WO2017002770A1 - ボルト - Google Patents

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根石　豊
誠 小坂
直樹 松井
徹志 千田
圭介 千葉
蟹澤　秀雄
一貴 青山
和興 澁谷
涼子 稲垣
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新日鐵住金株式会社
株式会社青山製作所
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Definitions

  • the present invention relates to a bolt, and more particularly to a high-strength bolt.
  • alloy elements such as Mo and V in the steel may be reduced.
  • the softening heat treatment can be omitted or simplified.
  • Patent Document 1 the bolt disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 10-53834 (Patent Document 1) has a mass% of B: 0.0008 to 0.004%, C: 0.4% or less, Ti: 0.00. 0-25% to 0.06%, N: 0.006% or less.
  • the relationship between the ferrite grain size FGc during hot rolling and the Ti compound excluding TiN satisfies [Ti compound amount excluding TiN / FGc 1/2 ] ⁇ 1000 ⁇ 3.
  • the austenite grain size number is 5 or more.
  • Patent Document 1 describes that the tensile strength exceeds 785 N / mm 2 .
  • Patent Document 2 The bolt disclosed in JP-T-2009-521600 (Patent Document 2) is by weight%, carbon is 0.35 to 0.55%, silicon is 0.05 to 2.0%, and manganese is 0.1%. ⁇ 0.8%, boron 0.001 ⁇ 0.004%, chromium 0.3 ⁇ 1.5%, total oxygen (TO) 0.005% or less, phosphorus 0.015% or less, Sulfur contains 0.010% or less, vanadium 0.05-0.5%, niobium 0.05-0.5%, nickel 0.1-0.5%, molybdenum 0.1% It contains at least one selected from the group consisting of ⁇ 1.5% and titanium from 0.01 to 0.1%, with the balance being composed of Fe and impurities.
  • This bolt has an internal structure composed of ferrite and tempered martensite, and the ferrite content in the internal structure is 3 to 10% in terms of area ratio. Patent Document 2 describes that this bolt achieves excellent delayed fracture resistance and high strength.
  • the bolt proposed in Patent Document 2 is a composite structure steel of soft ferrite and tempered martensite having an area ratio of 3 to 10% as the internal structure of the bolt. Therefore, compared with the case of steel having a tempered martensite single phase structure, the bolt strength is likely to decrease. Therefore, in order to adjust to a desired strength level, a tempering treatment at a lower temperature is required as compared with tempered martensite single-phase steel. As a result, the hydrogen embrittlement resistance at the desired strength may be reduced. Furthermore, in the manufacturing process, adjustment of the ferrite structure such as re-quenching and tempering is required. Therefore, the manufacturing cost is increased.
  • the high-strength bolt disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-156678 is mass%, C: more than 0.15% and 0.30% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.
  • a tempering treatment is performed at 100 to 400 ° C. to obtain a steel structure having an average prior austenite grain size of 10 ⁇ m or less after quenching. It is described in Patent Document 3 that a high-strength bolt excellent in delayed fracture resistance and corrosion resistance with a bolt strength range of about 1200 to 1800 MPa can be obtained.
  • the bolt of Patent Document 3 contains 0.3 to 0.5% of Mo, so that the hardenability becomes too high. Therefore, it is necessary to carry out a long softening heat treatment before wire drawing and cold forging. In this case, the hydrogen embrittlement resistance may be lowered.
  • Patent Document 4 The steel for high-strength bolts disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-162798 (Patent Document 4) is in mass%, C: 0.20 to less than 0.40%, Si: 0.20 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), Ni: 0.05 to 1.0 %, Cr: 0.01 to 1.50%, Cu: 1.0% or less (including 0%), Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.1%, B : 0.0003 to 0.0050% and N: 0.002 to 0.010%, respectively, and a total of one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Cr is 0.10 to 3.0% And the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • the ratio ([Si] / [C]) of the Si content [Si] and the C content [C] is 1.0 or more. According to Patent Document 4, it is possible to obtain a boron-added high-strength bolt excellent in delayed fracture resistance even at a high strength of 1100 MPa or more without adding a large amount of expensive alloy elements such as Cr and Mo. Is described.
  • Patent Document 4 the Ni content is high. Therefore, the hardenability may become too high. Therefore, it is necessary to carry out a long softening heat treatment before wire drawing and cold forging. In this case, the hydrogen embrittlement resistance may be lowered.
  • Patent Document 5 The steel for cold forging disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 11-92868 (Patent Document 5) is C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.15% or less, and Mn: 0.005% by mass. 30 to 1.00%, Cr: 0.50 to 1.20%, B: 0.0003 to 0.0050%, Ti: 0.020 to 0.100%, P: 0.015% or less (Including 0%), S: 0.015% or less (including 0%), N: 0.0100% or less (including 0%), and the balance is made of Fe and inevitable impurities. Further, the total number of one or two kinds of particles of TiC and Ti (CN) having a diameter of 0.2 ⁇ m or less in the steel matrix is 20/100 ⁇ m 2 or more. Thus, Patent Document 5 describes that delayed fracture resistance can be improved by preventing coarsening of crystal grains.
  • Patent Document 5 is not a technique specialized for bolts, and when bolts are manufactured, hydrogen embrittlement resistance may be low.
  • An object of the present invention is to provide a bolt having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolt according to the embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.32 to 0.39%, Si: 0.15% or less, Mn: 0.40 to 0.65%, P: 0.020% or less. S: 0.020% or less, Cr: 0.85-1.25%, Al: 0.005-0.060%, Ti: 0.010-0.050%, B: 0.0010-0.
  • N 0.0015 to 0.0080%, O: 0.0015% or less, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Cu: 0 to 0.50% Ni: 0 to 0.30% and Nb: 0 to 0.05%, the balance being Fe and impurities, and having a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), 1000 It has a tensile strength of ⁇ 1300 MPa and satisfies the formula (3).
  • the bolt according to the embodiment of the present invention has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the amount of critical diffusion hydrogen and Mn / Cr in a bolt.
  • FIG. 2 is a side view of a test piece with an annular V-notch.
  • FIG. 3 is a side view and a front view of the screw manufactured in the example.
  • the present inventors do not contain a large amount of expensive alloy elements such as Mo and V, but use boron-containing steel containing C, Mn, Cr, B, etc., and the tensile strength of the bolt, hydrogen embrittlement resistance
  • the investigation and investigation were conducted on the components and the structure that affect the structure. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • fn1 10C + Si + 2Mn + Cr + 4Mo + 5V.
