(57)【要約】【課題】  冷間鍛造性に優れた高力ボルト用の安価ステンレス鋼線材を提供し、高力ボルトの生産コストを大幅に低減させると共に、高力ボルトの耐久性（信頼性）を確保する。【解決手段】  質量％で、Ｃ；０．０２〜０．０９％，Ｓｉ；０．１〜１．０％，Ｍｎ；０．１〜１．５％，Ｎｉ；０．１〜１．５％，Ｃｒ；１０．５〜１５％，Ｎ；０．０１〜０．０６％を含有し、炭窒化物生成元素であるＮｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５，Ｖ；０．０５〜０．５，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を含有し、更に、２Ｃ＋Ｎが０．０７〜０．１６％であり、かつ、引張強さが４００〜７００Ｎ／ｍｍ2であることを特徴とする高強度ボルト用ステンレス鋼線材である。また、上記成分を有し，引張強さが８００〜１２００Ｎ／ｍｍ2であることを特徴とする耐久性に優れたステンレス鋼製の高力ボルトである。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ；０．０２〜０．０９％，Ｓｉ；０．１〜１．０％，Ｍｎ；０．１〜１．５％，Ｎｉ；０．１〜１．５％，Ｃｒ；１０．５〜１５％，Ｎ；０．０１〜０．０６％を含有し、炭窒化物生成元素であるＮｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５％，Ｖ；０．０５〜０．５％，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を含有し、更に、２Ｃ＋Ｎが０．０７〜０．１６％で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、かつ、引張強さが４００〜７００Ｎ／ｍｍ2であることを特徴とする高強度ボルト用ステンレス鋼線材。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｍｏ；０．１〜２．０％，Ｃｕ；０．１〜１．５％，Ｃｏ；０．１〜１．５％，Ｓｎ；０．０１〜０．３％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｂ；０．００１〜０．０１５％を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ａｌ；０．００５〜０．１％，Ｍｇ；０．０００５〜０．０１％，Ｃａ；０．０００５〜０．０１％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３記載のいずれかの冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材。
【請求項５】
質量％で、Ｃ；０．０２〜０．０９％，Ｓｉ；０．１〜１．０％，Ｍｎ；０．１〜１．５％，Ｎｉ；０．１〜１．５％，Ｃｒ；１０．５〜１５％，Ｎ；０．０１〜０．０６％を含有し、炭窒化物生成元素であるＮｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５％，Ｖ；０．０５〜０．５％，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を含有し、更に、２Ｃ＋Ｎが０．０７〜０．１６％で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、旧オーステナイト粒径の平均値が３０μｍ以下，引張強さが８００〜１２００Ｎ／ｍｍ2であり、実質的にマルテンサイト相にＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ系の１種以上の炭窒化物が分散している組織を有することを特徴とする耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルト。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｍｏ；０．１〜２．０％，Ｃｕ；０．１〜１．５％，Ｃｏ；０．１〜１．５％，Ｓｎ；０．０１〜０．３％の１種以上を含有することを特徴とする請求項５記載の耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルト。
【請求項７】
さらに、質量％で、Ｂ；０．００１〜０．０１５％を含有することを特徴とする請求項５又は６記載の耐久性に優れたステンレス鋼製の高力ボルト。
【請求項８】
