WO2016158361A1 - 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト - Google Patents

酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト Download PDF

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WO2016158361A1
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洋介 松本
千葉　政道
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a bolt wire and a bolt obtained using the wire, and more particularly to a bolt wire and a bolt excellent in pickling property and delayed fracture resistance after quenching and tempering.
  • the hydrogen embrittlement phenomenon occurs when hydrogen generated by the corrosion reaction on the steel surface penetrates and diffuses into the steel (hereinafter sometimes referred to as “diffusible hydrogen”). Therefore, conventionally, it has been considered that improving the corrosion resistance of steel is an effective means for preventing delayed fracture. However, it has been pointed out that when the corrosion resistance is improved, the scale remains even after pickling for removing the scale, which may cause flaws during wire drawing and cracks during forging. For this reason, improvement of the pickling property of the wire is a new problem, and is not necessarily an effective means for suppressing hydrogen embrittlement.
  • Patent Document 1 has a predetermined component composition, the austenite grain size number of the bolt shaft portion is 9.0 or more, and a G value (%) indicating the proportion of carbide precipitated at the austenite grain boundary of the bolt shaft portion.
  • This technique increases the strength of the austenite grain boundary, which is the origin of delayed fracture, and reduces hydrogen trap sites such as carbides. Therefore, a high-strength bolt that exhibits excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained not only in an environment where the amount of hydrogen is relatively small but also in an environment where there is a large amount of hydrogen where all the hydrogen trap sites are consumed.
  • Patent Document 2 has a predetermined component composition, the average crystal grain size Dc at the center of the steel wire is 80 ⁇ m or less, and the average crystal grain size Ds of the surface layer of the steel wire is 3.0 ⁇ m or more.
  • a spring steel wire rod excellent in decarburization and wire drawing workability is disclosed. According to this technique, there is no decarburization after hot rolling, and a spring steel wire rod excellent in wire drawing workability can be obtained.
  • Patent Document 3 has a predetermined component composition and is a structure mainly composed of pearlite, and the average value Pave of pearlite nodule particle size numbers satisfies 6.0 ⁇ Pave ⁇ 12.0, and the entire surface layer
  • a high-strength spring steel wire rod having a decarburized layer depth of 0.20 mm or less and a Cr-based alloy carbide content of 7.5% or less and excellent in the machinability is disclosed.
  • a steel wire for a high-strength spring capable of exhibiting good SV processability such that disconnection does not occur during SV processing in addition to good cutting performance and shavings discharge performance is obtained. It is done.
  • Patent Document 4 a steel material having a predetermined component composition is subjected to a first heating and holding, a second heating and holding, a first cooling, and a second cooling in that order to perform spheroidizing of carbides in the steel.
  • a method for producing hot forging steel is disclosed. According to this technique, even a steel material having a Cr amount of 0.4% or less can be reliably spheroidized and a steel material having excellent cold forgeability can be obtained.
  • Patent Document 3 since it is a metal structure mainly composed of pearlite, carbide dispersibility during annealing is poor, and cracks may occur during cold heading. Moreover, in the technique of patent document 4, since the addition amount of Si is low and a transition carbide cannot be stabilized, it is difficult to ensure delayed fracture resistance.
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and the purpose thereof is a bolt excellent in pickling properties and delayed fracture resistance after quenching and tempering (hereinafter referred to as “delayed fracture resistance”). It is to provide a wire rod and a bolt.
  • the bolt wire of the present invention having excellent pickling property and delayed fracture resistance, which has solved the above problems, is C: 0.3-0.6%, Si: 1.0-3. 0%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: more than 0%, 0.020% or less, S: more than 0%, 0.020% or less, Cr: 0.3 to 1.5%, Al : 0.02 to 0.10%, N: 0.001 to 0.020%, the balance is iron and inevitable impurities, and the ferrite area ratio at the diameter d ⁇ 1/4 position of the wire is 10
  • the outline is that -40%, the balance is composed of bainite, pearlite, and an unavoidable structure, and the C content at a depth of 0.1 mm from the surface layer is 50 to 100% of the base material C content.
  • Mo At least one selected from the group consisting of more than 0%, 3% or less, and W: more than 0%, 0.5% or less
  • Ca at least one selected from the group consisting of more than 0% and 0.01% or less
  • the tensile strength obtained using the above-mentioned bolt wire material is 1400 MPa or more, and the austenite grain size number of the surface layer and the bolt shaft diameter d ⁇ 1/4 position is No. Also included are bolts with a delayed fracture resistance of 7.0 or higher.
  • the wire rod of the present invention appropriately controls the chemical composition, metal structure, and decarburization rate, it can achieve both pickling and delayed fracture resistance at a high level. Moreover, the bolt obtained using the bolt wire of the present invention has high strength and excellent delayed fracture resistance.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to ensure pickling properties and delayed fracture resistance. As a result, the inventors have found that the above problems can be achieved by appropriately controlling the chemical component composition, the metal structure, and the decarburization rate, and have reached the present invention.
  • the delayed fracture resistance can be improved by increasing the Si content and decreasing the decarburization rate, and the pickling property can be improved by reducing the ferrite area ratio.
  • the wire for bolts of the present invention will be described.
  • the amount of C at a depth of 0.1 mm from the surface layer is 50 to 100% of the amount of base material C
  • the C amount at a depth of 0.1 mm from the surface layer is 50% or more, preferably 60% or more, more preferably 65% or more, and 100% or less of the base material C amount.
  • the amount of C in the base material is a value obtained by measuring the wire in accordance with the combustion-infrared absorption method (JIS G 1211 (2011)).
  • the ferrite area ratio at the diameter d ⁇ 1/4 position of the wire (hereinafter sometimes referred to as “D / 4 position”) is 10% or more, preferably 13% or more, more preferably 15% or more.
  • the ferrite area ratio is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less.
