JP6645638B1

JP6645638B1 - ボルト用鋼

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Publication number: JP6645638B1
Application number: JP2019555987A
Authority: JP
Inventors: 雅史多田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-10-30
Filing date: 2019-06-25
Publication date: 2020-02-14
Anticipated expiration: 2039-06-25
Also published as: US20210404030A1; MX2021004800A; JPWO2020090149A1

Abstract

ボルトの頭部を成形する際の冷間鍛造における変形抵抗が低く、製品歩留まりに優れ、かつ強度バラツキを整える熱処理なしで製造することができる非調質鋼を提供する。Ｃ：0.18〜0.24％、Si：0.10〜0.22％、Mn：0.60〜1.00％、Al：0.010〜0.050％、Cr：0.65〜0.95％、Ti：0.010〜0.050％、Ｂ：0.0015〜0.0050％、Ｎ：0.0050〜0.0100％、Ｐ：0.025％以下（０を含む）、Ｓ：0.025％以下（０を含む）、Cu：0.20％以下（０を含む）およびNi：0.30％以下（０を含む）を、0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5≦0.60およびＮ≦0.519Al＋0.292Tiを満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、ベイナイトが面積率で95％以上のミクロ組織とを有し、該ミクロ組織における旧オーステナイト粒の粒度番号が６以上、強度バラツキが100MPa以内とする。

Description

本発明は、ボルトやねじなどの締結手段となるファスニング部品、中でもJIS Ｂ1051に規定される強度区分が8.8以上のボルトに供する鋼であって、これら部品の製造工程における焼鈍、球状化焼鈍、焼入および焼戻し等を省略できる、いわゆる非調質のボルト用鋼に関する。ここでは、ファスニング部品全般に供する鋼をボルト用鋼と総称する。

近年、環境破壊に対する懸念の増大および石油資源の価格高騰に伴い、ボルトやねじ等のファスニング部品においても、製造における熱処理工程の簡略化や省略化が求められている。

ボルトの化学組成や強度を規定する規格であるJIS Ｂ1051における強度区分8.8以上のボルト用鋼では、素材を高強度化する必要がある。かような素材は冷間加工性が悪化するから、伸線や頭部成形といった冷間鍛造の前に素材の軟化のために焼鈍を施す必要があった。このような工程を省略する観点から、特許文献１では、冷間加工性に優れた高強度ねじ用鋼が提案されている。この特許文献１に記載の鋼を用いれば軟化焼鈍工程の省略が可能になるが、製造工程の更なる省略が求められている。

また、JISの前記規定よりもさらに踏み込んで、軟化焼鈍工程と共に焼入れ・焼戻し工程までを省略した、ボルト用のいわゆる非調質鋼が一部で実用化されている。例えば、特許文献２には、靭性の優れた非調質ボルト用鋼が提案されている。特許文献２に提案されているボルト用鋼は、組織を微細なフェライト・パーライトとして靭性（延性）の向上を図っている。しかしながら、さらなる靭性（延性）の改善によって伸線加工性や特にボルト頭部成形時の冷間加工性を向上することが求められているが、このような鋼が実際に普及するには到っていない。

これに対して特許文献３に記載の技術では、熱間圧延後に制御冷却を施して組織をベイナイト化することにより、靭性（延性）の向上を図っている。しかしながら、熱間圧延のための予加熱の際にオーステナイト結晶粒が粗大化し、冷間加工の段階に至っても粗大化した結晶粒の粒界から割れが発生し、歩留まりが悪くなるという問題があった。

さらに、ウェルドボルト用の非調質鋼が、特許文献４に提案されている。この特許文献４に定められている組織を有する鋼を用いれば、伸線における変形抵抗を低く抑えることができる。ボルトの製造工程では伸線時の加工性は勿論、さらにボルト頭部の冷間鍛造による成形時の加工性が必要になるところ、特許文献４に記載の鋼においても、この種の加工性を向上することが求められていた。

さらに、高強度非調質ボルト用線材の製法について、特許文献５に提案がなされている。この特許文献５に定められている製法で製造すれば、高強度でありながら優れた加工性を示す線材を得ることができる。しかし、この特許文献５に提案の技術では、一度線材圧延を完了させ、線材を室温付近まで冷却したのちに500〜700℃で強度均質化のための焼なましを行う必要がある。このように焼なまし処理が不可欠であるということは、その工程は省略できないということであり、焼入れ・焼戻し処理の省略のメリットが薄れてしまい好ましくない。

さらに、強度と延性に優れた高強度ボルト用線材およびその製造法について、特許文献６に提案がなされている。この特許文献６に定められている鋼を用いれば、10〜30％の加工率の冷間伸線により、ボルトの強度区分で１０Ｔクラス以上に相当する、引張強さが９８０Ｎ／ｍｍ^２以上の強度を有する鋼線を得ることができる。しかし、大半のボルトメーカーが有する設備において、１０Ｔクラス（１０．９クラス）以上の強度を有する鋼を用いて非調質でボルトを製造することは難しいのが現状である。そこで、１０Ｔクラスより強度区分の低い８．８クラス向けの非調質のボルト用鋼線を提供することが求められている。なぜなら、一般的には素材が低強度であるほど加工性は良くなるためである。しかしながら、例えばフェライト＋パーライト組織ではフェライト部とパーライト部の硬度差が大きいためにその界面でき裂が発生しやすく、加工荷重は低くて済むが割れは発生しやすくなる。これはパーライト部をベイナイト部としても同様である。すなわち、強度区分８．８クラスの非調質ボルト用の線材の場合、１０Ｔ用に比して線材の強度を低く抑えることと同時にベイナイト単相を維持することの両立が難しく、ベイナイトを利用しても低強度ゆえにかえって強度バラツキやボルト加工時の割れ性に難があり、１０Ｔ用の線材の製造よりも困難であった。