さらに、質量％で、Ａｌ；０．００５〜０．１％，Ｍｇ；０．０００５〜０．０１％，Ｃａ；０．０００５〜０．０１％の１種以上を含有することを特徴とする請求項５〜７記載のいずれかの耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルト。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐久性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼製の高強度製品に係わり、更には、建築や機械用の高力ボルトに使用され、特に耐久性（耐遅れ破壊性）に優れた高強度ステンレス鋼製の高力ボルトに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
これまで、ステンレス鋼の高強度製品，特に高力ボルト材としてＳＵＳ６３０鋼が使用されてきた。しかしながら、ＳＵＳ６３０鋼線材は冷間鍛造性が悪い等の問題がある。最近、温間鍛造を実施して生産性を上げようとする試みがある（たとえば、特許文献１）が、やはり、鍛造性が悪く、製造コストが高いため、殆ど市場に受け入れられてこなかった。
【０００３】
一方、不純物元素を低減して高冷間鍛造性を付与した安価なＳＵＳ４１０系材料も提案されている（たとえば、特許文献２）が、耐遅れ破壊性等の耐久性に懸念があるため、該材料も殆ど使用されてこなかった。
【０００４】
一方、最近、軟化抵抗を増大して、ディスクブレーキ用材の耐摩耗性を向上させること等を目的にＳＵＳ４１０系材料にＮｂ，ＴｉやＭｎ，Ｃｕ等を添加した高強度鋼が提案されている（たとえば、特許文献３）。
【０００５】
また、スイート環境用途にＳＵＳ４１０系にＮｂ，Ｎｉ等を添加し、更にクロム窒化物を分散させた高強度鋼が提案されている（たとえば、特許文献４）。
【０００６】
しかしながら、上記鋼は高力ボルトとして設計されておらず、機械的性質や特に耐久性（耐遅れ破壊性）のパフォーマンスおよび冷間鍛造性等のボルト製造性の観点から十分ではない。
【０００７】
以上のことから、従来、安価なステンレス鋼製の高力ボルトおよびその素材（線材）は実質的に存在していなかった。
【０００８】
【特許文献１】特開平０９−３１４２７６号公報
【特許文献２】特開昭６２−２３８３５１号公報
【特許文献３】特開２００１−１９２７７９号公報
【特許文献４】特開２００２−２４１９０２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、冷間鍛造性に優れた高力ボルト用の安価ステンレス鋼線材を提供し、高力ボルトの生産コストを大幅に低減させると共に、高力ボルトの耐久性（信頼性）を確保することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、Ｃｒ炭窒化物を抑制してマルテンサイト組織を確保するためにＣ，Ｎ量およびＣｒ，Ｍｎ，Ｎｉ量を適正化して、旧オーステナイト粒径を微細化するためにＮｂ，Ｔｉ等を添加することで、冷間鍛造性を向上させ、且つ、熱処理で高強度と耐久性（耐遅れ破壊性）の両特性を付与でき、コストパフォーマンスに優れるステンレス鋼製高力ボルトが得られることを見出した。本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ；０．０２〜０．０９％，Ｓｉ；０．１〜１．０％，Ｍｎ；０．１〜１．５％，Ｎｉ；０．１〜１．５％，Ｃｒ；１０．５〜１５％，Ｎ；０．０１〜０．０６％を含有し、炭窒化物生成元素であるＮｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５％，Ｖ；０．０５〜０．５％，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を含有し、更に、２Ｃ＋Ｎが０．０７〜０．１６％で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、かつ、引張強さが４００〜７００Ｎ／ｍｍ2であることを特徴とする高強度ボルト用ステンレス鋼線  材である。
（２）  さらに、質量％で、Ｍｏ；０．１〜２．０％，Ｃｕ；０．１〜１．５％，Ｃｏ；０．１〜１．５％，Ｓｎ；０．０１〜０．３％の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材である。
（３）  さらに、質量％で、Ｂ；０．００１〜０．０１５％を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材である。
（４）  さらに、質量％で、Ａｌ；０．００５〜０．１％，Ｍｇ；０．０００５〜０．０１％，Ｃａ；０．０００５〜０．０１％の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）記載のいずれかの冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用ステンレス鋼線材である。
