ａｌ含有量が少ない鋼種Ｏ１を用いており、圧延時にフェライト結晶粒が粗大化し、冷間鍛造性が劣化した。試験Ｎｏ．３１は、Ａｌ含有量が多い鋼種Ｐ１を用いており、粗大な窒化物が生成し、冷間鍛造性が劣化した。
【００７１】
試験Ｎｏ．３２は、Ｎ含有量が少ない鋼種Ｑ１を用いており、窒化物が十分に形成されず、結晶粒が粗大化することが予想され、冷間鍛造性が劣化した。試験Ｎｏ．３３は、Ｎが多い鋼種Ｒ１を用いており、固溶状態のＮ量が増加することが予想され、冷間鍛造性が劣化した。