特開2006−274373号公報特開昭61−284554号公報特開平２−166229号公報特開2015−190002号公報特開平９−291312号公報特開平10−280036号公報

本発明は、調質処理を施さなくても、すなわち非調質であっても、例えばボルトの頭部を成形する際の冷間鍛造における変形抵抗が低く、かつ製品歩留まりに優れるボルト用鋼およびその製造方法について提供することを目的とする。

本発明者等は、ボルトの製造に供するボルト用鋼における、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
（１）冷間鍛造時の旧オーステナイト粒界割れを抑制するためには、旧オーステナイト結晶粒の微細化が最も効果的である。
（２）ボルト頭部成形時の冷間鍛造における変形抵抗を低減するには、より大きなバウシンガー効果が得られることが望ましい。
（３）フェライト・パーライト組織よりもベイナイト組織の方がより大きなバウシンガー効果が得られる。
（４）旧オーステナイト結晶粒が微細なほど、より大きなバウシンガー効果が得られる。また、旧オーステナイト結晶粒が微細なほど、伸線加工を経た鋼線の限界圧縮率は上昇する。
（５）ベイナイト組織は、熱間圧延ままで高強度となるため、目標強度の鋼線を得るための伸線工程での加工率が低く済み、かつ伸線後も良好な絞りが得られる。
（６）線材の強度のバラツキは主たる組織であるベイナイトに他の組織が混入しなければ大きくならない。逆に、フェライトやマルテンサイトが混入すると大きくなる。その混入の度合いは５％未満ならば問題とならない。

本発明は、上記の知見が得られた鋼の要素について、組織および化学組成の観点から検討を加えた結果得られたものである。すなわち、発明者らは、まずボルトの頭部成形時の冷間鍛造における加工性についてフェライト・パーライト組織とベイナイト組織との比較を行った。その結果、ベイナイト組織の方がより大きなバウシンガー効果を得られるため、ベイナイト組織の方が優れていることが判明した。そのメカニズムは以下の通りであった。

まず、バウシンガー効果とは、一度予変形として塑性変形を与えた金属材料に予変形とは逆方向の応力を加えた場合に、そのときの変形応力が再び同一方向に応力を加えた場合に較べて大きく低下する現象である。ボルトの製造工程では、伸線後に頭部を成形する際に、このバウシンガー効果が得られる。具体的には、引張りの応力がかかる伸線加工により素材は加工硬化し、引張強さが上昇するのに対して、圧縮加工である頭部成形時の変形抵抗は、ある程度の伸線までは上昇せず、むしろ低下する場合もある。このようなバウシンガー効果は、塑性変形中に鋼中で増殖する転位同士のパイルアップによって得られる。塑性変形によって増殖した転位は、結晶粒界近傍にパイルアップし、身動きが取れなくなる。この転位のパイルアップは、塑性変形のための荷重を除くだけではほとんど解消されず、そのまま保持される。これが加工硬化のメカニズムであり、パイルアップした転位の量が多ければ多いほど加工硬化量は大きくなる。しかし、このパイルアップは、それに要した応力と同じ方向の応力が再び加わると、前のパイルアップにさらに転位をパイルアップさせようとすることになる為に加工硬化となる。逆に、逆方向の応力を加えると、逆応力はこのパイルアップを解消させる効果を有するため、必要応力以上には応力が上昇しないにも関わらず変形は進行することになる。これがバウシンガー効果である。より大きなバウシンガー効果を得るためには、（ｉ）転位増殖源が鋼中に存在し、かつ（ii）転位がパイルアップする結晶粒界が存在する必要がある。

まず、上記（ｉ）に対するフェライト・パーライトとベイナイトの比較であるが、フェライト・パーライトの転位源がパーライトとフェライトの境界、すなわち結晶粒界自体であるのに対して、ベイナイトの場合はセメンタイトが転位源となり得るため、転位源の数ではベイナイトの方が優れている。次に、上記（ii）に対する比較であるが、フェライトとパーライトでは結晶粒の硬さに大きな差があるため、転位は専らフェライト粒内でのみ増殖し、結果的に転位は結晶粒界のフェライト側にのみパイルアップすることになる。これに対してベイナイトでは、一つの結晶粒界を挟んで同じベイナイト粒同士が接し、大きな硬さの差が無い為、セメンタイトから発生した転位は一つの結晶粒界の両側でパイルアップすることができる。この為ベイナイトには、フェライト・パーライトの２倍の面積の、転位がパイルアップすることができる結晶粒界が存在することになる。従って、上記（ii）の観点からもベイナイトの方が有利である。

ところで、パイルアップする結晶粒界であるが、フェライト・パーライト組織の場合は光学顕微鏡観察により明確に観察できるフェライトとパーライトが接する結晶粒界である。一方、ベイナイトの場合は、結晶粒界を光学顕微鏡により明確に識別することが困難だった。そこで、種々の熱処理により旧オーステナイト粒界の粒径を変化させたベイナイト組織を有する鋼にて、バウシンガー効果が得られる量を調査した結果、旧オーステナイト粒径が微細であるほど大きなバウシンガー効果が得られることが判明した。そこで、ベイナイトにおいて、転位がパイルアップする結晶粒界は旧オーステナイト粒界である、と結論付けた。フェライト・パーライトでもベイナイトでも、熱処理の冷却時に得られる組織はオーステナイトよりも微細になる。この微細化によるバウシンガー効果を得るためには、旧オーステナイト粒よりも微細なフェライト結晶粒が得られるフェライト・パーライトの方が有利である。しかし、上記の（ｉ）および（ii）の効果の方が微細化による効果を常に凌駕するため、結果的にベイナイトの方が大きなバウシンガー効果を得られる。