（５）  質量％で、Ｃ；０．０２〜０．０９％，Ｓｉ；０．１〜１．０％，Ｍｎ；０．１〜１．５％，Ｎｉ；０．１〜１．５％，Ｃｒ；１０．５〜１５％，Ｎ；０．０１〜０．０６％を含有し、炭窒化物生成元素であるＮｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５％，Ｖ；０．０５〜０．５％，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を含有し、更に、２Ｃ＋Ｎが０．０７〜０．１６％で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、，旧オーステナイト粒径の平均値が３０μｍ以下，引張強さが８００〜１２００Ｎ／ｍｍ2であり、実質的にマルテンサイト相にＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ系の１種以上の炭窒化物が分散している組織を有することを特徴とする耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルトである。
（６）  さらに、質量％で、Ｍｏ；０．１〜２．０％，Ｃｕ；０．１〜１．５％，Ｃｏ；０．１〜１．５％，Ｓｎ；０．０１〜０．３％の１種以上を含有することを特徴とする前記（５）記載の耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルトである。
（７）  さらに、質量％で、Ｂ；０．００１〜０．０１５％を含有することを特徴とする前記（５）又は（６）記載の耐久性に優れたステンレス鋼製の高力ボルトである。
（８）  さらに、質量％で、Ａｌ；０．００５〜０．１％，Ｍｇ；０．０００５〜０．０１％，Ｃａ；０．０００５〜０．０１％の１種以上を含有することを特徴とする前記（５）〜（７）記載のいずれかの耐久性に優れたステンレス鋼製高力ボルトである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明による冷間鍛造用のステンレス鋼線材は、ボルトへの冷間鍛造性を向上してボルト製造コストを大幅に低減し、且つ、その後の熱処理でボルトの強度と高耐久性（耐遅れ破壊性）を付与して高力ボルト製品のコストパフォーマンスを飛躍的に向上する効果を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃは、高力ボルトの熱処理（焼入れ・焼戻し）後の強度を確保するために、０．０２％以上添加する。しかしながら、０．０９％を超えて添加するとＣｒ炭化物の析出のため、耐久性（耐遅れ破壊性）が劣化する。そのため、上限を０．０９％とする。好ましい範囲は、０．０３５％〜０．０６％である。
【００１５】
Ｎは、高力ボルトの熱処理（焼入れ・焼戻し）後の強度を確保するために、０．０１％以上添加する。しかしながら、０．０６％を超えて添加するとＣｒ窒化物の析出のため、耐久性（耐遅れ破壊性）が劣化する。そのため、上限を０．０６％とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．０５％である。
【００１６】
（２Ｃ＋Ｎ）量は、上記のＣ，Ｎの理由から０．０７％〜０．１６％にする。なお、Ｃの方がＮよりも強度への寄与率が２倍大きいことからＣの係数をＮの２倍にした。好ましい範囲は、０．０８〜０．１４％である。
【００１７】
Ｍｎは、焼入れした時に安定してマルテンサイト組織を得るため、また、脱酸のために０．１％以上添加する。しかしながら、１．５％を超えて添加すると冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化することから上限を１．５％とする。好ましい範囲は、０．３〜１．２％である。
【００１８】
Ｎｉは、マルテンサイト組織を得て、且つ、耐久性を確保するために、０．１％以上添加する。しかしながら、１．５％を超えて添加すると、冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化することから上限を１．５％とする。好ましい範囲は、０．１〜０．５％である。
【００１９】
Ｃｒは、耐食性を向上して耐久性を確保するために１０．５％以上添加する。しかしながら、１５％を超えて添加するとマルテンサイト単相組織が得られず、δフェライトが生成し、その界面にＣｒ炭窒化物が析出するため耐久性の劣化を引き起こす。そのため、上限を１５％とする。好ましい範囲は、１１．５〜１３．５％である。
【００２０】
Ｓｉは、脱酸のために０．１％以上添加する。しかしながら、１．０％を超えて添加すると冷間鍛造性が劣化するばかりか、δフェライトが生成し、その界面にＣｒ炭窒化物が析出するため耐久性が劣化する。そのため、上限を１．０％とする。好ましい範囲は、０．１〜０．４％である。
【００２１】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒは、炭窒化物を生成させて旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下に微細化するために、Ｎｂ；０．０５〜０．５％，Ｔｉ；０．００５〜０．５％，Ｖ；０．０５〜０．５％，Ｗ；０．０５〜０．５％，Ｔａ；０．０５〜０．５％，Ｚｒ；０．０５〜０．５％の１種以上を添加する。なお、過度の添加は炭窒化物による冷間鍛造性（ボルト製造性）を劣化させるばかりか、耐久性をも劣化させるため、上限値を設けた。好ましい範囲は、各々、Ｎｂ；０．１〜０．５％，Ｔｉ；０．２〜０．５％，Ｖ；０．１〜０．５％，Ｗ；０．１〜０．５％，Ｔａ；０．１〜０．５％，Ｚｒ；０．１〜０．５％である。
