WO2020162616A1 - ボルト、及びボルト用鋼材 - Google Patents

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delayed fracture
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真吾 山▲崎▼
美百合 梅原
敏之 真鍋
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Definitions

  • the present disclosure relates to bolts and steel materials for bolts.
  • Delayed fracture is a phenomenon in which a component placed under static stress suddenly and brittlely fractures after a certain period of time. Delayed fracture is a phenomenon caused by the penetration of hydrogen, and the higher the strength of the steel material, the lower the critical value of the amount of hydrogen penetration leading to delayed fracture.
  • the bolt is used outdoors, particularly when it is used in an environment where seawater, snow-melting salt, etc. come in, the amount of hydrogen invading increases due to salt deposition, and the possibility of delayed fracture increases.
  • Patent Document 1 discloses a bolt and a steel material that utilize V carbonitride that serves as a hydrogen trap site and have a tensile strength of 1200 to 1600 MPa and excellent delayed fracture resistance.
  • Patent Document 2 discloses a steel for high-strength bolts having a tensile strength of 125 kgf/mm 2 or more and excellent in delayed fracture resistance.
  • Patent Document 3 discloses a method for producing a high-strength bolt having a tensile strength of 1600 MPa or more, which is advantageous in preventing hydrogen embrittlement typified by delayed fracture and which is excellent in delayed fracture resistance.
  • Patent Document 4 a high-strength steel excellent in delayed fracture resistance and a high strength thereof capable of further suppressing hydrogen embrittlement represented by a delayed fracture phenomenon that appears with an increase in strength of a steel material. High strength bolts made of steel are disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-276637
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-278735
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-31736
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-104070
  • an object of the present disclosure is to provide a bolt that exhibits excellent delayed fracture resistance at a strength level of a tensile strength of 1200 MPa or more and less than 1600 MPa, and a material thereof, in which the possibility of delayed fracture is generally very high. To provide steel materials for bolts.
  • the inventors have adopted a steel material having a predetermined chemical composition as a bolt and having Mo and V contents satisfying the following formulas (1) and (2), thereby forming MC that becomes a hydrogen trap site. It was found that the type carbides were dispersed in the bolt. 0.48 ⁇ Mo/1.4+V ⁇ 1.10 (1) 0.80 ⁇ Mo/V ⁇ 3.00 (2) As a result, the inventors have found that a bolt having high strength and excellent delayed fracture resistance can be obtained. The above problem can be solved by the following means.
  • composition is% by mass, C: 0.35 to 0.45%, Si: 0.02 to 0.10%, Mn: 0.20 to 0.84%, Cr: 0.60 to 1.15%, V: 0.30 to 0.50%, Mo: 0.25-0.99%, Al: 0.010-0.100%, N: 0.0010 to 0.0150%, P: 0.015% or less, S: 0.015% or less, The balance: Fe and impurities, And, the following formula (1) and the following formula (2) are satisfied, A bolt having a tensile strength of 1200 MPa or more and less than 1600 MPa.
  • the "%" display of the content of each element of a chemical composition means “mass %.”
  • the content of each element in the chemical composition may be referred to as “elemental content”.
  • the content of C may be expressed as the amount of C.
  • the numerical range represented by "-” means a range including the numerical values described before and after "-” as the lower limit value and the upper limit value.
  • the numerical range means a range that does not include these numerical values as the lower limit value or the upper limit value.
  • the term “process” is included in this term not only as an independent process but also when it cannot be clearly distinguished from other processes as long as the intended purpose of the process is achieved.
  • (Essential element) C 0.35 to 0.45% C is an element that improves the strength of steel and increases the strength of bolts. If the C content is less than 0.35%, the strength required for the bolt cannot be obtained. On the other hand, when the C content is more than 0.45%, a large amount of alloy carbide remains undissolved during heating during quenching, the strength decreases at a predetermined tempering temperature, and the amount of precipitation of alloy carbide during tempering decreases relatively. Therefore, the hydrogen trapping ability becomes low. Therefore, the amount of C is set to 0.35 to 0.45%.
  • the preferable C amount is 0.37 to 0.42%, and the more preferable C amount is 0.39 to 0.41%.
  • Si 0.02 to 0.10% Si can improve the delayed fracture resistance by reducing the content.
  • the Si content is set to 0.10% or less.
  • the amount of Si is set to 0.02 to 0.10%.
  • the preferable Si amount is 0.02 to 0.08%, and the more preferable Si amount is 0.03 to 0.06%.
  • Mn 0.20 to 0.84% Mn combines with S to form MnS and prevents the grain boundary segregation of S. It also has the effect of improving hardenability. If the amount of Mn is less than 0.20%, the segregation of S in the grain boundaries becomes large, and the delayed fracture resistance decreases. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 0.84%, the cold workability at the time of processing into the shape of a component is deteriorated and quench cracking easily occurs. Therefore, the Mn content is set to 0.20 to 0.84%. The preferred Mn content is 0.30 to 0.75%, and the more preferred Mn content is 0.40 to 0.70%.