次に、強度に関しては、化学組成がほぼ同じで組織が異なる鋼を比較すると、フェライト・パーライト組織の鋼よりもベイナイト組織の鋼の方が強度は高い。非調質ボルトの場合、熱間圧延後にそのまま伸線し、伸線後の鋼線の強度がそのままボルトの強度となる。つまり、熱間圧延後の鋼の強度に伸線の加工硬化による強度上昇分が上乗せされたものが、ボルトの強度となるわけである。当然、素材強度が高い方が、低い伸線加工率で目標強度を得ることが可能であり、この点で熱間圧延ままで高強度な鋼となるベイナイト組織の方が有利である。また、ベイナイト組織の方が伸線後でも良好な絞りを維持できる。これは、フェライト組織が混在した、具体的にはフェライト分率が５％以上の組織となると、伸線による歪がフェライト粒中に集中する結果、フェライト結晶粒の結晶粒界が脆化し、絞りが悪化するためである。この観点からも、フェライト組織分率は極力低い方が有利である。

また、ボルトの頭部成形時の割れ抑制の観点からも、ベイナイト組織の方が有利である。すなわち、フェライト・パーライト組織では、成形時の塑性ひずみがパーライトよりも柔らかいフェライト粒内に集中する結果、フェライトとパーライトとの粒界に割れの起点となるミクロのき裂が発生しやすくなる。これに対して、ベイナイトは、フェライト・パーライト組織に比して全体に硬度が均質な組織であるため、ベイナイト粒界面でミクロのき裂が発生しにくいためである。さらに、同じベイナイト組織でも、旧オーステナイト粒径が微細であるほど、割れが発生しにくくなる。なぜなら、鋼がオーステナイト組織であると、鋳造や熱間圧延後の冷却において、ＰやＳなどの粒界脆化元素のオーステナイト粒界への偏析が不可避であるためである。オーステナイト粒界に偏析したＰおよびＳは、その後の組織がベイナイトに変態しても旧オーステナイト粒界に偏析した状態で残る。旧オーステナイト粒界を微細化すると、旧オーステナイト粒界面積の増加に伴って単位粒界面積当たりのＰおよびＳの濃度が低下するため、旧オーステナイト粒界は割れにくくなる。なお、この効果は、旧オーステナイト粒径を変化させた種々の材料について、ボルト頭部成形前の限界圧縮率を測定することで評価できる。

しかし、実際には、伸線後の鋼線の引張強度でボルトの強度区分８．８程度を実現する、ベイナイト単相組織を有する線材を熱間圧延により製造することは、これまで難しかった。これは、ベイナイトがフェライト＋パーライトとマルテンサイトの中間に位置する組織であるため、強度が高すぎても、逆に強度が低すぎても、ベイナイトでない組織、すなわちマルテンサイトやフェライトが混入し、強度のバラツキを抑制することが困難になるためである。この強度バラツキを抑制するために、鋼の化学成分と熱間圧延後の線材の冷却速度の厳密な管理が不可欠である。

以上の知見が得られたことにより、本発明を完成するに到った。すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：0.18〜0.24％、
Si：0.10〜0.22％，
Mn：0.60〜1.00％、
Al：0.010〜0.050％、
Cr：0.65〜0.95％、
Ti：0.010〜0.050％、
Ｂ：0.0015〜0.0050％、
Ｎ：0.0050〜0.0100％、
Ｐ：0.025％以下（０を含む）、
Ｓ：0.025％以下（０を含む）、
Cu：0.20％以下（０を含む）および
Ni：0.30％以下（０を含む）
を、下記（１）および（２）式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、ベイナイトが面積率で95％以上のミクロ組織とを有し、該ミクロ組織における旧オーステナイト粒の粒度番号が６以上であり、強度バラツキが100MPa以内であるボルト用鋼。
記
0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5≦0.60 ・・・・（１）
Ｎ≦0.519Al＋0.292Ti ・・・・（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、N、AlおよびTiは各元素の含有量（質量％）

２．前記成分組成が、さらに質量％で
Nb：0.050％以下
を含有する前記１に記載のボルト用鋼。

３．前記成分組成が、さらに質量％で
Mo：0.70％以下
を含有し、前記（１）式に替えて下記（３）式を満足する前記１または２に記載のボルト用鋼。
記
0.45≦C＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4≦0.60 ・・・・（３）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、CrおよびMoは各元素の含有量（質量％）

４．前記１、２または３に記載の成分組成を有する鋼ビレットに熱間圧延を施し、該熱間圧延を800〜950℃の温度範囲で終了し、その後熱間圧延終了温度から500℃まで２℃/s以上12℃/s以下の冷却速度で冷却するボルト用鋼の製造方法。

本発明によれば、非調質であっても、ボルトの頭部を成形する際の冷間鍛造における変形抵抗が低いために該頭部成形時の割れの発生を抑制できる、製品歩留まりの高いボルト用鋼を提供することができる。特に、JIS Ｂ1051に規定される強度区分が8.8程度、すなわち、強度レベルが８００〜１０００ＭＰaである非調質ボルトの素材として好適である、ボルト用鋼を提供することができる。

以下、本発明の非調質ボルト用鋼について具体的に説明する。まず、成分組成の各元素量の限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。また、組織の割合は特に断りのない限り面積分率である。