  • C, Si, Mn, Cr, Mo and V are all elements that enhance the hardenability. Therefore, fn1 is an index of hardenability and cold workability.
  • fn1 If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, when the bolt steel is rolled into a wire rod, bainite is generated and the strength and hardness are increased. Therefore, cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step. If fn1 satisfies the formula (1), sufficient cold workability can be obtained while omitting the softening heat treatment or performing the softening heat treatment for a long time while obtaining excellent hardenability.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the critical diffusion hydrogen amount and fn2.
  • FIG. 1 was obtained by the following method.
  • the electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece. Thereafter, a galvanized film was formed on the surface of each test piece to prevent hydrogen in the test piece from leaking to the outside. Subsequently, a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress of a nominal stress of 1080 MPa was applied to the V-notch cross section of the test piece.
  • test piece that was broken during the test and the test piece that was not broken were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph apparatus to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, the maximum hydrogen content of the test piece that did not break in each steel was defined as the critical diffusible hydrogen content Hc (ppm).
  • ratio HR Hc / Href (A)
  • the ratio HR is an index of hydrogen embrittlement resistance.
  • FIG. 1 was created based on the obtained ratio HR and fn2 of each steel.
  • the ratio HR increases significantly as fn2 decreases, that is, as the ratio of Mn content to Cr content decreases. And if fn2 will be 0.55 or less, ratio HR will become higher than 1.00 and the outstanding hydrogen embrittlement-proof characteristic will be acquired.
  • the hydrogen embrittlement resistance is further influenced by the amount of solid solution Cr in the bolt. If the bolt satisfies the formula (3), the hydrogen embrittlement resistance is enhanced. [Solubility Cr] /Cr ⁇ 0.70 (3) Here, the solid solution Cr amount (mass%) in the bolt is substituted for [solid solution Cr] in the formula (3), and Cr content in the chemical composition of the bolt (that is, total Cr content) Amount and unit are mass%).
  • the present inventors have found for the first time that solute Cr increases the strength of tempered martensite against hydrogen embrittlement.
  • the steel material after hot working is not subjected to heat treatment for softening before wire drawing and cold forging, or even when heat treatment is performed,
  • the holding time of 700 ° C. or higher is set to less than 40 minutes.
  • carbonized_material containing Cr is suppressed.
  • the bolt according to the present embodiment completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.32 to 0.39%, Si: 0.15% or less, Mn: 0.40 to 0.65%, P : 0.020% or less, S: 0.020% or less, Cr: 0.85 to 1.25%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.050%, B: 0.0010 to 0.0030%, N: 0.0015 to 0.0080%, O: 0.0015% or less, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Cu: A chemistry containing 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, and Nb: 0 to 0.05%, the balance being Fe and impurities, satisfying the formulas (1) and (2) It has a composition, has a tensile strength of 1000 to 1300 MPa, and satisfies the formula (3).
  • the chemical composition is Mo: 0.01-0.05%, V: 0.005-0.05%, Cu: 0.03-0.50%, and Ni: 0.03-0.30% You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of.
  • the above chemical composition may contain Nb: 0.0015 to 0.05%.
  • C 0.32 to 0.39% Carbon (C) increases the hardenability of the bolt and increases the tensile strength of the bolt after quenching and tempering to 1000 MPa or more. If the C content is less than 0.32%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the hardenability becomes too high. In this case, the strength of the steel for bolts after hot working becomes too high, and cold workability is lowered. Therefore, long-time softening heat treatment for the purpose of softening must be performed several times on the steel material before performing cold working such as wire drawing and cold forging, which increases the manufacturing cost. . In addition, when the softening heat treatment is performed, the hydrogen embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, the C content is 0.32 to 0.39%. A preferable lower limit of the C content is 0.33%. The upper limit with preferable C content is 0.38%.
  • Si 0.15% or less Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further enhances the hardenability and increases the strength of the bolt. However, if the Si content exceeds 0.15%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the steel material decreases. Therefore, the Si content is 0.15% or less.
  • the minimum with preferable Si content is 0.01%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.12%, More preferably, it is 0.10%.
  • Mn 0.40 to 0.65%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability and makes the tensile strength of the bolt 1000 MPa or more. If the Mn content is less than 0.40%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.65%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the bolt steel material decreases. Therefore, the Mn content is 0.40 to 0.65%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.45%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.60%, More preferably, it is 0.55%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries to lower the cold workability and lower the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the P content is 0.020% or less. The upper limit with preferable P content is 0.015%. The P content is preferably as low as possible.
  • S 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity. S forms sulfides, lowering the cold workability and lowering the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the S content is 0.020% or less.
  • the upper limit with preferable S content is 0.010%, More preferably, it is 0.008%.
  • the S content is preferably as low as possible.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability and makes the tensile strength of the bolt 1000 MPa or more. Further, Cr dissolves in the tempered martensite in the bolt to enhance the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the Cr content is less than 0.85%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.25%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the bolt steel material decreases. Therefore, the Cr content is 0.85 to 1.25%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.90%. The upper limit of the Cr content is 1.20%.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, coarse oxide inclusions are generated and cold workability is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.010%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.055%.
  • the Al content means the total amount of Al contained in the steel material.
  • Ti 0.010 to 0.050% Titanium (Ti) combines with N in the steel to form nitride (TiN). By the generation of TiN, the generation of BN is suppressed and the amount of dissolved B increases. As a result, the hardenability of the steel material is increased. Ti further combines with C to form carbides (TiC) to refine crystal grains. This increases the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the Ti content is less than 0.010%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.050%, a large amount of coarse TiN is generated. In this case, cold workability and hydrogen embrittlement resistance are reduced. Therefore, the Ti content is 0.010 to 0.050%. A preferred lower limit of the Ti content is 0.015%. The upper limit with preferable Ti content is 0.045%.
  • B 0.0010 to 0.0030% Boron (B) increases the hardenability of the steel. B further suppresses the grain boundary segregation of P and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the B content is less than 0.0010%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the effect of improving hardenability is saturated. Furthermore, coarse BN is generated and cold workability is lowered. Therefore, the B content is 0.0010 to 0.0030%. A preferable lower limit of the B content is 0.0015%. The upper limit with preferable B content is 0.0025%.