  • Cr 0.60 to 1.15% Cr is an element effective for ensuring the hardenability of steel. If the amount of Cr is less than 0.60%, the effect of improving hardenability becomes insufficient. As a result, the strength becomes insufficient. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.15%, the cold workability of steel deteriorates. Further, when the Cr content exceeds 1.15%, cementite is stabilized and, during tempering, precipitation of MC type carbides ((Mo, V)C, etc.) having a high hydrogen trapping ability is inhibited, so that the desired hydrogen is obtained. You cannot get the trap effect. Therefore, the Cr amount is set to 0.60 to 1.15%. The preferable Cr amount is 0.70 to 1.00%, and the more preferable Cr amount is 0.80 to 0.90%.
  • V and Mo are important elements in this disclosure.
  • V and Mo are elements that form carbides.
  • MC type carbide ((V, Mo)C etc.) which is a carbide containing V and Mo is precipitated.
  • a large amount of fine MC type carbides can be precipitated by quenching the steel from the austenite region and then tempering it at a high temperature of 550 to 680°C. Precipitation of this fine MC-type carbide can increase the strength of the steel by precipitation strengthening.
  • the fine MC-type carbide functions as a trap site for higher hydrogen than VC and M 2 C-type carbides (Mo 2 C, etc.), and can improve delayed fracture resistance.
  • the trapped hydrogen is hydrogen fixed by the MC type carbide that cannot move freely in the steel.
  • the V content is 0.30 to 0.50% and the Mo content is 0.25 to 0.99%.
  • the preferred V content is 0.32 to 0.45%, the preferred Mo content is 0.40 to 0.90%, the more preferred V content is 0.35 to 0.40%, and the more preferred Mo content is 0. It is from 60 to 0.80%.
  • the value (Mo/1.4+V) of the formula (1) is less than 0.48, MC type carbides ((V, Mo)C, etc.) are not sufficiently precipitated, the hydrogen trapping ability is insufficient, and the delayed fracture resistance is low. Is reduced.
  • the value (Mo/1.4+V) of the formula (1) is 1.10 or more, the carbides cannot be completely dissolved during heating during quenching, and MC type carbides ((V, Mo)C etc.) are not formed after tempering. It coarsens and the delayed fracture resistance decreases.
  • the value (Mo/1.4+V) of the formula (1) is preferably 0.60 to 1.00, more preferably 0.80 to 0.90.
  • the value (Mo/V) of the formula (2) is 0.80 or less, MC type carbides ((V, Mo)C etc.) are not sufficiently precipitated, the hydrogen trapping ability is lowered and the delayed fracture strength is increased. Is reduced.
  • the value (Mo/V) of the formula (2) is 3.00 or more, the M 2 C type carbide (Mo 2 C) having a low hydrogen trapping ability is used instead of the MC type carbide ((V, Mo)C etc.). Etc.), the hydrogen trapping ability is insufficient, and the delayed fracture resistance decreases.
  • the value (Mo/V) of the formula (2) is preferably 1.20 to 2.70, more preferably 1.70 to 2.50.
  • Al 0.010-0.100%
  • Al is an element that functions as a deoxidizer, and is an element that forms a nitride and suppresses coarsening of austenite crystal grains during quenching and heating. In order to obtain these effects, it is necessary to contain Al by 0.010% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, coarse oxide-based inclusions remain in the steel and serve as the fracture starting point of the bolt. Further, the generation of MC type carbide is suppressed, and the hydrogen trap effect cannot be obtained. As a result, delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the Al amount is 0.010 to 0.100%.
  • the preferable Al amount is 0.012 to 0.050%, and the more preferable Al amount is 0.015 to 0.035%.
  • N 0.0010 to 0.0150%
  • N is an element that forms nitrides or carbonitrides and suppresses coarsening of austenite crystal grains during quenching and heating.
  • the N content needs to be 0.0010% or more.
  • the amount of N exceeds 0.0150%, coarse nitrides or carbonitrides are generated and serve as starting points of fracture. Further, the generation of MC type carbide is suppressed, and the hydrogen trap effect cannot be obtained. As a result, delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0010 to 0.0150%.
  • the preferable N amount is 0.0020 to 0.0100%, and the more preferable N amount is 0.0030 to 0.0060%.
  • P 0.015% or less
  • P is an impurity. It is preferable that the amount of P is as low as possible. P segregates at the austenite grain boundaries. If the P content exceeds 0.015%, the austenite grain boundaries after quenching and tempering become brittle and cause grain boundary cracking. Therefore, it is necessary to limit the P amount to a range of 0.015% or less.
  • the preferable upper limit of the amount of P is 0.012%.
  • P is an impurity element, but if it is within the above range, P may be contained in the bolt in an amount of more than 0%. However, the lower limit of the amount of P may be 0.005% or more from the viewpoint of reducing the P removal cost.