Ｃ：0.18〜0.24％
Ｃ（炭素）は、鋼中に固溶しまたは炭化物を形成し、鋼の強度を向上する有益な元素である。また、Ｃは鋼がベイナイト組織を形成するときにセメンタイトとなり、転位発生源ともなる。また、Cは鋼の焼入性を顕著に向上する元素でもある。以上の効果を得るため
には、Ｃは0.18％以上、好ましくは0.20％以上で含有される必要がある。一方で、Ｃは鋼の焼入性を高める元素であり、0.24％を超えて含有されると、ベイナイトではなくマルテンサイト変態を引き起こすほど鋼の焼入性を高めることになり、非調質ボルトにそぐわない鋼となる。すなわち、鋼がマルテンサイト組織となってしまうと、転位密度が高すぎるために転位の移動が抑制され、パイルアップする余地が小さくなる結果、十分なバウシンガー効果が得られなくなるだけでなく、伸線後の鋼線の絞りが著しく低下し、ボルト用鋼に適さなくなってしまう。従って、Ｃの上限は0.24％、好ましくは0.22％以下である。

Si：0.10〜0.22％、
Si（シリコン）は、鉄に固溶し、鋼の強度を高める重要な元素であるが、一方で変形抵抗を顕著に上昇させる効果を有する元素である。さらに、Siは鋼の焼入性を調整し、適量の添加にてベイナイトが得られる冷却速度の幅を広げる効果のある有効な元素である。その効果を得るためには0.10％以上、より好ましくは0.13％以上含有されている必要がある。一方で、必要以上に添加すると加工硬化を助長する元素であり、伸線後の変形抵抗が大きくなり過ぎてベイナイトのバウシンガー効果を相殺してしまう。従って、Si量の上限は0.22％である。より好ましくは0.20％以下である。

Mn：0.60〜1.00％
Mn（マンガン）は、鋼の冷却中のベイナイト形成を促進する元素であり、その効果を得るためには0.60％以上、好ましくは0.65％以上、より好ましくは0.70％以上で含有されている必要がある。一方で、Mnは鋼の焼入性を高める効果を有し、過剰に含有されるとマルテンサイト変態を引き起こすほど鋼の焼入性を高めることになり、鋼が非調質ボルトにそぐわない鋼となってしまう。よってMn含有量の上限を1.00％とした。好ましくは0.95％以下、より好ましくは0.90％以下である。

Al：0.010〜0.050％
Al（アルミニウム）は、約1000℃以下でＮ（窒素）と結びつきAlN（アルミナイトライド）として析出し、熱間圧延のための加熱の際のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。また、Alは鋼を脱酸する効果も有する。すなわち、鋼中の酸素がＣと結びついてガスとなると、鋼中のＣ量が減少して所望の焼入れ性が得られなくなるため、Alによる脱酸を行う必要がある。これら効果を得るためには、0.010％以上の含有が必要である。より好ましくは0.020％以上である。一方で、Alが過剰に存在すると、鋳造時に大気中の酸素と結びつきノズル詰まりなどの原因となる酸化物として多量に晶出するようになるため、Al含有量の上限を0.050％とした。好ましくは0.040％以下である。

Cr：0.65〜0.95％
Cr（クロム）は、鋼の焼入性を高め、ベイナイト変態を促進する効果を有する元素である。この効果を得るためには、0.65％以上は含有される必要がある。一方、0.95％を超えて過剰に含有されると、マルテンサイト変態を引き起こすほど鋼の焼入性を高めることになり、非調質ボルトにそぐわない鋼となるため、その上限を0.95％とした。より好ましくは0.70％以上0.90％以下である。

Ti：0.010〜0.050％
Ti（チタン）は、Ｎ（窒素）と結びついて窒化物として析出する元素であり、Alの上記した働きを補完する元素であり、そのために含有量を0.010％以上とする。一方、0.050％を超えると、TiもAlと同様に鋳造時に大気中の酸素と結びつき、ノズル詰まりなどの原因となる酸化物として多量に晶出するようになる元素であるため、0.050％を含有量の上限とする。好ましくは、0.015〜0.045％である。

Ｂ：0.0015〜0.0050％
Ｂ（ボロン）は、鋼の焼入性を高め、ベイナイト変態を促進する元素である。この効果を得るためには、0.0015％以上は含有される必要がある。一方で、含有量が0.0050％を超えると、焼入性が高くなりすぎて鋼のマルテンサイト組織化を避けられないため、その上限を0.0050％とする。好ましくは、0.0018％以上0.0040％以下である。

Ｎ：0.0050〜0.0100％
Ｎ（窒素）は、Alと結びつきAlNとして析出し熱間圧延のための加熱の際のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。この効果を得るためには、Ｎの含有量を0.0050％以上とする。好ましくは0.0055％以上である。一方で、Ｎが鋼中に過剰に存在すると、熱間圧延後も固溶窒素となって転位を固着する結果、バウシンガー効果を減じることになる。この為、Ｎ量の上限を0.0100％とした。好ましくは0.0090％以下である。

Ｎは、上述のように固溶窒素として鋼中に存在すると、たとえ微量でもバウシンガー効果を減ずる効果を有するため、熱間圧延終了までには確実に析出物として析出させる必要がある。そのためには、Ｎ含有量を上記の範囲内とした上で、さらにＮと析出物を形成するAlおよびTiの含有量の合計がモル数でＮ含有量よりも多い必要がある。従って、以下の式（２）を満足する必要がある。
Ｎ≦0.519Al＋0.292Ti ・・・・（２）
ここで、Ｎ、AlおよびTiは各元素の含有量（質量％）

ここで、上記元素を含有する成分組成の残部は、Feおよび不可避的不純物を有する。好ましくは、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。該不可避的不純物として検出される化学成分として、Ｐ（燐）、Ｓ（硫黄）、Cu（銅）、Ni（ニッケル）は以下の範囲で抑制する必要がある。