  • the structure other than ferrite is mainly pearlite and bainite, but may contain inevitably martensite and retained austenite.
  • C is an element effective for securing the strength of steel.
  • the C content is 0.3% or more, preferably 0.35% or more, more preferably 0.38% or more.
  • the C content is 0.6% or less, preferably 0.55% or less, more preferably 0.52% or less.
  • Si acts as a deoxidizer and is an effective element for securing the strength of steel. In addition, it suppresses the precipitation of coarse cementite during tempering and also exhibits the effect of improving delayed fracture resistance.
  • the Si content is 1.0% or more, preferably 1.3% or more, more preferably 1.5% or more.
  • the Si content is 3.0% or less, preferably 2.7% or less, more preferably 2.5% or less.
  • Mn is an element effective for ensuring the strength of the steel, and forming a compound with S to suppress the formation of FeS, which deteriorates delayed fracture resistance.
  • the Mn content is 0.1% or more, preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • Mn content is 1.5% or less, preferably 1.3% or less, more preferably 1.1% or less.
  • P is an impurity element that lowers the toughness of steel and concentrates the delayed fracture resistance by concentrating at the grain boundaries. Delayed fracture resistance can be improved by reducing the P content.
  • the P content is 0.020% or less, preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less. The smaller the P content, the better. However, it is difficult to make it zero, and about 0.003% may be contained as an inevitable impurity.
  • S is an impurity element that lowers the toughness of steel by concentrating on the grain boundaries and degrades delayed fracture resistance. Delayed fracture resistance can be improved by reducing the S content.
  • the S content is 0.020% or less, preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less. The smaller the content of S, the better. However, it is difficult to make it zero, and it may contain about 0.003% as an inevitable impurity.
  • Cr 0.3-1.5%
  • Cr is an element effective for improving the corrosion resistance of steel and ensuring delayed fracture resistance.
  • the Cr content is 0.3% or more, preferably 0.4% or more, more preferably 0.5% or more.
  • the Cr content is 1.5% or less, preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent and is an element effective in forming a nitride to refine crystal grains.
  • the Al content is 0.02% or more, preferably 0.03% or more, more preferably 0.035% or more.
  • the Al content is 0.10% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • N is an element that is effective for producing Al and nitride and making the crystal grains finer.
  • the N content is 0.001% or more, preferably 0.003% or more, more preferably 0.004% or more.
  • the N content is 0.020% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the basic chemical composition of the bolt wire according to the present invention is as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that steel contains inevitable impurities brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like. Moreover, it is also effective to make the bolt wire of the present invention contain the following elements as necessary.
  • Cu at least one selected from the group consisting of more than 0%, 0.5% or less, Ni: more than 0%, 1.0% or less, and Sn: more than 0%, 0.5% or less]
  • Cu, Ni, and Sn are effective elements for improving the corrosion resistance of steel and improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.15% or more.
  • Ni content becomes like this.
  • it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more, More preferably, it is 0.3% or more.
  • the Sn content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.15% or more.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.35% or less.
  • content of Ni and Sn becomes excessive, pickling property deteriorates.
  • the Ni content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and even more preferably 0.7% or less.
  • the Sn content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Ti at least one selected from the group consisting of more than 0%, 0.1% or less, Nb: more than 0%, 0.1% or less, and Zr: more than 0%, 0.3% or less]
  • Ti, Nb, and Zr are elements that are effective in forming carbonitrides with C and N and refining crystal grains. Further, by forming nitride, the amount of N in a solid solution state is reduced, so that it is an element effective for improving cold heading.
  • the Ti content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.04% or more.
  • the Nb content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.04% or more.
  • the Zr content is 0.03% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the Ti content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • the Zr content is preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.2% or less.
  • Mo and W are elements that are effective in increasing the strength of steel and improving the delayed fracture resistance by forming fine precipitates in the steel. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain at least one of Mo and W.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.15% or more, and further preferably 0.20% or more.
  • the W content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.08%, and even more preferably 0.10%.
  • the Mo content is preferably 3% or less, more preferably 2% or less, and even more preferably 1.5% or less.
  • the W content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.35% or less.
  • V forms a solid solution during quenching heating and precipitates as a carbide during tempering to generate hydrogen trap sites, which is effective in improving delayed fracture resistance.
  • the V content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.08% or more.
  • the V content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and even more preferably. Is 0.3% or less.
  • Mg and Ca are effective in forming carbonitrides, preventing coarsening of austenite crystal grains during quenching heating, improving toughness, and improving delayed fracture resistance.
  • the Mg content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the Mg content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.007% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • the Ca content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.007% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • the wire for bolts of the present invention is obtained by melting a steel material having the above chemical components, casting, and hot rolling.
  • the steel is heated to 950 ° C. or higher during reheating of the billet before rolling (hereinafter, sometimes referred to as “billet reheating temperature”), and a temperature of 900 to 1100 ° C.
  • the steel is subsequently cooled to 730 ° C. at an average cooling rate of 3 to 8 ° C./sec (hereinafter sometimes referred to as “cooling rate I”), and then 8 to 13 ° C. It is important to cool to 350 ° C. at an average cooling rate of / sec (hereinafter sometimes referred to as “cooling rate II”).
  • the billet reheating temperature is preferably 950 ° C. or higher, more preferably 1000 ° C. or higher in order to reduce deformation resistance during hot rolling. When this temperature is less than 950 ° C., the deformation resistance during hot rolling increases. On the other hand, if the billet reheating temperature becomes too high, it becomes close to the melting temperature of steel. Accordingly, the billet reheating temperature is preferably 1400 ° C. or lower, more preferably 1300 ° C. or lower, and further preferably 1250 ° C. or lower.
  • the finish rolling temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is preferably 1100 ° C. or lower, more preferably 1050 ° C. or lower.