  • S 0.015% or less
  • S is an impurity. It is preferable that the amount of S is as low as possible.
  • S exists as Mn sulfide in the steel material. Mn sulfide generates hydrogen sulfide by a chemical reaction when the steel surface corrodes. When this hydrogen sulfide decomposes to generate hydrogen, hydrogen penetrates into the steel and reduces the delayed fracture strength. Further, Mn sulfide serves as a fracture starting point. Therefore, it is necessary to limit the amount of S to the range of 0.015% or less.
  • the preferable upper limit of the amount of S is 0.012%.
  • S is an impurity element, but if it is within the above range, S may be contained in the bolt in an amount of more than 0%. However, the lower limit of the amount of S may be 0.005% or more from the viewpoint of reducing the cost of removing S.
  • the bolt according to the present embodiment may contain at least one kind of Ti, Nb, B, Ni, Cu, W, REM, Sn, and Bi as an arbitrary element. Specifically, these optional elements may be contained in the range of 0% to the upper limit of each element described later.
  • Ti 0.100% or less
  • Ti is an element that combines with N and C in a steel material to form a carbonitride.
  • the carbonitrides pin the austenite grain boundaries to prevent coarsening of the structure.
  • 0.100% or less of Ti may be contained.
  • the Ti amount is preferably 0.100% or less, more preferably more than 0% to 0.100%, and further preferably 0.005 to 0.050%.
  • Nb 0.100% or less
  • Nb is an element that combines with N and C in a steel material to form a carbonitride. The carbonitrides pin the austenite grain boundaries and prevent the coarsening of the structure.
  • Nb may be contained in an amount of 0.100% or less.
  • the Nb amount is preferably 0.100% or less, more preferably more than 0% to 0.100%, and further preferably 0.005 to 0.050%.
  • B 0.0050% or less B improves the hardenability of the steel by only making a small solid solution in austenite.
  • B may be contained in the steel material in order to efficiently obtain martensite during carburizing and quenching.
  • the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably more than 0 to 0.0050%, and further preferably 0.0007 to 0.0030%.
  • Ni 0.20% or less
  • Ni is an element that enhances corrosion resistance and toughness, and may be contained in the bolt. If the amount of Ni becomes large, the effect commensurate with the cost cannot be obtained, so the upper limit of the amount of Ni is preferably 0.20%. On the other hand, the lower limit of the amount of Ni is preferably 0.01%.
  • Cu 0.20% or less Cu is an element that enhances corrosion resistance and may be contained in the bolt.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.20%.
  • the lower limit of the amount of Cu is preferably 0.01%.
  • W 0.50% or less W, like Mo, is an element that causes remarkable secondary hardening when tempered at a high temperature.
  • W MC type carbide ((V, Mo, W)C)
  • the strength of steel can be increased by precipitation strengthening.
  • the MC type carbide containing W functions as a hydrogen trap site having a high hydrogen trapping ability and can improve delayed fracture resistance. Therefore, the W amount is preferably 0.50% or less, more preferably more than 0 to 0.30%, further preferably 0.10 to 0.20%.
  • REM 0.020% or less REM (rare earth element) is a general term for a total of 17 elements of 15 elements from lanthanum with atomic number 57 to lutetium with atomic number 71, scandium with atomic number 21 and yttrium with atomic number 39. Is.
  • the bolt contains REM
  • the MnS particles are suppressed from being stretched during rolling of the steel for bolts and during hot forging, and an effect of suppressing cracking during cold forging is obtained.
  • the amount of REM exceeds 0.020%, a large amount of sulfide containing REM is generated, and the machinability of the steel material for bolts deteriorates. Therefore, the REM amount is preferably 0.020% or less as the total amount of the 17 elements, more preferably more than 0% to 0.020%, further preferably 0.001% to 0.010%.
  • Sn 0.10 or less Sn is an element that enhances corrosion resistance and may be contained in the bolt.
  • the upper limit of the Sn content is preferably 0.20%.
  • the lower limit of the Sn content is preferably 0.005%.
  • Bi 0.1 or less Bi is an element that enhances workability and may be contained in the bolt.
  • the upper limit of the amount of Bi is preferably 0.10%.
  • the lower limit of the Bi amount is preferably 0.005%.
  • the bolt according to the present embodiment may contain, as an optional element, at least one selected from the group consisting of the following elements. Specifically, these optional elements may be contained in the range of 0% to the upper limit of each element described later. Even if these arbitrary elements are included in the bolt within the range described later, the characteristics of the bolt are not affected. Pb: 0.05% or less Cd: 0.05% or less Co: 0.05% or less Zn: 0.05% or less Ca: 0.02% or less Zr: 0.02% or less
  • the balance of the chemical composition of the bolt according to this embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities mean elements mixed in from the ore used as a raw material of steel, scrap, or the environment in the manufacturing process.