  • N 0.0015 to 0.0080% Nitrogen (N) combines with Ti in the steel to form nitrides and refines the crystal grains. If the N content is less than 0.0015%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0080%, the effect is saturated. Furthermore, N combines with B to form a nitride, reducing the amount of dissolved B. In this case, the hardenability of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.0015 to 0.0080%. The minimum with preferable N content is 0.0020%. The upper limit with preferable N content is 0.0070%.
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms an oxide and reduces cold workability. If the O content exceeds 0.0015%, a large amount of oxide is generated, and MnS is coarsened, so that cold workability is remarkably lowered. Therefore, the O content is 0.0015% or less. The upper limit with preferable O content is 0.0013%. The O content is preferably as low as possible.
  • the balance of the chemical composition of the bolt according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when the bolts are manufactured industrially, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means.
  • the above-described bolt may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, V, Cu, and Ni instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel.
  • Mo 0 to 0.05%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo enhances hardenability. However, if the Mo content exceeds 0.05%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the bolt steel material decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%.
  • the minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.01%, More preferably, it is 0.015%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.03%, More preferably, it is 0.025%.
  • V 0 to 0.05%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V increases the hardenability of the steel. V further forms carbides, nitrides or carbonitrides to refine crystal grains. However, if the V content exceeds 0.05%, carbides and the like are coarsened and cold workability is lowered. Therefore, the V content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable V content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%. The upper limit with preferable V content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel. However, if Cu content exceeds 0.50%, hardenability will become high too much and cold workability will fall. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect more effectively is 0.03%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30%, More preferably, it is 0.20%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardenability of the steel. Ni further increases the toughness of the steel material after quenching. However, if Ni content exceeds 0.30%, hardenability will become high too much and cold workability will fall. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the preferable lower limit of the Ni content for obtaining the above effect more effectively is 0.03%, and more preferably 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.20%, More preferably, it is 0.10%.
  • the chemical composition of the bolt according to the present embodiment may further contain Nb instead of a part of Fe.
  • Niobium is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides and refines the crystal grains. Nb further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. However, if the Nb content exceeds 0.05%, coarse carbides or the like are generated and the cold workability of the steel material is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more effectively is 0.0015%. The upper limit with preferable Nb content is 0.04%, More preferably, it is 0.03%.
  • Fn1 10C + Si + 2Mn + Cr + 4Mo + 5V is an index of hardenability. If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability is too high. In this case, when the bolt steel is rolled into a wire, bainite is generated, and the strength and hardness of the steel are increased. Therefore, cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step. When fn1 is 4.9 to 6.1, excellent hardenability can be obtained.
  • a preferred lower limit of fn1 is 4.95.
  • a preferable upper limit of fn1 is 6.0.
  • the bolt according to the present embodiment further satisfies the formula (3).
  • [Solubility Cr] /Cr ⁇ 0.70 (3) The solid solution Cr amount (mass%) in the bolt is substituted for [solid solution Cr] in the formula (3), and the Cr content (mass%) in the chemical composition of the bolt is substituted for Cr.
  • Fn3 [Solubility Cr] / Cr indicates the ratio of the amount of solute Cr in the bolt to the Cr content in the chemical composition.
  • fn3 is high, more Cr is dissolved. Therefore, the strength of tempered martensite against hydrogen embrittlement increases, and the hydrogen embrittlement resistance increases.
  • the bolt ratio HR is higher than 1.00, and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained.
  • a preferred lower limit of fn3 is 0.75.
  • the amount of solid solution Cr is measured by the following method. Take a specimen containing the central axis of the bolt. The test piece is electrolyzed in a 10% AA electrolyte solution. The 10% AA electrolyte is a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution. After electrolysis, the electrolyte solution is filtered using a filter having a pore size of 0.1 ⁇ m to collect the residue. The amount (% by mass) of Cr in the collected residue is analyzed using an inductively coupled plasma (ICP) mass spectrometer. The amount of Cr in the residue means the amount of Cr other than the amount of solid solution Cr (that is, the amount of Cr in Cr precipitates such as Cr carbonitride).
  • ICP inductively coupled plasma
  • the amount of solid solution Cr (mass%) is calculated
  • Solid solution Cr content Cr content of the entire bolt-Cr content in the residue (B) Using the obtained solid solution Cr amount, fn3 is obtained.
  • the surface layer from the surface of the bolt to a depth of 50 ⁇ m (if a coating such as a plating layer is formed on the surface of the bolt, the depth is 50 ⁇ m from the surface of the material (base metal) of the bolt itself from which the coating has been removed).
  • the formula (4) is satisfied. Ps / Pc ⁇ 1.2 (4)
  • the P content of the bolt surface layer is not excessively higher than the P content inside the bolt. Therefore, excessive P can be prevented from segregating at the grain boundary in the surface layer, and the hydrogen embrittlement resistance is further improved.
  • the surface P content Ps is obtained by the following method.
  • the P content (mass%) in the range (surface layer) from the surface to the depth of 50 ⁇ m is determined at any one location of the bolt. Specifically, P content is measured at a pitch of 1 ⁇ m from the surface of the bolt to a depth of 50 ⁇ m using an electron beam microanalyzer (EPMA) device. The average of the measured P concentration is defined as the P concentration Ps of the surface layer.
  • Pc is the P content (% by mass) in the chemical composition of the bolt.
  • a lubricating film (lubricant) that does not contain P may be applied during wire drawing.
  • the lubricant film may be removed from the bolt surface before quenching, which will be described later.
  • the matrix structure of the bolt of this embodiment is a tempered martensite single phase. That is, in the matrix structure, the area ratio of tempered martensite is 100%.
  • a molten steel having the above chemical composition is produced.
  • a slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel.
  • an ingot is manufactured by an ingot-making method using molten steel.
  • the produced slab or ingot is rolled into a steel slab.
  • a steel piece is hot-worked to obtain a steel material (wire) for bolts. Hot working is, for example, hot rolling.
  • Bolt manufacturing process In the bolt manufacturing process, bolts are manufactured using steel materials for bolts.
  • the bolt manufacturing process includes a wire drawing process, a cold forging process, and a quenching and tempering process. Hereinafter, each process will be described.
  • the holding time of 700 ° C. or higher is set to less than 40 minutes for the steel material.
  • it can suppress that the carbide
  • a bolt manufactured by cold forging is quenched and tempered under known conditions to adjust the tensile strength of the bolt to 1000 to 1300 MPa.