Ｐ：0.025％以下（０を含む）
Ｓ：0.025％以下（０を含む）
ＰおよびＳは、原料由来の不純物であり、鋼の精錬工程で低減する努力が払われているが、完全にゼロにすることは工業的には現実的でない。ＰおよびＳはどちらも鋼を脆くする作用を有するが、どちらも0.025％以下に抑制できていればボルトの実使用上有害ではない。

Cu：0.20％以下（０を含む）
Ni：0.30％以下（０を含む）
CuおよびNiは、原材料をスクラップとした場合に不可避的に含まれる不純物である。Cuが鋼中に0.20％超含まれた場合、熱間圧延時に鋼表面の結晶粒界が脆化し、表面疵の原因となるため、0.20％以下に抑制することが好ましい。一方、Niは鋼の焼入性を高める元素であるため、その濃度を0.30％以下に抑制しマルテンサイト組織となるのを避ける必要がある。なお、上記以外の不可避的不純物元素は、成分分析器の分析能力下限以下の量に抑えられていれば添加されていないとみなせる。

さらに、上記した成分組成において、下記式（１）を満足する必要がある。
記
0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5≦0.60 ・・・・（１）
ここで、Ｃ、Si、Mn、NiおよびCrは各元素の含有量（質量％）
すなわち、十分なバウシンガー効果を得るためには、組織を極力ベイナイト単相組織とし、且つフェライト組織を抑制する必要がある。なぜなら、フェライト組織が存在してしまうと、転位のパイルアップがフェライト結晶粒中に集中してしまうからである。そこで、上記２点を両立するための成分バランスを規定する式である、上記（１）式は0.45以上である必要がある。上記（１）式は、好ましくは0.47以上、より好ましくは0.49以上、最も好ましくは0.50以上である。なお、Niが含有されていない場合は、（１）式中のNi量の値は０とする。

また、上記（１）式は、バウシンガー効果の観点のみならず強度バラツキの観点からも有用である。すなわち、上記（１）式が下限値以上であれば、組織がほぼベイナイト単相となり、組織中にフェライトが混入することにより、線材の一部に強度の過度に低い部分が形成されてしまうことを回避できる。これとは反対にベイナイト単相組織にマルテンサイトが混入すると、強度の過度に高い部分が形成されてしまう懸念がある。これを避けるために、成分バランスを規定する上記（１）式は0.60以下である必要がある。上記（１）式での上限値は好ましくは0.59以下、より好ましくは0.58以下、最も好ましくは0.57以下である。

上記した成分組成において、必要に応じて、さらにNbを添加して焼入性を担保してもよい。
Nb：0.050％以下
Nb（ニオブ）は、窒素と結びついて窒化物として析出する元素であり、Alの働きを補完する元素である。すなわち、Nbを添加して焼入性を担保するには、0.005％以上で添加することが好ましい。一方、Nbを0.050％超で添加すると、窒化物が鋼の結晶粒界に優先的に析出して粒界の強度が低下し、粒界割れの原因となって、鋳造後に表面割れを残すことになる。従って、Nb含有量は0.050％以下、より好ましくは0.040％以下である。

上記した成分組成において、必要に応じて、さらにMoを添加してもよい。
Mo：0.70％以下
Mo（モリブデン）は、加熱中にオーステナイト結晶粒界にＰやＳ等の粒界脆化元素が偏析するのを抑制し、転位を旧オーステナイト結晶粒界にパイルアップしたときに粒界割れが発生するリスクを軽減する元素である。そのためには、Moは0.05％以上で添加されることが好ましい。一方で、Moには鋼の焼入性を高める効果もあり、過剰に添加すると鋼の組織がベイナイトではなくマルテンサイトとなってしまうため、Mo含有量の上限を0.70％とすることが好ましい。より好ましくは0.60％以下とする。
なお、Moを添加する場合は、前記（１）式を満足させる必要性と同様の理由で、上記（３）式を満足させる。
記
0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5+Mo/4≦0.60 ・・・・（３）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、CrおよびMoは各元素の含有量（質量％）

次に、ボルト用鋼の組織は、ベイナイトが95％以上のミクロ組織であり、該ミクロ組織における旧オーステナイト粒の粒度番号が６以上であることが肝要である。
ベイナイト：95％以上
伸線後のボルト頭部成形で十分なバウシンガー効果を得るためには、上述のとおり、組織が極力ベイナイトである必要がある。また強度バラツキ抑制の観点からも組織はベイナイト単相により近いことが好ましい。以上の観点から、少なくとも95％以上をベイナイトとする。好ましくは97.5％以上、より好ましくは99％以上である。勿論、100％であってもよい。
なお、ベイナイトおよびフェライトの組織分率は、いずれも組織観察実施面における面積率を意味する。

旧オーステナイト粒の粒度番号：６以上
旧オーステナイトの結晶粒界は、組織をベイナイトとしたときに転位がパイルアップする場所であるため、JIS Ｇ0551に規定の粒度番号で６以上の粒度を確保しなければ、転位が十分にパイルアップせず、結果的に十分なバウシンガー効果が得られなくなる。好ましくは７以上である。

強度バラツキ：100MPa以内
非調質ボルト用鋼は、調質ボルト用鋼とは異なり、伸線による加工硬化後の強度がそのままボルトの強度となる為、線材の強度バラツキは最終製品であるボルトの強度のバラツキに直結する。また、線材の強度のバラツキが大きいと、線材以降の製造過程、すなわち伸線やボルト頭部成形時における製品および製造設備における不具合発生率に顕著に影響する。これらを勘案し、実際のボルトの製造現場では強度のバラツキは100MPa以内、より好ましくは80MPa以内とすることが望ましい。