  • the bolt according to the present embodiment preferably has 10 or more MC type carbides having a length of 5 nm or more per unit area of 0.01 ⁇ m 2 .
  • the fine plate-like MC type carbides precipitated in the tempering process have a higher hydrogen trapping ability than VC and M 2 C type carbides (Mo 2 C etc.) and contribute to the improvement of delayed fracture resistance.
  • the fine MC type carbide is an MC type carbide containing V and Mo in a total amount of 70 atom% or more with respect to M (metal element). Specifically, (V, Mo)C and (V, Mo, W)C correspond to the fine MC type carbide.
  • MC type carbides have a higher hydrogen trapping ability than VC and M 2 C type carbides (Mo 2 C etc.) and contribute to the improvement of delayed fracture resistance. Therefore, it is preferable that a predetermined amount of MC type carbide having a length of 5 nm or more is present. Therefore, the number density of MC type carbides having a length of 5 nm or more (the number of MC type carbides having a length of 5 nm or more existing per unit area 0.01 ⁇ m 2 ) is preferably 10 or more.
  • the number density of MC-type carbide is 15 or more, more preferably unit area 0.01 [mu] m 2 per more 20 unit area 0.01 [mu] m 2 per more preferably.
  • the upper limit of the number density of MC type carbides is, for example, 100 or less per unit area of 0.01 ⁇ m 2 from the viewpoint of suppressing the reduction of elongation and toughness.
  • the number density of MC type carbides is measured by producing a thin film test piece by the thin film method and measuring with a transmission electron microscope.
  • the measurement of the MC type carbide component is performed using a transmission microscope (TEM) with an energy dispersive X-ray analyzer (EDS) after preparing a test piece by the extraction replica method. Specifically, it is as follows.
  • test surface a part located at a depth of 2 mm from the surface of the bolt and having a surface parallel to the surface of the bolt.
  • the production of the thin film test piece by the thin film method is as follows. First, the original material is cut into a thickness of 0.5 mm with a precision cutting machine. Next, using emery paper of P320 to 1200, cutting and polishing are performed from both sides to a thickness of 60 ⁇ m, and a 3 mm ⁇ sample is punched out. After that, double-sided jet electropolishing is performed, and electropolishing is performed until a hole is opened in the center to obtain a thin film test piece for TEM observation.
  • the electropolishing is performed with Tenupol, and 100 ml perchloric acid-800 ml glacial acetic acid solution-100 ml methanol is used as the electropolishing liquid, and the electropolishing conditions are 30 V and 0.1 A. Further, the production of the test piece by the extraction replica method is as follows. First, the measurement surface of the sample collected from the steel member is electrolytically polished. The measurement surface of the sample after electropolishing is subjected to constant potential electrolysis at a potential of -200 mV using a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride (TMAC)-methanol solution. As a result, MC type carbide is exposed from the measurement surface of the sample.
  • TMAC acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride
  • the energization time is 30 to 60 seconds.
  • the film is peeled off and the MC type carbide is transferred onto the film.
  • Carbon is vapor-deposited on the transferred film to produce a carbon vapor-deposited film.
  • the carbon vapor deposition film is dipped in a methyl acetate solution to dissolve the acetyl cellulose film, and is scooped up with a Cu mesh having a diameter of 3 mm to obtain an extraction replica film (test piece by the extraction replica method).
  • the number density of MC type carbide is measured as follows. Three fields of view at arbitrary magnification of 400000 times (observation area: 0.25 ⁇ m ⁇ 0.25 ⁇ m) with the direction perpendicular to the ⁇ 001 ⁇ plane of the iron matrix as the electron beam incident direction. Observe. MC type carbide was identified by electron beam diffraction pattern analysis. Then, the length and the number of all MC type carbides existing in the area of 0.1 ⁇ m ⁇ 0.1 ⁇ m at the center of the observation screen were measured, and the number of MC type carbides having a length of 5 nm or more was measured. The average value of the two fields of view is obtained as "MC type carbide number density".
  • the length of the MC type carbide means the maximum length of the MC type carbide observed.
  • the TEM observation is performed by FE-TEM at an acceleration voltage of 200 kV.
  • the chemical composition of MC type carbide is measured as follows. An arbitrary field of view (field of view of observation area 0.5 ⁇ m ⁇ 0.5 ⁇ m) of the extracted replica film (measurement surface) as a test piece is observed at a magnification of 200,000. With respect to the components of the precipitate existing in the field of view to be observed, MC type carbide is identified by analysis of electron diffraction pattern of TEM and analysis by EDS, and atomic% of metal element in the carbide is measured by EDS analysis. The number of measurement is 5, and the average value of these is used as the metal element concentration. The analysis of the electron beam diffraction pattern of TEM and the analysis by EDS are performed by FE-TEM at an acceleration voltage of 200 kV.
  • the tensile strength measured by collecting a tensile test piece from the bolt is 1200 MPa or more and less than 1600 MPa.
  • the tensile strength is 1200 MPa or more, the bolt can be reduced in size and weight.