  • the temperature range similar to the said finish rolling temperature may be sufficient.
  • the finish rolling temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher, the additive element can be precipitated in the steel as fine carbon / nitride.
  • the finish rolling temperature is preferably 1100 ° C. or lower, more preferably 1050 ° C. or lower, carbon / nitride can be sufficiently precipitated.
  • the average cooling rate after hot rolling is made faster than before, and the average cooling rate is controlled in two stages, so that the decarburization rate at the following cooling rate I and the ferrite area at the following cooling rate II. You can control the rate.
  • Cooling rate I Average cooling rate from finish rolling to 730 ° C: 3-8 ° C / sec
  • the cooling rate after finish rolling is slowed to promote softening of the bolt wire.
  • the ferrite-austenite two-phase region is wider than the normal bolt steel, and excessive decarburization occurs when the cooling rate is slow. Therefore, in order to promote softening of the wire for bolts while preventing excessive decarburization, it is desirable to cool to 730 ° C. as quickly as possible after finish rolling. Therefore, the average cooling rate is 3 ° C./second or more, preferably 4 ° C./second or more, more preferably 4.5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate from finish rolling to 730 ° C. is 8 ° C./second or less, preferably 7 ° C./second or less, more preferably 6.5 ° C./second or less.
  • Cooling rate II [average cooling rate from less than 730 ° C. to 350 ° C .: 8 to 13 ° C./second]
  • the average cooling rate from less than 730 ° C. to 350 ° C. is 8 ° C./second or more, preferably 9 ° C./second or more, more preferably 9.5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in this temperature range is 13 ° C./second or less, preferably 12 ° C./second or less, more preferably 11.5 ° C./second or less.
  • the wire obtained under the conditions as described above has a good chemical pickling property because the chemical composition is appropriately controlled, and the ferrite area ratio is appropriately controlled, and the carbide dispersibility during annealing. Also excellent in cold heading. Moreover, since the decarburization of the wire is also suppressed, the austenite crystal grain coarsening during quenching heating can be suppressed, so that the delayed fracture resistance is also excellent.
  • the bolt of the present invention is a steel wire obtained by subjecting the wire to heat treatment such as descaling and spheroidizing annealing, coating treatment, and finish wire drawing as necessary, and then forming a bolt by cold forging and further quenching and tempering.
  • Bolts can be manufactured by processing.
  • the heating temperature before quenching is preferably 930 ° C. or lower, more preferably 920 ° C. or lower, and further preferably 910 ° C. or lower.
  • the heating temperature before quenching is preferably 870 ° C.
  • Heating time before quenching 10 to 45 minutes
  • Cooling method oil cooling, temperature: room temperature to 70 ° C
  • Furnace atmosphere Mixed atmosphere of carbon monoxide (RX gas) and carbon dioxide, nitrogen atmosphere, air atmosphere, etc.
  • Tempering conditions such as temperature and time can be appropriately changed according to the required strength.
  • a bolt exhibiting a tensile strength of 1400 MPa or more and excellent fracture resistance can be obtained.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited as long as the requirements of the present invention are satisfied, and is about 1900 MPa, for example.
  • the bolt of the present invention has a fine austenite grain size.
  • the finer the austenite crystal grain size the better the toughness and the delayed fracture resistance.
  • the austenite grain size number of the bolt of the present invention is preferably No. in both the surface layer and the D / 4 position. 7.0 or more, more preferably No. Have 9 or more.
  • the finer the austenite crystal grain size the better as it is fine. 14 or less.
  • the ferrite area ratio of the obtained wire and the amount of C at a position 0.1 mm deep from the surface were measured, and the pickling property was evaluated.
  • cross section After cutting with a cross section perpendicular to the axis of the wire (hereinafter referred to as “cross section”), the cross section is subjected to the “steel macrostructure test method” defined in JIS G 0553 (2015). The metal structure was etched. An arbitrary 0.156 mm 2 region at the D / 4 position of the wire was observed with an optical microscope having a magnification of 200 times, and image analysis was performed to calculate the ferrite area ratio. Observation was performed in 4 fields, and the average value was defined as the ferrite area ratio.
  • a flange bolt of M10 mm ⁇ P1.5 mm and length 80 mm was produced from each steel wire by cold heading using a multistage former.
  • M represents the diameter of the shaft
  • P represents the pitch.
  • cold forging was evaluated based on the presence or absence of flange cracking.
  • the cold heading property was evaluated as acceptable “P” when no cracking occurred and rejected “F” when cracking occurred.
  • the prepared bolts were quenched and tempered under the conditions shown in Table 3. At this time, the quenching heating time was 15 minutes, the atmosphere in the furnace was an air atmosphere, and the quenching was oil-cooled at 25 ° C. The tempering heating time was 45 minutes. In addition, it excluded when the cold heading property failed.
  • the austenite grain size, tensile strength, and delayed fracture resistance of each bolt were evaluated.
  • Austenite crystal grain size After cutting the bolt shaft section with a cross section perpendicular to the bolt axis (hereinafter referred to as the transverse section), the diameter d ⁇ 1/4 position of the transverse section and any 0 of the outermost layer A region of .039 mm 2 was observed with an optical microscope having a magnification of 400 times, and the prior austenite grain size number was measured in accordance with the “steel-grain size microscopic test method” defined in JIS G 0551 (2015). Measurements were made with 4 fields of view, and the average value was defined as the austenite grain size number. The austenite grain size number is no. 7.0 or higher pass “P”, No. A value of less than 7.0 was regarded as “F”.
  • Test No. Reference numerals 1 to 18, 23 to 25, and 41 to 43 are invention examples that satisfy the requirements defined in the present invention. All of these were high in strength, and excellent in pickling properties, cold heading properties, and delayed fracture resistance.
  • Test No. No. 19 was decarburized because the average cooling rate I was slow.