ここで、非調質ボルト用鋼は上記のとおり、線材としてボルトの製造に供されるのが通例であるから、非調質ボルト用鋼における強度バラツキは線材の強度バラツキである。そして、線材の強度バラツキとは、線材１リング内の強度のバラツキのことである。鋼の線材のようにコイル状に巻き取る荷姿製品の場合、線材をコイル状にする搬送過程において、レイイングヘッドなどを用いて、線材を、複数のリングを軸心相互が搬送方向へずれるように積み重ねて、コイルを引き伸ばした状態にして冷却することが多い。この場合、リング相互の重なりの具合により、冷却速度の速い部分と遅い部分とが生じて、同じリング内で冷却むらが発生する。これがリング内での強度バラツキをまねき、このリング内での強度バラツキをコイル全体の強度バラツキと見做すことが通例となっている。実際、コイルの出荷検査時には、圧延直後のコイルの両端部から非定常部として数リングから十数リングを切り捨てた後の、定常部端部から引張試験片を適宜採取し、強度バラツキについて調査している。

次に、ボルト用鋼の製造方法について詳述する。
上記した成分組成を有する鋼ビレットを、800〜950℃の温度範囲で熱間圧延を終了し、その後熱間圧延終了温度から500℃まで２℃/s以上12℃/s以下の冷却速度で冷却する、ことが肝要である。
さて、バウシンガー効果を最大限得るためには、鋼の熱間圧延後の冷却においてフェライトの析出を抑制しつつベイナイト変態を起こさせなければならない。熱間圧延の終了温度が950℃を超えると、工業的に500℃までの冷却速度で２℃/s以上を確保することが難しくなり、フェライトが析出してしまう。仮に、フェライトの析出が抑制できたとしても、オーステナイト粒が粗大化し、最終的に得られるミクロ組織における旧オーステナイト粒は粒度番号が６未満の径になる。熱間圧延の終了温度は、より好ましくは925℃以下である。

一方、熱間圧延の終了温度が800℃未満になると、熱間圧延中に導入された転位の回復と再結晶が抑制され、転位を析出核としてフェライトが析出してしまう。従って、熱間圧延の終了温度は800℃以上とする。より好ましくは825℃以上である。
また、上記した（１）または（３）式の成分バランスを有する鋼でベイナイト変態を起こさせるには、熱間圧延後に２℃/s以上の冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは３℃/s以上、より好ましくは４℃/s以上、最も好ましくは５℃/s以上である。一方で、冷却速度が12℃/sより速すぎると、マルテンサイト組織となってしまうため、12℃/s以下とする。好ましくは11℃/s以下、より好ましくは10℃/s以下である。

上記した熱間圧延後のボルト用鋼は、コイル状の線材として作製されるのが一般的であり、線材の断面形状の真円度は低く、また熱間圧延後の冷却時に形成される酸化被膜に表面は覆われているため、そのままボルトに供することは好ましくない。そこで、酸洗により上記の線材の酸化被膜を除去したのち、伸線加工により真円度の高いボルト用鋼線としている。この伸線加工によって得られる鋼線は、限界圧縮率が40%以上であることが好ましい。ここで、限界圧縮率とは、日本塑性加工学会冷間鍛造分科会が制定した冷間据込み性試験（雑誌塑性と加工 1981年第22巻第22巻第241号 139頁著者：冷間鍛造分科会材料研究斑）により求められる限界据込み率のことである。

以下に実施例に基づいて本発明を説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。なお、Ｐ、Ｓ、Cu、Niについては原料由来の成分である。Ｐ、Ｓは完全な除去が難しい不純物であるが、Cu、Niは原材料にスクラップを用いる場合、鉄鉱石を原材料として製造した場合とは桁違いに高い濃度で鋼に濃縮するために、これらの成分についてもその実態に合わせて供試鋼に敢えて添加した。

表１に示す成分の鋼を真空溶解炉で溶製し、50kg鋼塊を鋳造した。この際、鋼No.52および56の鋼はそれぞれ、鋳造時に多量のSi酸化物、Al酸化物乃至はTi酸化物が析出し、熱間延性が低下した結果、インゴットに多量の割れが発生し、その後の圧延に供することができなかった為、検討を断念した。

このようにして得られた鋼を、1050℃以上に加熱し、熱間圧延を施すことで16.0mmφの線材に延伸した。その際の熱間圧延終了温度は表２に記載の温度とした。次いで、熱間圧延後の線材を表２に示す種々の冷却速度で冷却し、表２に示す組織を造り込んだ。このようにして得られた線材から、変形抵抗を測定するための円柱状試験片を加工した。円柱状試験片は10mmφ×15mmの円柱状試験片とした。変形抵抗測定方法は、既述の冷間据込み性試験方法を基に小坂田らが1981年にAnn.CIRPに於いて提案した方法とした。このような方法の圧縮試験により得られる応力−ひずみ曲線におけるひずみ0.50のときの応力を変形抵抗とした。圧縮試験時の圧縮速度は５mm/minとした。

また、熱間圧延後の線材において、強度バラツキを調査した。供試材は上記のように熱間圧延した後の線材コイルとした。得られた線材コイルの端部から10リングを非定常部として切り捨てた後の定常部端部から３ｍ長さを切り出し、３ｍ長さの線材をさらに12分割し、それぞれJIS Ｚ2241で定める２号試験片として引張強さを調査した。ここで、３ｍとした理由であるが、調査時の線材コイルの内径が１ｍであったため、円周率を掛けた約３ｍがリング相当と考え、３ｍ長さの線材を12分割することとした。引張試験の速度は10mm/minである。線材の強度は引張試験の時の到達最高応力とし、強度バラツキは、12本の中で最高の到達最高応力を示した試験片と最低の試験片との間の差である。