  • the tensile strength exceeds 1600 MPa, the possibility of delayed fracture increases even if the amount of invading hydrogen is small. Therefore, the tensile strength of the bolt is 1200 MPa or more and less than 1600 MPa.
  • the tensile strength of the bolt is a value measured according to JIS Z 2241:2011.
  • the tensile strength of the bolt shall be measured by collecting a test piece from the bolt as follows. From the shaft of the bolt, a No. 14A test piece in which the diameter of the parallel portion is 50% of the diameter of the bolt is cut out, and a tensile test is performed in the atmosphere at room temperature (25° C.) to determine the tensile strength.
  • the amount of trapped hydrogen after the cathode is charged with hydrogen and allowed to stand at room temperature (25° C.) for 48 hours is preferably 3.0 ppm or more. If the amount of trapped hydrogen is less than 3.0 ppm, hydrogen that has penetrated into the bolts may diffuse and accumulate at the former austenite crystal grain boundaries, which may increase the possibility of delayed fracture. Therefore, the trap hydrogen amount is preferably 3.0 ppm or more.
  • the amount of trapped hydrogen is measured by the temperature-programmed hydrogen analysis method using a gas chromatograph.
  • the amount of hydrogen released from the sample from room temperature (25° C.) to 400° C. at a heating rate of 100° C./hour is defined as a hydrogen trap amount.
  • the measurement of the amount of trapped hydrogen is carried out on a round bar test piece (a round bar test piece for investigating the amount of trapped hydrogen) having a diameter of 7 mm and a length of 70 mm taken from a bolt.
  • a round bar test piece of the above size cannot be collected, a round bar test piece with a diameter of 5 mm and a length of 20 mm is used as a substitute, the same hydrogen charging and leveling are performed, and the hydrogen trap amount is determined by the same temperature rise analysis. You may measure.
  • the bolt according to the present embodiment Since the bolt according to the present embodiment is used in an actual environment, it is preferable to have sufficient delayed fracture resistance.
  • the bolt according to this embodiment has a current density of 0.03 mA/cm 2 for 24 hours in a solution at room temperature (25° C.) to which 3.0 g of ammonium thiocyanate is added per 1 L of a 3.0 mass% sodium chloride aqueous solution. After the cathode is charged with hydrogen, it is subjected to hydrogen permeation prevention plating, left for 96 hours, and then subjected to a constant load of 0.9 times the tensile strength, and the time until breakage is 100 hours or more. preferable.
  • the hydrogen permeation preventive plating is performed to confine hydrogen in the steel material, and hot dip galvanizing is performed.
  • the delayed fracture strength was measured on a round bar test piece (delayed fracture test piece) with a diameter of 7 mm and a length of 70 mm with a notch (notch diameter 4.2 mm, angle 60°) taken from a bolt. To do. However, when a round bar test piece of the above size cannot be collected, a round bar test piece with a notch having a diameter of 5 mm (notch diameter 3.0 mm, accuracy 60°) may be used instead.
  • the length is not particularly limited as long as it can be chucked.
  • the steel material for bolts according to the present embodiment is a steel material that is a material of the bolt according to the present embodiment.
  • the steel material for bolts according to this embodiment has the same chemical composition and tensile strength as the bolt according to this embodiment.
  • the tensile strength of the steel material for bolts is measured by the same method as the tensile strength of bolts.
  • the molten steel is cast into an ingot or a slab.
  • the cast ingot or slab is finished into a steel material having a required rough shape such as a round bar by hot working such as hot rolling, hot extrusion and hot forging.
  • the steel material is subjected to wire drawing, annealing, cold working, thread rolling, etc. to be formed into a predetermined bolt shape.
  • Annealing or spheroidizing annealing may be performed multiple times in the middle of multiple cold workings. Further, hot working can be included in the molding process.
  • quenching heating temperature fine MC type carbides ((Mo, V)C, etc.) having a high hydrogen trapping ability are fixed in the matrix. Melting becomes insufficient and coarse carbide remains. As a result, the amount of fine MC-type carbides ((Mo, V)C, etc.) that precipitate during tempering decreases, and the desired strength and hydrogen trapping effect cannot be obtained. As a result, delayed fracture resistance deteriorates.
  • the quenching heating temperature is excessively high, the crystal grains are coarsened, the toughness and the delayed fracture resistance are deteriorated, and the furnace body and accessory parts of the operating heat treatment furnace are significantly damaged, resulting in a manufacturing cost. Is increased, which is not preferable.
  • the quenching heating temperature it is preferable to set the quenching heating temperature to 900-960°C.
  • the holding time at the quenching heating temperature is preferably 30 to 90 minutes.
  • the present disclosure requires that the tempering temperature be limited to 550-690°C.
  • the tempering temperature is limited to 550 to 690°C.
  • the preferable tempering temperature range is 580 to 660°C.