  • the amount of C at a depth of 0.1 mm from the surface layer was small, austenite crystal grains were coarsened by quenching and tempering treatment, and delayed fracture resistance was poor.
  • Test No. 26 is an example using steel type A1 whose C content is lower than the lower limit of the present invention. In this example, a tensile strength of 1400 MPa or more could not be secured.
  • Test No. 27 is an example using steel type B1 in which the C content exceeds the upper limit of the present invention.
  • the delayed fracture resistance was inferior because the toughness decreased.
  • Test No. 28 is an example using steel type C1 whose Si content is lower than the lower limit of the present invention. In this example, coarse cementite precipitated during tempering, so delayed fracture resistance was poor.
  • Test No. 29 is an example using the steel type D1 whose Si content exceeds the upper limit of the present invention. In this example, since an amorphous layer was formed on the surface layer of the wire, pickling performance deteriorated.
  • Test No. 30 is an example using steel type D1 whose Si content exceeds the upper limit of the present invention.
  • the amount of C at a depth of 0.1 mm from the surface layer was reduced, the austenite crystal grains were coarsened by quenching and tempering treatment, and the delayed fracture resistance was inferior.
  • Test No. 31 is an example using steel type E1 whose Mn content is lower than the lower limit of the present invention. In this example, a large amount of FeS was formed, so the delayed fracture resistance was poor.
  • Test No. 32 is an example using steel type F1 whose Mn content exceeds the upper limit of the present invention. In this example, since the MnS was coarsened, the cold heading was inferior.
  • Test No. 33 is an example using steel type G1 in which the P content exceeds the upper limit of the present invention.
  • the delayed fracture resistance was inferior because the toughness decreased.
  • Test No. 34 is an example using the steel type H1 whose S content exceeds the upper limit of the present invention.
  • the delayed fracture resistance was inferior because the toughness decreased.
  • Test No. 35 is an example using steel type I1 with a small amount of Cr added. In this example, the corrosion resistance was lowered, so the delayed fracture resistance was inferior.
  • Test No. 36 is an example using steel type J1 whose Cr content exceeds the upper limit of the present invention.
  • the pickling property was inferior because a Cr concentrated layer was formed on the surface layer of the wire.
  • Test No. 37 is an example using a steel type K1 whose Al content is lower than the lower limit of the present invention. In this example, since the ferrite crystal grains were coarsened, the cold heading was inferior.
  • Test No. No. 38 is an example using the steel type L1 whose Al content exceeds the upper limit of the present invention. In this example, since coarse AlN was generated, the cold heading was inferior.
  • Test No. 39 is an example using steel type M1 whose N content exceeds the upper limit of the present invention. In this example, since the amount of dissolved N increased, the cold heading was inferior.

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Abstract

　酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材を提供する。質量％で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０％超、０．０２０％以下、Ｓ：０％超、０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３～１．５％、Ａｌ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であって、線材の直径ｄ×１／４位置におけるフェライト面積率は１０～４０％、残部はベイナイト、パーライト、および不可避的に生成する組織からなり、且つ表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が母材Ｃ量の５０～１００％である酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材。

Description

酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト
　本発明は、ボルト用線材、および該線材を用いて得られるボルトに関し、詳細には酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルトに関する。
　自動車や各種産業機械等に用いられるボルトには、高強度化と共に耐遅れ破壊性の向上が望まれている。遅れ破壊の原因については様々な指摘がされているが、一般的には水素脆化現象が影響していると考えられている。