さらに、上記の熱間圧延後の線材を、冷間での伸線により12.7 mmφ、あるいは一部については14.7 mmφ（表２におけるサンプルNo. 79）、10.4 mmφ（サンプルNo. 80）の鋼線に伸線した。この伸線後の鋼線を、上記と同じように変形抵抗を測定するための試験片および引張試験片に加工した。変形抵抗を求めるための試験片並びに試験方法は上記と同様とした。引張試験片はJIS Ｚ2241に定める２号試験片とした。引張速度は10mm/ minとした。鋼線の強度は引張試験の時の到達最高応力とし、絞りは引張後の試験片の破断部の径と引張前の試験片の径を比較することで求めた。

また、伸線後の鋼線からは、限界圧縮率を測定するための溝付き円柱状試験片も加工した。限界圧縮率測定用試験片は、10mmφ×15mmの円柱状試験片の周面の任意位置に軸方向へ延びる１本溝（開き角度30°±５°、深さ0.8mm±0.05mm、溝底の半径0.15mm±0.05mm
）を加工したものである。限界圧縮率の試験方法も、日本塑性加工学会中の冷間鍛造分科会が制定した方法とした。限界圧縮率を測定するための圧縮試験の圧縮速度も５mm/ minとした。ちなみに、一般的なボルトの実製造においては、鋼線の限界圧縮率が40％以上であれば、ボルト頭部成形時の割れ発生率が下がるため、工程能力が向上し、製品の抜き取り検査能率の向上につながり、ひいては疵含有製品の流出リスクを低減することができるとされている。
これらの試験の結果を表２に併記する。

なお、サンプルNo.57および63の比較例では、それぞれNbおよびCuを本特許で規定の量を超えて多量に含有していたため、熱間圧延後の線材で表面疵が多発し、現実的に伸線することが不可能だったため、その後の検討はできなかったことから、旧オーステナイト結晶粒度を含む各項目を空欄として示してある。

なお、バウシンガー効果の評価は、伸線後の鋼線での変形抵抗が熱間圧延後の線材の変形抵抗に1.05をかけた値以下の場合を、十分なバウシンガー効果が得られたとして良（○）、それを超える場合を不良（×）とした。強度に関しては、強度区分8.8以上のボルトに求められる800MPa以上の強度が上記工程を経た鋼線で得られていれば合格、800MPa未満の場合は不合格である。また絞りに関しても強度区分8.8以上のボルトに求められる52％以上の絞りが得られていれば合格、以下であれば不合格である。

表１および２において、サンプルNo.１〜45の鋼成分は本発明を満たす発明例である。
サンプルNo.46の比較例は、Ｂが本発明の範囲未満であり十分な焼入性が得られず、ベイナイト組織の分率が本発明の範囲未満となり、代わりにフェライトの分率が多くなったために低強度な部分が混入し、強度バラツキが100MPaを超えてしまった。またバウシンガー効果および限界圧縮率が不十分となった。

一方、サンプルNo.47は合金の成分範囲は本特許の規定範囲内であるが（１）式で計算される値が0.45未満であるために、ベイナイト組織にフェライトが混入した結果強度バラツキが大きくなり、かつ十分なバウシンガー効果が得られなかった比較例である。なお、この比較鋼ではフェライト分率が高いため、絞りは合格域となった。

サンプルNo.48、50、55、58、59および64の比較例は、組織がマルテンサイト単相となったため、十分なバウシンガー効果が得られないだけでなく、絞りも52％以下となり、ボルトに適さない鋼となった。

サンプルNo.49は、Mnが本発明の範囲未満でありベイナイト組織の分率が本発明の範囲未満となったために強度バラツキが大きくなり、十分なバウシンガー効果が得られず限界圧縮率が低くなった比較例である。なお、この比較鋼ではフェライト分率が高いため、絞りは合格域となった。

サンプルNo.51の比較例は、Al量が発明範囲外であり、また前述の式（２）を満足しないため、旧オーステナイト結晶粒が粗大化してしまい、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.53の比較例は、Ｎ量が発明範囲の上限を超えていたため、ひずみ時効により十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.54の比較例は、各合金成分の含有量は発明範囲内であるがAlおよびTiの濃度が上記した式（２）を満たさなかったため、熱間圧延に先立つ鋼の加熱中に旧オーステナイト結晶粒が粗大化してしまい、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.60は、Ｃが本発明の範囲未満でありベイナイト組織の分率が本発明の範囲未満となったために強度バラツキが大きくなり、十分なバウシンガー効果が得られず限界圧縮率が低くなった比較例である。なお、このサンプルNo.60ではフェライト分率が高いため、絞りは合格域となった。

サンプルNo.61の比較例は、Ｐが0.025％を超えているために、鋼が脆化し、鋼線に伸線後、十分な限界圧縮率が得られなかった。

サンプルNo.62の比較例は、Ｓが0.025％を超えているために、鋼が脆化し、鋼線に伸線後、十分な限界圧縮率が得られなかった。

サンプルNo.65の比較例は、Tiを十分添加しなかった結果、鋼の靭性が低下し、十分な絞りおよび限界圧縮率が得られなかった。

サンプルNo.66の比較例は、Al量が少なく鋼中の酸素が炭素と結びついてしまったため、十分な焼入性が得られず十分なベイナイトが得られなかったため、十分なバウシンガー効果および限界圧縮率が得られなかった。