  • a lubricating coating containing P typified by a phosphate coating is used during the wire drawing step, the surface of the steel (steel wire) is preferably subjected to alkali cleaning before quenching as described above. Thereby, P on the surface is removed, and the bolt after tempering satisfies the formula (4).
  • the bolt of the present invention is manufactured by the above manufacturing process.
  • steel M had a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).
  • the steel wire of each test number was cold forged to produce the bolt shown in FIG.
  • the shape of the bolt was a metric screw conforming to JIS B0205, and more specifically, a fine screw (pitch 1.25 mm) having a nominal diameter (M) of 12 mm.
  • M nominal diameter
  • Each numerical value in the figure indicates the dimension (mm) of the corresponding part.
  • the critical diffusible hydrogen amount ratio HR was obtained using the formula (A) with reference to the critical diffusible hydrogen amount Href of the steel M having a chemical composition corresponding to SCM435.
  • Solid Cr content measurement test A test piece including the central axis of the bolt of each test number was collected, and the amount of solid solution Cr (mass%) was determined by the above-described method. Using the obtained solid solution Cr amount, fn3 was obtained.
  • the chemical composition of the bolts with test numbers 1 to 7 was appropriate. Further, fn1 satisfies the formula (1), fn2 satisfies the formula (2), and fn3 satisfies the formula (3). As a result, the bolts with these test numbers had a high limit of diffusible hydrogen content HR of more than 1.00 and excellent hydrogen embrittlement resistance despite the high tensile strength of 1000 to 1300 MPa. .
  • the Cr content of test number 8 was too low. Therefore, the ratio HR was as low as 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
  • test number 9 The Mn content of test number 9 was too high. Therefore, the cold workability of the bolt steel (wire) was low, and cracks were observed in the bolt after cold forging.
  • fn1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, even if the tempering temperature was lowered to 435 ° C., the tensile strength was less than 1000 MPa.
  • the bolt of test number 14 has a chemical composition corresponding to SCM435 in the JIS standard used for conventional bolts, and the amount of critical diffusion hydrogen is defined as the standard (Href) of the critical diffusion hydrogen amount ratio HR. did.

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Abstract

高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有するボルトを提供する。本発明の実施の形態によるボルトは、質量％で、Ｃ：０．３２～０．３９％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０～０．６５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．８５～１．２５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｂ：０．００１０～０．００３０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｖ：０～０．０５％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、及び、Ｎｂ：０～０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有し、式（３）を満たす。　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）

Description

ボルト
　本発明は、ボルトに関し、さらに詳しくは、高強度のボルトに関する。
　近年、環境問題等に対応するため、自動車、産業機械、建築等に用いられる部材に対して、軽量化及び高強度化が求められている。特に、エンジンシリンダーヘッドボルト、コンロッドボルトに代表される、自動車用ボルトでは、１０００ＭＰａ以上の引張強さが要求されている。
　しかしながら、ボルトの引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度になれば、水素脆化感受性が高まり、耐水素脆化（遅れ破壊）特性が低下する。このような高強度のボルトの素材として、Ｍｏ等の合金元素を多量に含有するＳＣＭ鋼（ＪＩＳ規格）、及び、Ｖ等の高価な合金元素を含有する合金鋼等が用いられている。これらの合金鋼は、線材に製造され、さらに伸線及び冷間鍛造されてボルトに製造される。
　上述の合金鋼をボルトとして使用した場合、耐水素脆化特性が高まる。しかしながら、これらの合金鋼は合金元素を多量に含有するため、焼入れ性が高い。そのため、これらの合金鋼を熱間圧延して線材を製造した場合、ベイナイト等の硬質組織が形成される。硬質組織を含む線材は硬いため、伸線及び冷間鍛造しにくい。そのため、これらの合金鋼の線材を用いてボルトを形成する場合、通常、伸線及び冷間鍛造を実施する前に、複数回の軟化熱処理を実施する。複数の軟化熱処理は、ボルトの製造コストを引き上げる。したがって、製造コストを抑えつつ、高強度化及び優れた耐水素脆化特性を実現できるボルトが要求されている。
　線材製造時におけるベイナイトの生成を抑制するためには、鋼中のＭｏ及びＶ等の合金元素を低減すればよい。この場合、ベイナイトの生成が抑制されるため、軟化熱処理が省略又は簡略化できる。しかしながら、ボルトを高強度にすることが困難となり、さらに、耐水素脆化特性も低下する。
　高強度を有するボルトはたとえば、下記の複数の特許文献に提案されている。これらの特許文献に提案されたボルトは、ボロンを含有することにより焼入れ性を高めたり、粒界を強化して、強度を高めている。
　具体的には、特開平１０－５３８３４号公報（特許文献１）に開示されたボルトは、質量％でＢ：０．０００８～０．００４％、Ｃ：０．４％以下、Ｔｉ：０．０２５～０．０６％、Ｎ：０．００６％以下を含有する。このボルトでは、熱間圧延時のフェライト結晶粒度ＦＧｃとＴｉＮを除くＴｉ化合物との関係が、［ＴｉＮを除くＴｉ化合物量／ＦＧｃ１／２］×１０００≧３を満たす。さらに、オーステナイト結晶粒度番号が５以上である。これにより、引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ２を超える、と特許文献１には記載されている。
　しかしながら、特許文献１のボルトでは、Ｍｎ含有量が高く、Ｃｒ含有量が低い場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。
　特表２００９－５２１６００号公報（特許文献２）に開示されたボルトは、重量％で、炭素が０．３５～０．５５％、シリコンが０．０５～２．０％、マンガンが０．１～０．８％、ボロンが０．００１～０．００４％、クロムが０．３～１．５％、全酸素（Ｔ．Ｏ）が０．００５％以下、リンが０．０１５％以下、硫黄が０．０１０％以下を含有し、さらにバナジウムが０．０５～０．５％、ニオブが０．０５～０．５％、ニッケルが０．１～０．５％、モリブデンが０．１～１．５％及びチタンが０．０１～０．１％からなるグループから選ばれた少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有する。このボルトは、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる内部組織を有し、内部組織のうち、フェライトの含有量が面積率で３～１０％である。このボルトは、優れた耐遅れ破壊特性と高強度化を実現する、と特許文献２には記載されている。