【００２２】
冷間鍛造性を確保してボルト製造コストを低減させるために、その素材であるステンレス鋼線材の引張強さを、通常のマルテンサイト系ステンレス鋼線材の焼鈍操業範囲（たとえば、８００〜９００℃−２ｈ，徐冷）で７００Ｎ／ｍｍ2以下にする。しかしながら、４００Ｎ／ｍｍ2以下にするには工業的に困難であり、逆に不経済でありトータルコストが高くなる。そのため、下限を４００Ｎ／ｍｍ2とする。好ましい範囲は、４５０〜６００Ｎ／ｍｍ2である。
【００２３】
次に、請求項２記載の限定理由について説明する。
Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｓｎは必要に応じて添加する。
【００２４】
Ｍｏは、耐食性改善のために０．１％以上添加するが、２．０％を超えると冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化するばかりか、δフェライト組織が生成し耐久性をも劣化させる。そのため上限を２．０％とする。好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。
【００２５】
Ｃｕは、耐食性改善のために０．１％以上添加するが、１．５％を超えると冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化する。そのため上限を１．５％とする。好ましい範囲は、０．２〜０．８％である。
【００２６】
Ｃｏは、耐食性改善のために０．１％以上添加するが、１．５％を超えると冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化する。そのため、上限を１．５％とする。好ましい範囲は、０．２〜０．８％である。
【００２７】
Ｓｎは、耐食性改善のために０．０１％以上添加する。しかしながら、０．３％を超えて添加すると冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化する。そのため、上限を０．３％に限定する。好ましい範囲は、０．０５〜０．２％である。
【００２８】
次に、請求項３記載の限定理由について説明する。
Ｂは、不可避的不純物の粒界偏析を防止して、耐久性を向上するため、必要に応じて０．００１％以上添加する。しかしながら、０．０１５％を超えて添加するとボライドが生成し、逆に耐久性が劣化する。そのため、上限を０．０１５％に限定する。好ましい範囲は、０．００２〜０．０１％である。
【００２９】
次に、請求項４記載の限定理由について説明する。
Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａは必要に応じて添加する。
Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａは、強力な脱酸元素であるため、必要に応じて、Ａｌ；０．００５〜０．１％，Ｍｇ；０．０００５〜０．０１％，Ｃａ；０．０００５〜０．０１％の１種以上を添加して脱酸を強化して、耐久性を向上させる。但し、各元素共に上限を超えて添加すると、粗大な硬質介在物が生成し、冷間鍛造性（ボルト製造性）が劣化する。そのため上限を設定した。好ましい範囲は、Ａｌ；０．０１〜０．０６％，Ｍｇ；０．０００５〜０．００５％，Ｃａ；０．００１〜０．００５％である。
【００３０】
次に、請求項５記載の限定理由について説明する。
本発明の高冷間鍛造性・高強度・高耐久性の特性は、ステンレス鋼製の高力ボルトへ工業的に適用された場合、その経済的効果が著しく大きく、意味あるものとなる。そのため、高力ボルトに用途限定する。
【００３１】
また、前述したボルトの化学組成の限定に加え、旧オーステナイト粒径は、耐久性（耐遅れ破壊性）に寄与するため、平均粒径を３０μｍ以下に限定する。好ましくは、２０μｍ以下である。
【００３２】
ボルトの引張強さは、建築構造向け摩擦接合用ボルトとしてＦ８Ｔ（ＪＩＳ  Ｂ  １１８６）以上の機械的性質を確保して経済的効果を最大限に発揮するために、８００Ｎ／ｍｍ2以上とする。しかしながら、１２００Ｎ／ｍｍ2を超えると耐久性（耐遅れ破壊性）が著しく劣化する。そのため上限を１２００Ｎ／ｍｍ2とする。好ましい範囲は、９００〜１１５０Ｎ／ｍｍ2である。
【００３３】
ボルトの金属組織は、強度と耐久性を両立するため、実質的にマルテンサイト相に、旧オーステナイト組織を微細化する１種以上のＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ系の炭窒化物が分散した組織とする。なお、数％程度の不可避的な残留オーステナイト組織は無害であるため含有できるが、δフェライト組織やＭ23Ｃ6型のＣｒ炭窒化物は耐久性を劣化させるため、含有しないことを意味する。