　水素脆化現象は、鋼表面の腐食反応によって生成した水素が鋼中に侵入・拡散すること（以下、「拡散性水素」ということがある）によって生じる。そのため従来は鋼の耐食性を向上させることが遅れ破壊を防止するための有効な手段であるとされてきた。ところが耐食性を向上させるとスケール除去のために酸洗を行ってもスケールが残存してしまい、伸線時の疵や圧造時の割れの原因となることが指摘されている。そのため線材の酸洗性向上が新たな問題となっており、必ずしも有効な水素脆化抑制手段とは言えない。
　そこでＳｉ添加量を多くしてε炭化物等の遷移炭化物を安定化させ、拡散性水素を無害化する技術などが提案されている。例えば特許文献１には所定の成分組成を有し、ボルト軸部のオーステナイト結晶粒度番号が９．０以上であり、ボルト軸部のオーステナイト結晶粒界に析出した炭化物の割合を示すＧ値（％）が、（Ｌ／Ｌ０）×１００≦６０を満たすボルトが開示されている。この技術では遅れ破壊の起点となるオーステナイト結晶粒界の強度を高くし、かつ炭化物等の水素トラップサイトを低減させている。そのため、水素量が比較的少ない環境はもとより、水素トラップサイトがすべて消費されるような水素量の多い環境においても、優れた耐水素脆化特性を発揮する高強度ボルトが得られる。
　特許文献２には所定の成分組成を有し、鋼線材の中心部の平均結晶粒径Ｄｃが８０μｍ以下で、且つ、鋼線材の表層部の平均結晶粒径Ｄｓが３．０μｍ以上である耐脱炭性および伸線加工性に優れたばね用鋼線材が開示されている。この技術によれば、熱間圧延後の脱炭もなく、伸線加工性に優れたばね用鋼線材が得られる。
　また特許文献３には所定の成分組成を有し、パーライトを主体とする組織であり、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅが６．０≦Ｐａｖｅ≦１２．０を満足すると共に、表層の全脱炭層深さが０．２０ｍｍ以下であり、且つＣｒ系合金炭化物量が７．５％以下である皮削り性に優れた高強度ばね用鋼線材が開示されている。この技術によれば皮削り性および削り屑排出性が良好であることに加え、ＳＶ処理時に断線が生じないような、良好なＳＶ処理性を発揮することのできる高強度ばね用鋼線材が得られる。
　特許文献４には所定の成分組成を有する鋼材を所定の条件で行う第１加熱保持、第２加熱保持、第１冷却、第２冷却の順に処理することで鋼材中の炭化物を球状化する冷間鍛造用鋼の製造方法が開示されている。この技術によればＣｒ量が０．４％以下の鋼材であっても確実に球状化焼鈍することができ、冷間鍛造性に優れた鋼材が得られる。
特開２０１３－１６３８６５号公報 特開２００９－０６８０３０号公報 特開２０１３－２１３２３８号公報 特開２０１４－２０１８１２号公報
　例えば特許文献１の技術では、仕上げ圧延後の冷却を通常の冷却速度で行っており、脱炭率が高い。そのためボルト加工後の焼入れ加熱時に異常粒成長によって耐遅れ破壊性が低下することがある。また特許文献２の技術では、圧延後の冷却速度が遅いためフェライト－パーライトの面積率が増加して球状化焼鈍時の炭化物分散性が悪く、冷間圧造してボルトを製造する際に割れが生じることがある。
　特許文献３の技術では、パーライトを主体とした金属組織であるため、焼鈍時の炭化物分散性が悪く、冷間圧造時に割れが生じることがある。また特許文献４の技術では、Ｓｉの添加量が低く、遷移炭化物を安定化させることができないため、耐遅れ破壊性の確保が困難である。
　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、酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性（以下、「耐遅れ破壊性」という）に優れたボルト用線材、並びにボルトを提供することにある。
　上記課題を解決し得た酸洗性、および耐遅れ破壊性に優れた本発明のボルト用線材は、質量％で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０％超、０．０２０％以下、Ｓ：０％超、０．０２０％以下、Ｃｒ：０．３～１．５％、Ａｌ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であって、線材の直径ｄ×１／４位置におけるフェライト面積率は１０～４０％、残部はベイナイト、パーライト、および不可避的に生成する組織からなり、且つ表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が母材Ｃ量の５０～１００％であることに要旨を有する。
　更に、質量％で、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有することも好ましい実施態様である。
（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少なくとも１種
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、Ｎｂ：０％超、０．１％以下、およびＺｒ：０％超、０．３％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｍｏ：０％超、３％以下、およびＷ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｄ）Ｖ：０％超、０．５％以下
（ｅ）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少なくとも１種
　本発明には上記ボルト用線材を用いて得られた引張強さ１４００ＭＰａ以上、表層とボルト軸部の直径ｄ×１／４位置のオーステナイト結晶粒度番号が共にＮｏ．７.０以上の耐遅れ破壊性に優れたボルトも含まれる。
　本発明の線材は化学成分組成、金属組織、および脱炭率を適切に制御しているため、酸洗性、および耐遅れ破壊性を高いレベルで両立できる。また本発明のボルト用線材を用いて得られたボルトは、高強度、且つ優れた耐遅れ破壊性を有する。
　本発明者らは、酸洗性、および耐遅れ破壊性を確保すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、化学成分組成、金属組織、および脱炭率を適切に制御することで、上記課題を達成できることを見出し、本発明に至った。
　特に本発明ではＳｉ含有量を高くすると共に、脱炭率を低くすることで耐遅れ破壊性を向上でき、またフェライト面積率を低減することで酸洗性を向上できる。以下、本発明のボルト用線材について説明する。
　［表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が母材Ｃ量の５０～１００％］
　表層にＣ欠乏層が形成された状態、すなわち脱炭率が高い状態で焼入れ焼戻し処理をすると、オーステナイト結晶粒が粗大化して耐遅れ破壊性が悪化する。したがって耐遅れ破壊性向上には脱炭率はできるだけ低い方がよい。表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量は母材Ｃ量の５０％以上、好ましくは６０％以上、より好ましくは６５％以上であって、１００％以下である。なお、母材のＣ量は線材を燃焼－赤外線吸収法（ＪＩＳ　Ｇ　１２１１（２０１１年））に準じて測定した値である。
　［フェライト面積率：１０～４０％］
　マルテンサイト等の硬質組織が増えると強度は向上するが、酸洗時に水素を吸収して脆化や折損が生じたり、腐食が生じやすいなど酸洗性が悪化する。そのため酸洗性向上にはマルテンサイト等を抑制する必要がある。一方、フェライトは酸洗時に上記問題が起こらず、酸洗性向上に有効な組織である。したがって線材の直径ｄ×１／４位置（以下、「Ｄ／４位置」ということがある）におけるフェライト面積率は１０％以上、好ましくは１３％以上、より好ましくは１５％以上である。一方、フェライト面積率が高くなり過ぎると焼鈍時の炭化物分散性が低下して冷間圧造性が悪化すると共に、酸洗時にスケールが残存して伸線時に疵が発生したり、圧造時に割れが発生する恐れがある。したがってフェライト面積率は４０％以下、好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下である。なお、フェライト以外の組織は主にパーライト、およびベイナイトであるが、その他不可避的に生成するマルテンサイトや残留オーステナイトなどが含まれていることがある。
　本発明に係るボルト用線材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。
　［Ｃ：０．３～０．６％］
　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１４００ＭＰａ以上のボルト引張強度を確保するため、Ｃ含有量は０．３％以上、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．３８％以上である。しかしながらＣ含有量が過剰になると、耐遅れ破壊性が劣化するため、Ｃ含有量は０．６％以下、好ましくは０．５５％以下、より好ましくは０．５２％以下である。
　［Ｓｉ：１．０～３．０％］