　しかしながら、特許文献２で提案されたボルトは、ボルトの内部組織として面積率で３～１０％の軟質なフェライトと焼戻しマルテンサイトとの複合組織鋼である。そのため、焼戻しマルテンサイト単相の組織を有する鋼の場合と比較して、ボルト強度が低下しやすい。そのため、所望の強度レベルに調整するためには焼戻しマルテンサイト単相の鋼に比べて、より低温での焼戻し処理が必要となる。その結果、所望強度における耐水素脆化特性が低下する場合がある。さらに、製造工程において、再焼入れ及び焼戻し等、フェライト組織の調整処理が必要となる。そのため、製造コストが高くなる。
　特開２００８－１５６６７８号公報（特許文献３）に開示された高強度ボルトは、質量％で、Ｃ：０．１５％超０．３０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｍｏ：０．３％以上０．５％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼を焼入れた後、１００～４００℃で焼戻し処理を実施して、焼入後の平均旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織とする。これにより、ボルト強度範囲が約１２００～１８００ＭＰａの耐遅れ破壊特性及び耐腐食性に優れた高強度ボルトが得られる、と特許文献３には記載されている。
　しかしながら、特許文献３のボルトでは、Ｍｏが０．３～０．５％含有されるため、焼入れ性が高くなりすぎる。そのため、伸線及び冷間鍛造前に長時間の軟化熱処理を実施する必要がある。この場合、耐水素脆化特性が低くなる場合がある。
　特開２０１２－１６２７９８号公報（特許文献４）に開示された高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％未満、Ｓｉ：０．２０～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％およびＮ：０．００２～０．０１０％を夫々含有し、Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０～３．０％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。この鋼ではさらに、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］とＣ含有量［Ｃ］との比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上である。これにより、ＣｒやＭｏ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、１１００ＭＰａ以上の高強度であっても耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルトが得られる、と特許文献４には記載されている。
　しかしながら、特許文献４では、Ｎｉ含有量が高い。そのため、焼入れ性が高くなりすぎる場合がある。そのため、伸線及び冷間鍛造前に長時間の軟化熱処理を実施する必要がある。この場合、耐水素脆化特性が低くなる場合がある。
　特開平１１－９２８６８号公報（特許文献５）に開示された冷間鍛造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｃｒ：０．５０～１．２０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｔｉ：０．０２０～０．１００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１００％以下（０％を含む）に各々制限し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。さらに、鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）のうち１種又は２種の粒子の総個数が２０個／１００μｍ２以上である。これにより、結晶粒の粗大化を防止して耐遅れ破壊特性を改善できる、と特許文献５には記載されている。
　しかしながら、特許文献５はボルトに特化した技術ではなく、ボルトを製造した場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。
特開平１０－５３８３４号公報 特表２００９－５２１６００号公報 特開２００８－１５６６７８号公報 特開２０１２－１６２７９８号公報 特開平１１－９２８６８号公報
　本発明の目的は、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有するボルトを提供することである。
　本発明の実施形態によるボルトは、質量％で、Ｃ：０．３２～０．３９％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０～０．６５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．８５～１．２５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｂ：０．００１０～０．００３０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｖ：０～０．０５％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、及び、Ｎｂ：０～０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有し、式（３）を満たす。
　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）
　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）
　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）
　ここで、式（１）～（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）及び式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。式（３）の［固溶Ｃｒ］には、ボルト中の固溶Ｃｒ量（質量％）が代入される。
　本発明の実施形態によるボルトは、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する。
図１は、限界拡散水素量と、ボルト中のＭｎ／Ｃｒとの関係を示す図である。 図２は、環状Ｖノッチ付きの試験片の側面図である。 図３は、実施例で製造したねじの側面図及び正面図である。
　本発明者らは、Ｍｏ、Ｖ等の高価な合金元素を多量に含有せず、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＢ等を含有するボロン含有鋼を用いて、ボルトの引張強度、耐水素脆化特性に及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　［ボルトの引張強度について］
　ボルトの引張強度を１０００～１３００ＭＰａの高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。この場合、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、上記引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼材が望ましい。
　ボルトの化学組成が式（１）を満たす場合、優れた冷間加工性及び焼入れ性が得られる。
　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｍｏ及びＶに関しては、これらの元素が不純物レベルである場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
　ｆｎ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖと定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、ｆｎ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。
　ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、ボルト用鋼が線材に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、強度及び硬さが高まる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、冷間加工性が得られない。ｆｎ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、軟化熱処理を省略しても、又は、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。
　［耐水素脆化特性について］
　［Ｍｎ／Ｃｒと耐水素脆化特性との関係について］
　ボルトの引張強度が１０００～１３００ＭＰａの高強度であっても、式（２）を満たせば、優れた耐水素脆化特性が得られる。
　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。以降の説明において、ｆｎ２＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。ｆｎ２は式（２）の左辺に相当する。以下、式（２）について説明する。