【００３４】
なお、ボルトにおける請求項６〜８記載の限定理由については、請求項２〜４記載の限定理由と同じである。
【実施例】
【００３５】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１、表２に実施例の鋼の化学組成を示す。
【００３６】
【表１】
2005179718.tif 000002
【００３７】
【表２】
2005179718.tif 000003
【００３８】
これら化学組成の鋼は、１５０ｋｇの真空溶解炉にて溶解し、φ１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。鋳片を表面ピーリング加工した後にφ１６．５ｍｍまで熱間で線材圧延し、１０００℃で熱延を終了して室温まで冷却した。次に、線材をバッチ炉にて通常の焼鈍で８８０℃−１２０分間の保定・徐冷した後、酸洗を行いボルト用素材（線材）とした。線材からサンプルを採取し、引張強さを評価し、その後、残りはボンデ被膜処理してφ１５．６ｍｍまでスキンパス伸線を行い、冷間鍛造および転造加工によりＭ１６サイズの六角頭ボルトを製造し、製造性を評価した。続いて、Ｃｒ炭窒化物を溶解させる目的で９００℃まで温度を上げて無酸化炉で１ｈ保持し、その後、空冷にて焼入れ処理を行った。その後、Ｃｒ炭窒化物が析出しない温度；２５０℃（大気）で１ｈの低温焼戻し処理を行った。
その後、ボルト製品から引張試験片，耐久性試験片および金属組織観察片を切り出し、引張強さ，旧オーステナイト粒径，金属組織および耐久性を評価した。
【００３９】
引張強さ，ボルト製造性，旧オーステナイト粒径，金属組織および耐久性の評価結果を表３，表４に示す。
【００４０】
【表３】
2005179718.tif 000004
【００４１】
【表４】
2005179718.tif 000005
【００４２】
引張試験は、線材およびボルト片で実施した。ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に従い、線材から９号片，ボルトから１０号片の引張試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って引張強さを測定した。本発明線材の引張強さは、４００〜７００Ｎ／ｍｍ2の範囲内にあり、本発明例のボルト製品の引張強さは８００〜１２００Ｎ／ｍｍ2の範囲内にあった。
【００４３】
製造性は、冷間のダブルヘッダーによりＭ１６の六角頭に冷間鍛造加工を行い、１０００本圧造加工ができるか否かで評価した。頭部加工割れを発生せず、且つ、工具が破損しない場合、製造性を○として評価し、加工割れ、または、工具が破損した場合、製造性を×として評価した。本発明例の製造性はいずれも○であった。
【００４４】
耐久性は、最終の熱処理後のＭ１６製品ボルトから、平行部がφ６ｍｍ×５０ｍｍで両端がＭ８のねじ切り加工を施した引張試験片を切り出し、平行部の中央部に６０°，１ｍｍ深さ，先端Ｒ０．１ｍｍのノッチ加工を施し（ノッチ部の直径：φ４ｍｍ）、その後、ｐＨ２の塩酸＋酢酸ナトリウム溶液中に浸漬し、１．７ｔｏｎの引張力（ノッチ部の応力；約１３００Ｎ／ｍｍ2）を負荷して応力腐食割れを促進させて、その破断時間で評価した。破断時間が１０００時間に達すれば、評価は○とし、１０００時間未満であれば、評価は×とした。本発明例の耐久性はいずれも○であった。
【００４５】
金属組織は、最終の熱処理後のＭ１６製品ボルトを縦断面中心に埋め込み研磨し、王水にてエッチングして、光顕観察よりマルテンサイト組織の生地にδフェライトが存在するかを判定した。本発明例にはマルテンサイト組織であり、δフェライト組織は存在しなかった。
【００４６】
更に、炭窒化物については、最終の熱処理後のＭ１６ボルトにおいて、頭の表層を＃５００研磨し、非水溶液中（３％のマレイン酸＋１％のテトラメチルアンモニウムクロイド＋残部メタノール）で電解（１００ｍＶ定電圧）して、マトリックスを溶解し、０．２μｍ穴径のフィルターでろ過して、炭窒化物を抽出し、その後、ＳＥＭ・ＥＤＳにて炭窒化物の種類を同定した。本発明例にはＣｒ系炭窒化物は認められず、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ系の炭窒化物のみが認められた。
【００４７】
旧オーステナイト粒径は、最終の熱処理後のＭ１６ボルトを縦断面中心に埋め込み研磨し、王水にてエッチングして、１００倍の光学顕微鏡の画像解析により中心部付近を１０箇所測定し、平均の旧オーステナイト粒径を求めた。本発明の平均の旧オーステナイト粒径は、いずれも３０μｍ以下であった。
【００４８】
一方、比較例Ｎｏ．２５，２７は、Ｃ，Ｎ量がそれぞれ低過ぎであり、製品の引張強さが低く、高力ボルトとしての商品価値がない。