　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、焼戻し時に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含有量は１．０％以上、好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、フェライト－オーステナイト２相域が広くなり、脱炭し易くなる。また、鋼の表面に非晶質層を形成し、酸洗性が悪化する。Ｓｉ含有量は３．０％以下、好ましくは２．７％以下、より好ましくは２．５％以下である。
　［Ｍｎ：０．１～１．５％］
　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。このような効果を発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．１％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、ＭｎＳが粗大化し、応力集中源となって冷間圧造性や耐遅れ破壊性が悪化する。Ｍｎ含有量は１．５％以下、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．１％以下である。
　［Ｐ：０％超、０．０２０％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含有量を低減することで耐遅れ破壊性を向上できる。Ｐ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ含有量は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％程度は不可避的不純物として含有することがある。
　［Ｓ：０％超、０．０２０％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含有量を低減することで耐遅れ破壊性を向上できる。Ｓ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｓの含有量は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、不可避的不純物として０．００３％程度は含有することがある。
　［Ｃｒ：０．３～１．５％］
　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。このような効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．３％以上、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると表層にＣｒ濃化層が形成され、酸洗性が悪化する。したがってＣｒ含有量は１．５％以下、好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。
　［Ａｌ：０．０２～０．１０％］
　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に有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０３５％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると粗大な窒化物が生成し、結晶粒が粗大化することで冷間圧造性や耐遅れ破壊性が劣化する。したがってＡｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
　［Ｎ：０．００１～０．０２０％］
　Ｎは、Ａｌと窒化物を生成し、結晶粒を微細化させるために有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００４％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、冷間圧造性が低下する。したがってＮ含有量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　本発明に係るボルト用線材の基本的な化学成分組成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線材には、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。
　［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少なくとも１種］
　Ｃｕ、Ｎｉ、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。このような効果を発揮させるためには、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。またＮｉ含有量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、酸洗性が悪化すると共に熱間延性が低下して鋼の生産性が低下する。Ｃｕ含有量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。またＮｉやＳｎは含有量が過剰になると酸洗性が悪化する。Ｎｉ含有量は好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．７％以下である。Ｓｎ含有量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
　［Ｔｉ：０％超、０．１％以下、Ｎｂ：０％超、０．１％以下、およびＺｒ：０％超、０．３％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、ＣやＮと炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化させるのに有効な元素である。また窒化物を形成することで、固溶状態のＮ量を低減させるため、冷間圧造性の向上にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０４％以上である。またＺｒ含有量は０．０３％以上、より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒが過剰になると、粗大な炭窒化物が形成され、冷間圧造性や耐遅れ破壊性が劣化する。Ｔｉ含有量は好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｚｒ含有量は好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
　［Ｍｏ：０％超、３％以下、およびＷ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｍｏ、Ｗ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。このような効果を得るには、ＭｏおよびＷの少なくとも１種を含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。Ｗ含有量は好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０８％、さらに好ましくは０．１０％である。一方、Ｍｏ、Ｗ含有量が過剰になると製造コストが上昇する。Ｍｏ含有量は好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。Ｗ含有量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。
　［Ｖ：０％超、０．５％以下］
　Ｖは焼入れ加熱時に固溶し、焼戻し時に炭化物として析出することで水素トラップサイトを生成し、耐遅れ破壊性向上に有効である。このような効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になると粗大な炭窒化物を形成し、冷間圧造性が悪化するため、Ｖ含有量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
　［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少なくとも１種］
　Ｍｇ、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。このような効果を発揮させるためには、Ｍｇ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。Ｃａ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｍｇ、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。Ｍｇ含有量は好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｃａ含有量は好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　本発明のボルト用線材は、上記化学成分を有する鋼材を溶製し、鋳造、熱間圧延して得られる。特に酸洗性、および耐遅れ破壊性を向上させるには、圧延前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３～８℃／秒の平均冷却速度で７３０℃まで冷却を行い（以下、「冷却速度Ｉ」ということがある）、その後８～１３℃／秒の平均冷却速度で３５０℃まで冷却する（以下、「冷却速度ＩＩ」ということがある）ことが重要である。