サンプルNo.67は、Crが本発明の範囲未満であるために十分なベイナイト組織が得られなかった結果、十分なバウシンガー効果が得られず限界圧縮率が低くなった比較例である。なお、この比較鋼ではフェライト分率が高いため、絞りは合格域となった。

サンプルNo.68は、各合金成分の含有量は発明範囲内であるが、（１）式で計算される値が0.45未満であるために、ベイナイト組織にフェライトが混入した結果強度バラツキが大きくなり、かつ十分なバウシンガー効果が得られず強度が不合格となった比較例である。なお、この比較鋼ではフェライト分率が高いため、絞りは合格域となった。

サンプルNo.69は、各合金成分の含有量は発明範囲内であるが、（１）式で計算される値が0.60を超えたために、ベイナイト組織にマルテンサイトが混入した結果強度バラツキが大きくなり、かつ十分なバウシンガー効果が得られず強度が不合格となった比較例である。

サンプルNo.70は、各合金成分の含有量は発明範囲内であるが、（１）式で計算される値が0.60を超えたために、ベイナイト組織にマルテンサイトが混入した結果強度バラツキが大きくなり、かつ十分なバウシンガー効果が得られず強度が不合格となった比較例である。

サンプルNo.71の比較例は、Ｎ量が発明範囲の下限を下回っていたため、旧オーステナイト結晶粒が粗大化してしまい、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.72の比較例は、Si量が発明範囲の上限を上回っていたために伸線時に大きな加工硬化を生じ、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.73の比較例は、サンプルNo.50や55のようにMnやCrが本発明の範囲を上回り、(1)式の左辺が上限を超えた鋼種であるが、敢えてベイナイト組織を得るために冷却速度を本発明で規定の冷却速度よりも下げてベイナイト組織を本発明の範囲内とした、比較例である。その結果、組織自体はベイナイト単相となったが、強度に乖離のあるベイナイト組織が混在する組織となったために強度バラツキが本発明の範囲外となり、また過剰に合金が添加されているために十分なバウシンガー効果が得られなかった。また、絞りや限界圧縮率も低い結果となってしまった。

サンプルNo.74の比較例は、サンプルNo.50や55のようにMnやCrが本発明の範囲を上回り、(1)式の左辺が上限を超えた鋼種であるが、敢えてベイナイト組織を得るために冷却速度を本発明で規定の冷却速度よりも下げてベイナイト組織を本発明の範囲内とした、比較例である。その結果、組織自体はベイナイト単相となったが、強度に乖離のあるベイナイト組織が混在する組織となったために強度バラツキが本発明の範囲外となり、また過剰に合金が添加されているために十分なバウシンガー効果が得られなかった。また絞りや限界圧縮率も低い結果となった。

サンプルNo.75の比較例は、表１中のNo.19と同一の成分組成の鋼であるが、熱間圧延後の冷却速度が２℃/sを下回ったために、ベイナイト主体の組織は得られず、組織分率が発明範囲外であるために、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.76の比較例は、表1中のNo.19と同一の成分組成の鋼であるが、熱間圧延後の冷却速度が12℃/sを上回ったために、組織がマルテンサイト単相となった。このため、十分なバウシンガー効果が得られないだけでなく、絞りも52％以下となり、ボルトに適さない鋼となった。

サンプルNo.77の比較例は、表１中のNo．19と同一の成分組成の鋼であるが、熱間圧延の終了温度が950℃よりも高いために、フェライトが５％超析出し、かつ旧オーステナイト粒が粗大化してしまい、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.78の比較例は、表１中のNo．19と同一の成分組成の鋼であるが、熱間圧延の終了温度が800℃よりも低いために、フェライト分率が高くなり、十分なバウシンガー効果が得られなかった。

サンプルNo.79および80は、熱間圧延の終了温度およびその後の冷却速度を本発明の条件を満足する条件として得られた線材から、それぞれ16％、58％の減面率の伸線により得られた鋼線である。鋼組織がベイナイト単相あるいはベイナイト分率95％以上でフェライト分率５％未満であるため、十分なバウシンガー効果が得られ、絞り、限界圧縮率とも良好な結果が得られている。なお、一般的なボルトの製造過程における伸線加工の減面率の範囲は15〜60％である。

Claims

質量％で
Ｃ：0.18〜0.24％、
Si：0.10〜0.22％、
Mn：0.60〜1.00％、
Al：0.010〜0.050％、
Cr：0.65〜0.95％、
Ti：0.010〜0.050％、
Ｂ：0.0015〜0.0050％、
Ｎ：0.0050〜0.0100％、
Ｐ：0.025％以下（０を含む）、
Ｓ：0.025％以下（０を含む）、
Cu：0.20％以下（０を含む）および
Ni：0.30％以下（０を含む）
を、下記（１）および（２）式を満足する範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、ベイナイトが面積率で95％以上のミクロ組織とを有し、該ミクロ組織における旧オーステナイト粒の粒度番号が６以上であり、強度バラツキが100MPa以内であるボルト用鋼。
記
0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/6＋Ni/40＋Cr/5≦0.60 ・・・・（１）
Ｎ≦0.519Al＋0.292Ti ・・・・（２）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、N、AlおよびTiは各元素の含有量（質量％）
前記成分組成が、さらに質量％で
Nb：0.050％以下
を含有する請求項１に記載のボルト用鋼。
前記成分組成が、さらに質量％で
Mo：0.70％以下
を含有し、前記（１）式に替えて下記（３）式を満足する請求項１または２に記載のボルト用鋼。
記
0.45≦Ｃ＋Si/24＋Mn/６＋Ni/40＋Cr/５＋Mo/４≦0.60 ・・・・（３）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、CrおよびMoは各元素の含有量（質量％）