比較例Ｎｏ．２６，２８は、Ｃ，Ｎ量がそれぞれ高く、製品の引張強さが高すぎるため、ボルト製品の耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．２９は、Ｓｉ量が高く、ボルト製造性（冷間鍛造性）に劣るばかりかδフェライト組織が生成するため耐久性にも劣る。
比較例Ｎｏ．３０，３１は、Ｍｎ，Ｎｉ量がそれぞれ高く、線材の引張強さが高すぎるためボルト製造性（冷間鍛造性）に劣る。
比較例Ｎｏ．３２は、Ｃｒ量が低く、耐食性に劣るため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．３３は、Ｃｒ量が高く、δフェライト組織が生成してＣｒ炭窒化物が生成するため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．３４〜３９は、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ量がそれぞれ高過ぎるため、ボルト製造性（冷間鍛造性）のみならず耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．４０は、Ｍｏ量が高過ぎるため、ボルト製造性（冷間鍛造性）に劣るばかりか、δフェライトが生成してＣｒ炭窒化物が生成するため、耐久性にも劣る。
比較例Ｎｏ．４１，４２は、それぞれＣｕ，Ｃｏ量が高過ぎるため、ボルト製造性（冷間鍛造性）に劣る。
比較例Ｎｏ．４３は、Ｓｎ量が高いため、ボルト製造性（冷間鍛造性）に劣る。
比較例Ｎｏ．４４は、Ｂ量が高く、ボライドが生成するため耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．４５〜４７は、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ量がそれぞれ高過ぎるため、粗大硬質介在物が生成し、ボルト製造性（冷間鍛造性）に劣る。
【００４９】
次に、線材の引張強さ，すなわちボルト製造性に及ぼす線材の焼鈍条件の影響を調査するための実施例について説明する。
表５に、線材の焼鈍条件を変化させた時の線材の引張強さおよびボルトの冷間鍛造性を示す。
【００５０】
【表５】
2005179718.tif 000006
【００５１】
本発明例では、線材の引張強さが４００〜７００Ｎ／ｍｍ2の範囲にあり、ボルトの冷間鍛造性に優れている。
【００５２】
一方、比較例Ｎｏ．５４〜５８では、本発明鋼の化学組成であるが、線材の焼鈍条件が適正でなく、線材の引張強さが高いため、ボルトの冷間鍛造性（製造性）に劣る。
【００５３】
このことから、経済的効果を発揮するために線材の引張強さも重要である。
【００５４】
次に、製品の旧オーステナイト粒径，炭窒化物等の金属組織，耐久性に及ぼすボルトの熱処理条件の影響を調査するための実施例について説明する。
表６に、鋼ＡおよびＢを使用して９００℃で焼鈍された線材から製造されたボルトの特性に及ぼすボルトの熱処理条件の影響を示す。
【００５５】
【表６】
2005179718.tif 000007
【００５６】
本発明例Ｎｏ．５９，６０，６４，６５では、焼入れおよび焼き戻し条件が適正であり、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下，δフェライト組織無し，Ｎｂ，Ｔｉ系の炭窒化物が分散したマルテンサイト組織であり、耐久性に優れている。
【００５７】
一方、比較例Ｎｏ．６１では、焼入れ温度が高く、旧オーステナイト粒径が大きいため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．６２では、焼入れ温度が低く、Ｃｒ炭窒化物が析出するため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．６３では、焼入れ温度が高過ぎてδフェライトが現れ、且つ、界面にＣｒ炭窒化物が析出するため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．６６，６７では、焼き戻し温度が高過ぎ、Ｃｒ炭窒化物が析出するため、耐久性に劣る。
比較例Ｎｏ．６８では、更に焼き戻し温度が高過ぎ、Ｃｒ炭窒化物が析出すると同時に引張強さも低いため、ボルトとしての機械的性質の価値がないばかりか、耐久性にも劣る。
【００５８】
このことから、ボルトの性能として成分のみならず熱処理条件も重要である。
【００５９】
以上の実施例から分かるように本発明例の優位性が明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
以上の各実施例から明らかなように、本発明により、冷間鍛造性に優れる高力ボルト等の締結部品用のステンレス鋼線材を安価に提供することで、耐久性に優れる高力ボルト等の高強度ステンレス鋼部品の製造コストを著しく低減することが可能であり、産業上極めて有用である。