　図１は、限界拡散水素量と、ｆｎ２との関係を示す図である。図１は次の方法により得られた。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｍを真空溶製して５０ｋｇのインゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　製造されたインゴットを１２００～１３００℃に加熱した後、熱間圧延を想定した熱間鍛伸を実施して、直径１５ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造後の丸棒を大気中で放冷した。続いて、丸棒に対して、ボルト成形後の熱処理を想定した焼入れ及び焼戻しを実施して、丸棒の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。引張強度が調整された丸棒に対して機械加工を実施して、図２に示す環状Ｖノッチ付きの試験片を作製した。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。
　電解チャージ法を用いて、各鋼Ａ～Ｍの試験片中に種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。その後、各試験片の表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素が外部へ漏れるのを防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａの引張応力が負荷されるように一定荷重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各鋼において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃ（ｐｐｍ）と定義した。
　さらに、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆ（ｐｐｍ）を基準として、限界拡散性水素量比ＨＲ（以下、単に比ＨＲという）を次の式（Ａ）で定義した。
　ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ　（Ａ）
　比ＨＲは耐水素脆化特性の指標である。得られた比ＨＲと各鋼のｆｎ２とに基づいて、図１を作成した。
　図１を参照して、ｆｎ２が低下するほど、つまり、Ｃｒ含有量に対するＭｎ含有量の比が小さくなるほど、比ＨＲは顕著に高まる。そして、ｆｎ２が０．５５以下になれば、比ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。
　［固溶Ｃｒと耐水素脆化特性との関係について］
　耐水素脆化特性にはさらに、ボルト中の固溶Ｃｒ量が影響する。ボルトが式（３）を満たせば、耐水素脆化特性が高まる。
　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）
　ここで、式（３）中の［固溶Ｃｒ］には、ボルト中の固溶Ｃｒ量（質量％）が代入され、Ｃｒには、ボルトの化学組成におけるＣｒ含有量（つまり、全Ｃｒ含有量、単位は質量％）が代入される。
　本発明者らは、固溶Ｃｒは焼戻しマルテンサイトの水素脆化に対する強度を高めることを初めて知見した。本実施形態のボルトのマトリクス組織は焼戻しマルテンサイト単相である。そのため、ボルト中の固溶Ｃｒ量が高まれば、焼戻しマルテンサイト単相へのＣｒ固溶量が高まるため、ボルトの耐水素脆化特性が高まる。ｆｎ３＝［固溶Ｃｒ］／Ｃｒと定義する。ｆｎ３が０．７０以上であれば、焼戻しマルテンサイトの強度を高めるための固溶Ｃｒ量が十分であるため、優れた耐水素脆化特性が得られる。
　従来のように、熱間加工により鋼材（たとえば線材）とした後、長時間の軟化熱処理を複数回実施すれば、製造後のボルトには、多数のＣｒ炭窒化物が形成される。この場合、ボルト中の固溶Ｃｒ量が低下する。そのため、ｆｎ３が式（３）を満たさなくなる。
　そこで、本実施形態では、熱間加工後の鋼材に対して、伸線前及び冷間鍛造前に軟化を目的とした熱処理を実施しない、又は、熱処理を実施する場合であっても、鋼材に対して７００℃以上の保持時間を４０分未満とする。この場合、仮に、熱処理を実施した場合であっても、Ｃｒを含有した炭化物の生成が抑制される。その結果、ｆｎ３が式（３）を満たす程度の十分な固溶Ｃｒ量を維持することができる。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるボルトは、質量％で、Ｃ：０．３２～０．３９％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０～０．６５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．８５～１．２５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｂ：０．００１０～０．００３０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｖ：０～０．０５％、及び、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、及び、Ｎｂ：０～０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有し、式（３）を満たす。
　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）
　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）
　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）
　ここで、式（１）～（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）及び式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。式（３）の［固溶Ｃｒ］には、ボルト中の固溶Ｃｒ量（質量％）が代入される。
　上記化学組成は、Ｍｏ：０．０１～０．０５％、Ｖ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．０３～０．５０％、及び、Ｎｉ：０．０３～０．３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　上記化学組成は、Ｎｂ：０．００１５～０．０５％を含有してもよい。
　好ましくは、ボルトの表面から５０μｍ深さまでの表層におけるＰ含有量をＰｓ（質量％）とし、ボルトの中心軸でのＰ含有量をＰｃ（質量％）としたとき、式（４）を満たす。
　Ｐｓ／Ｐｃ≦１．２　（４）
　この場合、耐水素脆化特性がさらに高まる。
　以下、本実施形態によるボルトについて詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態のボルトの化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．３２～０．３９％
　炭素（Ｃ）は、ボルトの焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後のボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上に高める。Ｃ含有量が０．３２％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間加工後のボルト用鋼材の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。そのため、伸線、及び、冷間鍛造等の冷間加工を実施する前の鋼材に対して、軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならず、製造コストが高くなる。軟化熱処理を実施した場合さらに、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３２～０．３９％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３３％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％である。
　Ｓｉ：０．１５％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、焼入れ性を高めてボルトの強度を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｍｎ：０．４０～０．６５％
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。Ｍｎ含有量が０．４０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎ、ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０～０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｃｒ：０．８５～１．２５％
　クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。Ｃｒはさらに、ボルト中の焼戻しマルテンサイトに固溶して、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Ｃｒ含有量が０．８５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎ、ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．８５～１．２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％である。Ｃｒ含有量の上限は１．２０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、粗大な酸化物系介在物が生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５５％である。本発明によるボルトの化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）は鋼中のＮと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成する。ＴｉＮの生成により、ＢＮの生成が抑制され、固溶Ｂ量が増える。その結果、鋼材の焼入れ性が高まる。Ｔｉはさらに、Ｃと結合して炭化物（ＴｉＣ）を形成して結晶粒を微細化する。これにより、ボルトの耐水素脆化特性が高まる。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大なＴｉＮが多量に生成する。この場合、冷間加工性及び耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。