　［ビレット再加熱温度：９５０℃以上］
　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す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。
　［仕上げ圧延温度：９００～１１００℃］
　仕上げ圧延温度が低くなりすぎると、ＡｌＮが微細分散せず、焼入れ後にオーステナイト結晶粒が粗大化する。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すぎるとフェライト結晶粒が粗大化し、冷間圧造性や耐遅れ破壊性が劣化する。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。
　なお、Ｔｉや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。仕上げ圧延温度が好ましくは９００℃以上、より好ましくは９５０℃以上であれば、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、仕上げ圧延温度が好ましくは１１００℃以下、より好ましくは１０５０℃以下であれば、十分に炭・窒化物を析出させることができる。
　本発明は熱間圧延後の平均冷却速度を従来よりも速くすると共に、平均冷却速度を２段階に分けて制御することで、下記冷却速度Ｉでは脱炭率、および下記冷却速度ＩＩではフェライト面積率をコントロールできる。
　冷却速度Ｉ［仕上げ圧延後から７３０℃までの平均冷却速度：３～８℃／秒］
　通常、仕上げ圧延後の冷却速度を遅くしてボルト用線材の軟質化を促進している。しかしながら本発明のＳｉ含有量の範囲では、フェライト－オーステナイト２相域が通常のボルト用鋼よりも広くなっており、冷却速度が遅いと過度な脱炭が生じる。そのため過度な脱炭を防止しつつボルト用線材の軟質化を促進するには、仕上げ圧延後から７３０℃までできるだけ速く冷却することが望ましい。したがって平均冷却速度は３℃／秒以上、好ましくは４℃／秒以上、より好ましくは４．５℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると表層やＤ／４位置にマルテンサイトが生成し、酸洗性が劣化する。したがって仕上げ圧延後から７３０℃までの平均冷却速度は８℃／秒以下、好ましくは７℃／秒以下、より好ましくは６．５℃／秒以下である。
　冷却速度ＩＩ［７３０℃未満～３５０℃までの平均冷却速度：８～１３℃／秒］
　フェライトの析出割合を低く制御して焼鈍時の炭化物分散性を向上させるためには、３５０℃までの平均冷却速度を速くする必要がある。したがって７３０℃未満から３５０℃までの平均冷却速度は８℃／秒以上、好ましくは９℃／秒以上、より好ましくは９．５℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎるとフェライトの析出割合が減少しすぎて酸洗性が劣化する。したがってこの温度域での平均冷却速度は１３℃／秒以下、好ましくは１２℃／秒以下、より好ましくは１１．５℃／秒以下である。
　上記のような条件にて得られた線材は、化学成分組成が適切に制御されていることに加え、フェライト面積率が適正に制御されているため酸洗性が良く、焼鈍時の炭化物分散性や冷間圧造性にも優れる。また、線材の脱炭も抑制されているため、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒粗大化が抑制できるため、耐遅れ破壊性にも優れる。
　本発明のボルトは上記線材に必要に応じて脱スケール処理、球状化焼鈍等の熱処理、皮膜処理、仕上げ伸線加工を施して得られる鋼線を冷間圧造などによってボルト成型し、更に焼入れ焼戻し処理をすることによってボルトを製造できる。オーステナイト結晶粒径を制御するため、焼入れ前の加熱温度を好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下、更に好ましくは９１０℃以下にすることが望ましい。一方、焼入れ前加熱温度が低すぎると焼入れ時にマルテンサイト変態が十分に行われず、必要な強度が得られない。したがって焼入れ前の加熱温度は好ましくは８７０℃以上、より好ましくは８８０℃以上、更に好ましくは８９０℃以上である。その他の焼入れ前加熱条件は、特に限定されないが、以下の条件が例示される。
　焼入れ前加熱時間：１０～４５分
　冷却方法：油冷、温度：室温～７０℃
　炉内雰囲気：一酸化炭素（ＲＸガス）と二酸化炭素の混合雰囲気、窒素雰囲気、大気雰囲気など
　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。本発明の線材を用いることによって１４００ＭＰａ以上の引張強度と優れた耐破壊性を示すボルトを得ることができる。なお、引張強度の上限は本発明の要件を満足する限り特に限定されず、例えば、１９００ＭＰａ程度である。
　本発明のボルトはオーステナイト結晶粒径が微細化されている。オーステナイト結晶粒径は、微細なほど靭延性が向上し、耐遅れ破壊性が向上する。本発明のボルトのオーステナイト結晶粒度番号は表層およびＤ／４位置が共に好ましくはＮｏ．７.０以上、より好ましくはＮｏ．９以上有する。オーステナイト結晶粒径は微細であれば微細であるほど好ましいが、通常の熱処理では概ねＮｏ．１４以下である。
　本願は、２０１５年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１５－０６６２０５号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１５年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１５－０６６２０５号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　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・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。
［線材の製造］
　表１に示す化学成分組成の鋼材（鋼種Ａ～Ｍ、Ａ１～Ｍ１）を溶製し、鋳造、熱間圧延して直径１２ｍｍの線材を製造した。その際、表２に示す条件でビレット再加熱、仕上げ圧延した後、平均冷却速度Ｉ、平均冷却速度ＩＩで冷却を行った。
　得られた線材のフェライト面積率、表面から深さ０．１ｍｍの位置におけるＣ量を測定すると共に、酸洗性を評価した。
　（１）フェライト面積率
　線材の軸に対して垂直な断面（以下、「横断面」という）で切断後、該横断面をＪＩＳ　Ｇ　０５５３（２０１５）に規定の「鋼のマクロ組織試験方法」に従って金属組織をエッチングした。線材のＤ／４位置の任意の０．１５６ｍｍ２の領域を、倍率２００倍の光学顕微鏡で観察し、画像解析してフェライト面積率を算出した。観察は４視野行い、その平均値をフェライト面積率とした。
　（２）表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量
　表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）ライン分析にて測定した。また該測定値を用いて表２に記載の母材Ｃ量に対する割合を算出した。
　（３）酸洗性
　線材を塩酸浴に浸漬することで酸洗した後、横断面の表面を観察して残存するスケールの有無を観察した。酸洗条件は、塩酸濃度：２５％、塩酸温度：７０℃、浸漬時間：８分とした。全周にわたって残存するスケールが無い場合は合格「Ｐ」（Ｐａｓｓ）、少なくとも一部にスケールが残存する場合は不合格「Ｆ」（Ｆａｉｌｕｒｅ）と評価した。
［鋼線の製造］
　上記各線材を上記酸洗性評価の酸洗条件で酸洗して脱スケール処理を行った後、下記条件にて球状化焼鈍、脱スケール処理、皮膜処理、および仕上げ伸線を実施して鋼線を作製した。なお、上記酸洗性評価で「Ｆ」評価の線材は除外した。
　　球状化焼鈍条件
　　　均熱温度：７６０℃
　　　均熱時間：５時間
　　　平均冷却速度：１３℃／ｈｒ
　　　抽出温度：６８５℃
　　脱スケール条件
　　　　塩酸濃度：２５％
　　　　塩酸温度：７０℃
　　　　浸漬時間：８分
　　皮膜処理条件
　　　　皮膜種類：石灰皮膜
　　　　浸漬時間：１０分
　　仕上げ伸線条件
　　　　伸線速度：１ｍ／秒
　　　　減面率：８％（φ９．３　⇒　φ９．０６）
　［ボルトの製造］
　上記各鋼線から多段フォーマーを用いてＭ１０ｍｍ×Ｐ１．５ｍｍ、長さ８０ｍｍ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。
　（４）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合格「Ｐ」、割れが生じたときは不合格「Ｆ」と評価した。