  • the holding time at the tempering temperature is preferably 30 to 90 minutes, and the tempering cooling rate is preferably 50 to 100° C./s.
  • the bolt according to the present embodiment is manufactured by the above process.
  • the bolt according to the present embodiment the steel for bolts having the optimum chemical composition, by subjecting to an optimum quenching and tempering, the tensile strength, the amount of trapped hydrogen and the delayed fracture limit hydrogen amount is optimized. It is intended.
  • tempering After the oil quenching, tempering was performed at the temperatures shown in Table 2. The holding time at the tempering temperature was 60 minutes, and the cooling after the tempering was air cooling (cooling rate 10° C./s).
  • a smooth tensile test piece (No. 14A test piece) having a total length of 70 mm, a parallel portion diameter of 6 mm, and a length of 32 mm was sampled from a round bar having a diameter of 20 mm and a length of 300 mm.
  • a round bar test piece having a diameter of 7 mm and a length of 70 mm was sampled from the round bar having a diameter of 20 mm and a length of 300 mm after the quenching and tempering treatment, and used as a round bar test piece for investigating the amount of trapped hydrogen.
  • a round bar test piece with a diameter of 7 mm and a length of 70 mm was taken from the round bar having a diameter of 20 mm and a length of 300 mm after the above quenching and tempering treatment.
  • the test piece was a delayed fracture test piece.
  • the tensile strength was measured as described above. Specifically, using the tensile test piece produced by the above procedure, a tensile test was performed in the air at room temperature (25° C.) in accordance with JIS Z 2241:2011 to determine the tensile strength.
  • the amount of trapped hydrogen was measured as described above. Specifically, at a room temperature (25° C.), 3.0 g of ammonium thiocyanate was added to 1 L of a 3.0 mass% sodium chloride aqueous solution, in a round bar test piece having a diameter of 7 mm and a length of 70 mm produced by the above procedure. In the above solution, the cathode was charged with hydrogen at a current density of 0.2 mA/cm 2 for 72 hours. Then, it stood at room temperature for 48 hours. Then, using a gas chromatograph, the temperature was raised from room temperature (25° C.) to 400° C. at a heating rate of 100° C./hour, and the amount of hydrogen released from the sample was measured.
  • the hydrogen embrittlement resistance was measured as described above. Specifically, 3.0 mass% sodium chloride was added to a delayed fracture test piece with a diameter of 7 mm and a length of 70 mm manufactured by the above procedure with a notch (notch portion, diameter 4.2 mm, angle 60°). In a solution at room temperature (25° C.) to which 3.0 g of ammonium thiocyanate was added per 1 L of the aqueous solution, after carrying out cathodic hydrogen charging at a current density of 0.03 mA/cm 2 for 24 hours, hydrogen permeation prevention plating (hot dip galvanizing) was performed. After being applied and left standing for 96 hours, a constant load of 0.9 times the tensile strength was applied and the time until rupture was measured. The test was aborted if it did not break for 100 hours.
  • Table 2 shows the results of tensile strength, amount of trapped hydrogen, and presence/absence of delayed fracture.