　Ｂ：０．００１０～０．００３０％
　ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。
　Ｎ：０．００１５～０．００８０％
　窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が０．００１５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、その効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量を低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１５～０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％である。
　Ｏ：０．００１５％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．００１５％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　本実施形態によるボルトの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ボルトを工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　上述のボルトはさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
　Ｍｏ：０～０．０５％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．０５％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　Ｖ：０～０．０５％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０５％である。上記効果をより有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらＣｕ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｎｉ：０～０．３０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。Ｎｉはさらに、焼入れ後の鋼材の靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　本実施形態によるボルトの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
　Ｎｂ：０～０．０５％
　ニオブ（Ｎｂ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Ｎｂはさらに、ボルトの耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えれば、粗大な炭化物等が生成して鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
　［式（１）について］
　本発明によるボルトの化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）
　式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。
　ｆｎ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖは、焼入れ性の指標である。ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高すぎる。この場合、ボルト用鋼が線材に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、鋼材の強度及び硬さが高まる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、冷間加工性が得られない。ｆｎ１が４．９～６．１であれば、優れた焼入れ性を得ることができる。さらに、軟化熱処理を省略、又は、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。ｆｎ１の好ましい下限は４．９５である。ｆｎ１の好ましい上限は６．０である。
　［式（２）について］
　本発明によるボルトの化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）
　ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ２＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。図１を参照して、ｆｎ２が低下するほど、比ＨＲは顕著に高まる。そして、ｆｎ２が０．５５以下になれば、比ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。ｆｎ２の好ましい上限は０．５０である。
　［式（３）について］
　本実施形態によるボルトはさらに、式（３）を満たす。
　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）
　式（３）の［固溶Ｃｒ］には、ボルト中の固溶Ｃｒ量（質量％）が代入され、Ｃｒにはボルトの化学組成におけるＣｒ含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ３＝［固溶Ｃｒ］／Ｃｒは、化学組成におけるＣｒ含有量に対する、ボルト中の固溶Ｃｒ量の比を示す。ｆｎ３が高い場合、より多くのＣｒが固溶している。そのため、焼戻しマルテンサイトの水素脆化に対する強度が高まり、耐水素脆化特性が高まる。式（２）を満たし、かつ、式（３）を満たした場合、ボルトの比ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。ｆｎ３の好ましい下限は０．７５である。
　固溶Ｃｒ量は次の方法で測定される。ボルトの中心軸を含む試験片を採取する。試験片を１０％ＡＡ系電解液中で電解する。１０％ＡＡ系電解液とは、１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール溶液である。電解後、０．１μｍの孔径のフィルターを用いて電解液を濾過して残渣を回収する。回収された残渣中のＣｒ量（質量％）を、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）質量分析装置を用いて分析する。残渣中のＣｒ量は、固溶Ｃｒ量以外のＣｒ量（つまり、Ｃｒ炭窒化物等のＣｒ析出物中のＣｒ量）を意味する。したがって、残渣中のＣｒ量を用いて、次の式（Ｂ）により固溶Ｃｒ量（質量％）を求める。
　固溶Ｃｒ量＝ボルト全体のＣｒ含有量－残渣中のＣｒ量　（Ｂ）
　得られた固溶Ｃｒ量を用いて、ｆｎ３を求める。
　［式（４）について］
　好ましくは、ボルトの表面から５０μｍ深さ（ボルトの表面にめっき層等の被膜が形成されている場合は、被膜を除去したボルト自体の素材（地金）の表面から５０μｍ深さ）までの表層におけるＰ含有量をＰｓ（質量％）として、ボルトの中心軸でのＰ含有量をＰｃ（質量％）としたとき、式（４）を満たす。
　Ｐｓ／Ｐｃ≦１．２（４）
　この場合、ボルト表層のＰ含有量が、ボルト内部のＰ含有量よりも過剰に高くならない。そのため、表層において過剰なＰが粒界に偏析するのを抑制でき、耐水素脆化特性がさらに高まる。
　表層のＰ含有量Ｐｓは次の方法で求める。ボルトの任意の１箇所において、表面から５０μｍ深さまでの範囲（表層）のＰ含有量（質量％）を求める。具体的には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）装置を用いて、ボルトの表面から５０μｍ深さまで、１μｍピッチでＰ含有量を測定する。測定されたＰ濃度の平均を、表層のＰ濃度Ｐｓと定義する。得られたＰ含有量Ｐｓを用いて、ｆｎ４＝Ｐｓ／Ｐｃを求める。ここで、Ｐｃはボルトの化学組成におけるＰ含有量（質量％）とする。
　式（４）を満たすボルトを製造するためには、伸線時にＰを含有しない潤滑被膜（潤滑剤）を適用すればよい。又は、Ｐを含有する潤滑被膜を使用して冷間加工を実施した後、後述の焼入れ処理前にその潤滑被膜をボルト表面から除去すればよい。
　［ボルトの組織］
　本実施形態のボルトのマトリクス組織は、焼戻しマルテンサイト単相である。つまり、マトリクス組織において、焼戻しマルテンサイトの面積率は１００％である。
　［製造方法］
　本発明によるボルトの製造方法の一例について説明する。初めに、周知の製造方法によりボルト用鋼材を製造する（素材製造工程）。その後、ボルト用鋼材を用いて、ボルトを製造する（ボルト製造工程）。以下、各工程について説明する。
　［素材製造工程］
　上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。製造された鋳片又はインゴットを分塊圧延して鋼片にする。鋼片を熱間加工して、ボルト用鋼材（線材）とする。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。
　［ボルト製造工程］
　ボルト製造工程では、ボルト用鋼材を用いてボルトを製造する。ボルト製造工程は、伸線工程、冷間鍛造工程、及び、焼入れ及び焼戻し工程を含む。以下、それぞれの工程について説明する。
　［伸線工程］
　初めに、線材に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。
　好ましくは、Ｐを含有しない潤滑被膜を用いる。又は、リン酸塩被膜を用いた場合、後述の焼入れ工程前において、鋼材（鋼線）表面を洗浄又は酸洗して、リン酸塩被膜を表面から除去する。洗浄はたとえば周知のアルカリ洗浄である。この場合、製造されたボルトが式（４）を満たす。
　［冷間鍛造工程］
　伸線後の鋼材を所定の長さに切断して、切断された鋼材に対して冷間鍛造を実施してボルトを製造する。
　［軟化熱処理について］
　従前の高強度のボルトの製造方法では、強度が高すぎるボルト用鋼材（線材）の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明によるボルトでは、式（１）を満たすことにより、このような軟化熱処理を省略又は簡素化する。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができ、さらに、ボルトの耐水素脆化特性を高めることができる。