　上記作製したボルトに表３に示す条件で焼入れ焼戻し処理を施した。この際、焼入れ加熱時間は１５分、炉内雰囲気は大気雰囲気、焼入れは２５℃の油冷とした。また焼戻し加熱時間は４５分とした。なお、冷間圧造性が不合格の場合は除外した。
　各ボルトのオーステナイト結晶粒径、引張強度、耐遅れ破壊性を評価した。
　（５）オーステナイト結晶粒径
　ボルトの軸部をボルトの軸に対して垂直な断面（以下、横断面）で切断後、該横断面の直径ｄ×１／４位置、および最表層の任意の０．０３９ｍｍ２の領域を、倍率４００倍の光学顕微鏡で観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１５）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。各４視野で測定し、その平均値をオーステナイト結晶粒度番号とした。オーステナイト結晶粒度番号がＮｏ．７.０以上を合格「Ｐ」、Ｎｏ．７.０未満を不合格「Ｆ」とした。
　（６）引張強度
　ＪＩＳ　Ｂ　１０５１（２０１４）に従って引張試験を行ってボルトの引張強度を測定した。１４００ＭＰａ以上を合格、１４００ＭＰａ未満を不合格とした。
　（７）耐遅れ破壊性
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１～１８、２３～２５、４１～４３は、本発明で規定する要件を満足する発明例である。これらはいずれも高強度、且つ酸洗性、冷間圧造性、および耐遅れ破壊性に優れていた。
　試験Ｎｏ．１９～２２、２６～４０は、本発明で規定する要件を満足しない例である。
　試験Ｎｏ．１９は、平均冷却速度Ｉが遅かったため、脱炭が進行した。この例では表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が少なかったため、焼入れ焼戻し処理によってオーステナイト結晶粒が粗大化して耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２０は、平均冷却速度Ｉが速かったため、表層やＤ／４位置にマルテンサイトの生成が多かった。この例では十分なフェライト面積率を確保できておらず、酸洗性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２１は、平均冷却速度ＩＩが遅かったため、フェライトの生成が多かった。この例ではフェライト面積率が高すぎて焼鈍時の炭化物分散性が悪化したため、冷間圧造性が劣化した。
　試験Ｎｏ．２２は、平均冷却速度ＩＩが速かったため、フェライトが減少した。この例では十分なフェライト面積率を確保できておらず、酸洗性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｃ含有量が本発明の下限を下回る鋼種Ａ１を用いた例である。この例では１４００ＭＰａ以上の引張強度を確保できなかった。
　試験Ｎｏ．２７は、Ｃ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｂ１を用いた例である。この例では靭延性が低下したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２８は、Ｓｉ含有量が本発明の下限を下回る鋼種Ｃ１を用いた例である。この例では焼戻し時に粗大なセメンタイトが析出したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２９は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｄ１を用いた例である。この例では線材の表層に非晶質層が形成されたため酸洗性が悪化した。
　試験Ｎｏ．３０は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｄ１を用いた例である。この例では表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が少なくなり、焼入れ焼戻し処理によってオーステナイト結晶粒が粗大化して耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３１は、Ｍｎ含有量が本発明の下限を下回る鋼種Ｅ１を用いた例である。この例ではＦｅＳが多く生成したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３２は、Ｍｎ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｆ１を用いた例である。この例ではＭｎＳが粗大化したため冷間圧造性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３３は、Ｐ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｇ１を用いた例である。この例では靭延性が低下したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３４は、Ｓ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｈ１を用いた例である。この例では靭延性が低下したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３５は、Ｃｒ添加量が少ない鋼種Ｉ１を用いた例である。この例では耐食性が低下したため耐遅れ破壊性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３６は、Ｃｒ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｊ１を用いた例である。この例では、線材表層にＣｒ濃化層が形成されたため酸洗性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３７は、Ａｌ含有量が本発明の下限を下回る鋼種Ｋ１を用いた例である。この例では、フェライト結晶粒が粗大化したため冷間圧造性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３８は、Ａｌ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｌ１を用いた例である。この例では、粗大なＡｌＮが生成したため冷間圧造性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．３９は、Ｎ含有量が本発明の上限を上回る鋼種Ｍ１を用いた例である。この例では、固溶Ｎ量が増加したため冷間圧造性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．４０は、冷却速度Ｉ、ＩＩ共に遅かったため、フェライトの生成が多く、また脱炭率も高かった。この例ではフェライト面積率が高すぎて焼鈍時の炭化物分散性が悪化したため、冷間圧造性が劣っていた。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．３～０．６％、
    Ｓｉ：１．０～３．０％、
    Ｍｎ：０．１～１．５％、
    Ｐ　：０％超、０．０２０％以下、
    Ｓ　：０％超、０．０２０％以下、
    Ｃｒ：０．３～１．５％、
    Ａｌ：０．０２～０．１０％、
    Ｎ　：０．００１～０．０２０％を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物であって、
    　線材の直径ｄ×１／４位置におけるフェライト面積率は１０～４０％、残部はベイナイト、パーライト、および不可避的に生成する組織からなり、且つ
    　表層から深さ０．１ｍｍ位置におけるＣ量が母材Ｃ量の５０～１００％である酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材。
  2. 　更に、質量％で、以下の（ａ）～（ｅ）の少なくとも１つを含有する請求項１に記載のボルト用線材。
    （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少なくとも１種
    （ｂ）Ｔｉ：０％超、０．１％以下、Ｎｂ：０％超、０．１％以下、およびＺｒ：０％超、０．３％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｃ）Ｍｏ：０％超、３％以下、およびＷ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
    （ｄ）Ｖ：０％超、０．５％以下
    （ｅ）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少なくとも１種
  3. 　請求項１または２に記載のボルト用線材を用いて得られた引張強さ１４００ＭＰａ以上、表層とボルト軸部の直径ｄ×１／４位置のオーステナイト結晶粒度番号が共にＮｏ．７.０以上の耐遅れ破壊性に優れたボルト。
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