  • the underlined numerical values in Table 2 indicate that the numerical values are outside the scope of the present disclosure.
  • the symbol "-" in Table 2 indicates that the corresponding fracture test piece did not satisfy the predetermined strength, etc., and therefore was not subjected to the test.

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Abstract

遅れ破壊が生じる可能性が非常に高い、引張強さが１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満の高い強度レベルにおいて、優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供する。　式（１）、（２）を満たす組成を有し、引張強さが、１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満であるボルト。 ０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０・・・（１） ０．８＜Ｍｏ／Ｖ＜３．０　・・・（２）　但し、式（１）、（２）において、ＭｏとＶには、それぞれボルト用鋼が含有するＭｏとＶの含有量（質量％）が代入される。

Description

ボルト、及びボルト用鋼材
　本開示は、ボルト、及びボルト用鋼材に関するものである。
　自動車及び産業機械の高性能化、自動車及び産業機械の軽量化、土木建築構造物の大型化に伴い、ボルトの高強度化が要求されている。
　ボルトには、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３：２０１６で規定されたＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４
０などの機械構造用合金鋼が用いられる。ボルトは、機械構造用合金鋼を所定の形状に成形後、焼入れ－焼戻し処理で強度を調整する。
　ボルトを高強度化するためには、鋼材の炭素量を高める、あるいは焼戻し温度を低くすればよい。
　しかしながら、引張強さが１２００ＭＰａを超えるようなボルトでは、水素脆化の一種である遅れ破壊が問題となる。遅れ破壊は、静的応力下に置かれた部品が、ある時間経過後に突然、脆性的に破壊する現象である。
　遅れ破壊は、水素の侵入に起因する現象であり、鋼材の強度が高くなるほど、遅れ破壊に至る水素侵入量の臨界値が低下する。
　ボルトが屋外、特に、海水、融雪塩などが飛来する環境で使用される場合には、塩分付着によって水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の可能性が高まる。
　そこで、従来から、耐遅れ破壊性に優れたボルトが検討されている。
　例えば、特許文献１には、水素のトラップサイトとなるＶ炭窒化物を活用した、引張強さが１２００～１６００ＭＰａの、耐遅れ破壊特性に優れたボルトおよび鋼材が開示されている。
　また、特許文献２には、引張強さ１２５ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する耐遅れ破壊特性に優れた高張力ボルト用鋼が開示されている。
　また、特許文献３には、引張強度１６００ＭＰａ以上の、遅れ破壊に代表される水素脆化を有利に防止する、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法が開示されている。
　また、特許文献４には、鋼材の高強度化にともない現出する遅れ破壊現象に代表される水素脆化をより抑制することのできる、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその高強度鋼からなる高強度ボルトが開示されている。
　　特許文献１：特開２００２－２７６６３７号公報
　　特許文献２：特開平７－２７８７３５号公報
　　特許文献３：特開２００７－３１７３６号公報
　　特許文献４：特開２０１３－１０４０７０号公報
　最近は、特許文献１～４のボルトよりも、さらに耐遅れ破壊特性に優れたボルトが求められている。
　そこで、本開示の課題は、一般的に遅れ破壊が生じる可能性が非常に高い、引張強さが１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満の強度レベルにおいて、優れた耐遅れ破壊特性を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供することにある。
　発明者らは、ボルトとして所定の化学組成を有し、かつ、ＭｏおよびＶの含有量が以下の式（１）、（２）を満たす鋼材を採用することで、水素のトラップサイトとなるＭＣ型炭化物がボルト中に分散することを見出した。
０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０・・・（１）
０．８０＜Ｍｏ／Ｖ＜３．００　　　　　　・・・（２）
　その結果、発明者らは、高強度で、かつ優れた耐遅れ破壊特性を有するボルトが得られることを見出した。
　上記課題は、以下の手段により解決される。
［１］
　組成が、質量％で、
Ｃ　：０．３５～０．４５％、
Ｓｉ：０．０２～０．１０％、
Ｍｎ：０．２０～０．８４％、
Ｃｒ：０．６０～１．１５％、
Ｖ　：０．３０～０．５０％、
Ｍｏ：０．２５～０．９９％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ　：０．００１０～０．０１５０％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．０１５％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
かつ、下記式（１）及び下記式（２）を満たし、
引張強さが、１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満である
　ボルト。
　０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０・・・（１）
　０．８０＜Ｍｏ／Ｖ＜３．００　　　　・・・（２）
　但し、式（１）、式（２）において、ＭｏとＶには、それぞれ、ボルトが含有するＭｏとＶの含有量（質量％）が代入される。
［２］
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｂ　：０．００５０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｗ　：０．５０％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０．２０以下
Ｂｉ：０．１０以下
よりなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、［１］に記載のボルト。
［３］
Ｐｂ：０．０５％以下
Ｃｄ：０．０５％以下
Ｃｏ：０．０５％以下
Ｚｎ：０．０５％以下
Ｃａ：０．０２％以下
Ｚｒ：０．０2％以下
よりなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、［１］又は［２］に記載のボルト。
［４］