　簡素化された軟化熱処理を実施する場合、鋼材に対して７００℃以上の保持時間を４０分未満とする。この場合、Ｃｒを含有する炭化物が過剰に生成するのを抑制でき、ボルト中の固溶Ｃｒ量を十分に確保でき、式（３）を満たす。そのため、製造されたボルトが優れた耐水素脆化特性を有する。
　［焼入れ及び焼戻し工程］
　冷間鍛造により製造されたボルトに対して、周知の条件で焼入れ及び焼戻しを実施して、ボルトの引張強度を１０００～１３００ＭＰａに調整する。伸線工程時にリン酸塩被膜に代表されるＰを含有する潤滑被膜を利用する場合、上述のとおり、好ましくは、焼入れを実施する前に、鋼材（鋼線）の表面をアルカリ洗浄する。これにより、表面のＰが除去され、焼戻し後のボルトが式（４）を満たす。
　以上の製造工程により、本発明のボルトが製造される。
　表２の化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を参照して、上述のとおり、鋼ＭはＪＩＳ　Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。
　溶鋼を用いて連続鋳造法により横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。ビレットを熱間加工（熱間圧延）して、直径１１．５ｍｍの線材を製造した。
　表３に示す各試験番号の線材に対して、伸線加工を実施して鋼線を製造した。このとき、試験番号２、５、１４及び１５に対して、軟化を目的とした熱処理を実施した。熱処理条件（熱処理温度、熱処理時間、熱処理後の冷却方法）は、表３のとおりであった。また、熱処理において７００℃以上で線材が保持された時間（分）は、表３のとおりであった。なお、伸線加工前において、各試験番号の線材に対してリン酸塩処理を実施して、線材表面にリン酸塩被膜を形成した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各試験番号の鋼線に対して冷間鍛造を実施して図３に示すボルトを製造した。図３を参照して、ボルトの形状は、ＪＩＳ　Ｂ０２０５に準拠したメートルねじであって、より具体的には、呼び径（Ｍ）が１２ｍｍの細目ねじ（ピッチ１．２５ｍｍ）であった。図中の各数値は、対応する部位の寸法（ｍｍ）を示す。
　ボルトを成形した後、ボルトを目視で観察して割れの発生の有無を調査した。
　割れが観察されなかった試験番号のボルトに対して、焼入れ及び焼戻し処理を実施して、引張強度が１０００～１３００ＭＰａとなるように調整した。焼入れ処理を実施する前に、試験番号１～６、８～１５のボルト表面をアルカリ洗浄してリン酸塩被膜を除去した。一方、試験番号７のボルトに対してはアルカリ洗浄を実施しなかった。そのため、試験番号７のボルトに対しては、リン酸塩被膜が付着した状態で焼入れ処理を実施した。
　焼入れ処理では、表３に示す焼入れ温度（℃）で４０分保持した後、油冷した。焼戻し処理では、表３に示す焼戻し温度で７０分保持した。以上の工程により、ボルトを製造した。
　なお、所望のボルト引張強度（１０００ＭＰａ～１３００ＭＰａ）を得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満になる場合については、ボルトの強度不足と判断し、本発明の対象外とした。
　［引張試験］
　ＪＩＳ　Ｂ１０５１（２０００）に準拠して、室温（２５℃）、大気中にて各試験番号のボルトの引張強度（ＭＰａ）を測定した。測定結果を表３に示す。
　［耐水素脆化特性評価試験］
　各試験番号のボルトに対して、電解チャージ法を用いて、種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中にボルトを浸漬した。ボルトを浸漬した状態で、ボルトの表面にアノード電位を発生させて水素をボルト内に取り込んだ。
　ボルト内に水素を導入した後、ボルト表面に亜鉛めっき被膜を形成し、ボルト中の水素のボルト外部への漏れを防止した。続いて、ボルトの引張強度の９５％の引張強度を負荷した定荷重試験を実施した。試験中に破断したボルト、及び破断しなかったボルトに対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、ボルト中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
　さらに、ＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
　［固溶Ｃｒ量測定試験］
　各試験番号のボルトの中心軸を含む試験片を採取し、上述の方法により固溶Ｃｒ量（質量％）を求めた。求めた固溶Ｃｒ量を用いて、ｆｎ３を求めた。
　［表層のＰ濃度測定試験］
　各試験番号のボルトのねじ部において、任意のねじ底部を１箇所選定し、上述の方法により、表層のＰ含有量Ｐｓ（質量％）を求めた。求めたＰ含有量Ｐｓを用いて、ｆｎ４＝Ｐｓ／Ｐｃを求めた。ここで、Ｐｃはボルトの化学組成におけるＰ含有量（表２中のＰ含有量）とした。
　［試験結果］
　表３に試験結果を示す。
　試験番号１～７のボルトの化学組成は適切であった。さらに、ｆｎ１は式（１）を満たし、ｆｎ２は式（２）を満たし、ｆｎ３は式（３）を満たした。その結果、これらの試験番号のボルトは、引張強度が１０００～１３００ＭＰａと高強度であるにもかかわらず、限界拡散性水素量比ＨＲが１．００よりも高く、耐水素脆化特性に優れた。
　さらに、試験番号１～６のボルトでは、アルカリ洗浄によりリン酸塩被膜を除去したため、ｆｎ４（＝Ｐｓ／Ｐｃ）が式（４）を満たした。そのため、ｆｎ４が式（４）を満たさなかった試験番号７と比較して、比ＨＲが高かった。
　一方、試験番号８のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、比ＨＲが１．００以下と低く、耐水素脆化特性が低かった。
　試験番号９のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、ボルト用鋼材（線材）の冷間加工性が低く、冷間鍛造後のボルトに割れが観察された。
　試験番号１０のボルトでは、ｆｎ１が式（１）の下限未満であった。そのため、焼戻し温度を４３５℃まで下げても、引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
　試験番号１１のボルトでは、ｆｎ１が式（１）の上限を超えた。そのため、ボルト用鋼材（線材）の冷間加工性が低く、冷間鍛造後のボルトに割れが観察された。
　試験番号１２及び１３では、ｆｎ２（＝Ｍｎ／Ｃｒ）が式（２）を満たさなかった。そのため、比ＨＲが１．００未満となり、耐水素脆化特性が低かった。
　試験番号１４のボルトは、従来のボルトに使用されているＪＩＳ規格におけるＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有しており、その限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。
　試験番号１５では、軟化熱処理時において、７００℃以上での保持時間が４０分以上であった。そのため、ｆｎ３（＝［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ）が式（３）を満たさなかった。そのため、比ＨＲが１．００未満となり、耐水素脆化特性が低かった。軟化熱処理によりＣｒ炭窒化物が生成して固溶Ｃｒが低下し、その結果、耐水素脆化特性が低かったと考えられる。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３２～０．３９％、
    　Ｓｉ：０．１５％以下、
    　Ｍｎ：０．４０～０．６５％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下、
    　Ｃｒ：０．８５～１．２５％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、
    　Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００１５～０．００８０％、
    　Ｏ：０．００１５％以下、
    　Ｍｏ：０～０．０５％、
    　Ｖ：０～０．０５％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．３０％、及び、
    　Ｎｂ：０～０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
    　１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有し、
    　式（３）を満たす、ボルト。
    　４．９≦１０Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋５Ｖ≦６．１　（１）
    　Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５　（２）
    　［固溶Ｃｒ］／Ｃｒ≧０．７０　（３）
    　ここで、式（１）～（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。式（３）の［固溶Ｃｒ］には、前記ボルト中の固溶Ｃｒ量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載のボルトであって、
    　Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
    　Ｖ：０．００５～０．０５％、
    　Ｃｕ：０．０３～０．５０％、及び、
    　Ｎｉ：０．０３～０．３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ボルト。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載のボルトであって、
    　Ｎｂ：０．００１５～０．０５％を含有する、ボルト。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のボルトであって、
    　前記ボルトの表面から５０μｍ深さまでの表層におけるＰ含有量をＰｓ（質量％）とし、前記ボルトの中心軸でのＰ含有量をＰｃ（質量％）としたとき、式（４）を満たす、ボルト。
    　Ｐｓ／Ｐｃ≦１．２　（４）
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