　長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物であって、Ｍ（金属元素）に対しＶおよびＭｏを合計で７０原子％以上含むＭＣ型炭化物が、単位面積０．０１μｍ２当たり１０個以上存在する、［１］～［３］のいずれか１項に記載のボルト。
［５］
　３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージし、室温で４８時間静置した後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上である、［１］～［４］のいずれか１項に記載のボルト。
［６］
　３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上である、［１］～［５］のいずれか１項に記載のボルト。
［７］
　［１］～［６］のいずれか１項に記載のボルトの素材であるボルト用鋼材であって、
　前記ボルトの組成および引張強さを有するボルト用鋼材。
　本開示によれば、高強度で、かつ、優れた耐遅れ破壊強度を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供できる。
　以下、本開示の一例である実施形態について詳細に説明する。
　なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
　化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
　「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　「工程」とは、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
[ボルトの化学組成]
　本実施形態に係るボルトの化学組成は、以下のとおりである。
（必須元素）
　Ｃ：０．３５～０．４５％
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、ボルトの強度を高める。Ｃ量が０．３５％未満であると、ボルトとして必要な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．４５％よりも多いと、焼入れの加熱時に合金炭化物が多量に溶け残り、所定の焼戻し温度では強度が低くなるうえ、焼戻し時の合金炭化物の析出量が相対的に減少するため、水素トラップ能も低くなる。
　従って、Ｃ量は０．３５～０．４５％とする。なお、好ましいＣ量は０．３７～０．４２％、より好ましいＣ量は０．３９～０．４１％である。
　Ｓｉ：０．０２～０．１０％
　Ｓｉは、含有量を低減することで耐遅れ破壊強度を向上させることができる。耐遅れ破壊強度を高めるため、Ｓｉ量を０．１０％以下とする。一方、０．０２％未満としても耐遅れ破壊強度の向上は飽和し、また製鋼工程におけるコストが増大する。
　従って、Ｓｉ量は０．０２～０．１０％とする。なお、好ましいＳｉ量は０．０２～０．０８％、より好ましいＳｉ量は０．０３～０．０６％である。
　Ｍｎ：０．２０～０．８４％
　Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、Ｓの粒界偏析を防止する。また、焼入れ性向上の作用を有する。Ｍｎ量が０．２０％未満であると、Ｓの粒界偏析が大きくなり耐遅れ破壊強度が低下する。一方、Ｍｎ量が０．８４％を超えると、部品形状に加工する際の冷間加工性が低下するうえ、焼割れが生じ易くなる。
　従って、Ｍｎ量は０．２０～０．８４％とする。なお、好ましいＭｎ量は０．３０～０．７５％、より好ましいＭｎ量０．４０～０．７０％である。
　Ｃｒ：０．６０～１．１５％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を確保するために有効な元素である。Ｃｒ量が０．６０％未満であると、焼入れ性向上の効果が不十分となる。その結果、強度不足となる。一方、Ｃｒ量が１．１５％を超えると、鋼の冷間加工性が低下する。また、Ｃｒ量が１．１５％を超えると、セメンタイトを安定化させ、焼戻し時に、高い水素トラップ能を有するＭＣ型炭化物（（Ｍｏ、Ｖ）Ｃ等）の析出を阻害するため、目的の水素トラップ効果を得ることができない。
　従って、Ｃｒ量は０．６０～１．１５％とする。なお、好ましいＣｒ量は０．７０～１．００％、より好ましいＣｒ量は０．８０～０．９０％である。
　Ｖ：０．３０～０．５０％
　Ｍｏ：０．２５～０．９９％
　ＶおよびＭｏは、本開示において重要な元素である。ＶおよびＭｏは、炭化物を形成する元素である。鋼中に、適正量のＶをＭｏと複合して含有させることで、ＶとＭｏとを含む炭化物である、ＭＣ型炭化物（（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ等）が析出する。微細なＭＣ型炭化物は、鋼をオーステナイト域から焼入れした後、５５０～６８０℃の高温で焼戻しをすることで、多く析出させることができる。この微細なＭＣ型炭化物が析出することで、析出強化により鋼の強度を上昇させることができる。また、微細なＭＣ型炭化物は、ＶＣ、Ｍ２Ｃ型炭化物（Ｍｏ２Ｃ等）に比べ、高い水素のトラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。トラップ水素とは、前記ＭＣ型炭化物によって固定された、鋼中を自由に移動できない水素である。
　水素トラップ能が高い水素トラップサイトとして機能するＭＣ型炭化物を十分に得るためには、Ｖを０．３０％以上、かつＭｏを０．２５％以上含有させる必要がある。一方、Ｖ量が０．５０％を超えた場合、またはＭｏ量が０．９９％を超えた場合は、焼入れ加熱時に未固溶の粗大な炭窒化物が残存するため、この粗大な炭窒化物をオーステナイト中に固溶させるために焼入れ加熱温度を高くする必要が生じ、焼入れ時の歪み発生、表面の酸化物増加の問題が発生する。
　従って、Ｖ量は０．３０～０．５０％、Ｍｏ量は０．２５～０．９９％とする。なお、好ましいＶ量は、０．３２～０．４５％、好ましいＭｏ量は、０．４０～０．９０％、より好ましいＶ量は０．３５～０．４０％、より好ましいＭｏ量は０．６０～０．８０％である。
　Ｖ量およびＭｏ量は、式（１）、（２）を満たす必要がある。
０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０・・・（１）
０．８０＜Ｍｏ／Ｖ＜３．００　　　　・・・（２）
式（１）、（２）において、ＭｏとＶには、それぞれボルトが含有するＭｏとＶの含有量（質量％）が代入される。
　引張り強さ１２００ＭＰａ以上の高強度を有するボルトにおいては、耐遅れ破壊強度を向上させるために、高い水素トラップサイトである微細なＭＣ型炭化物（（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ等）を大量に鋼中に分散させることが必要である。
　式（１）の値（Ｍｏ／１．４＋Ｖ）が０．４８未満では、ＭＣ型炭化物（（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ等）が十分に析出せず、水素トラップ能が不足して耐遅れ破壊強度が低下する。
　一方、式（１）の値（Ｍｏ／１．４＋Ｖ）が１．１０以上では、焼入れの加熱時に炭化物が完全に固溶できなくなり、焼戻し後にＭＣ型炭化物（（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ等）が粗大化して耐遅れ破壊強度が低下する。
　耐遅れ破壊特性の向上の観点から、式（１）の値（Ｍｏ／１．４＋Ｖ）は、好ましくは０．６０～１．００であり、より好ましくは０．８０～０．９０である。
　また、式（２）の値（Ｍｏ／Ｖ）が０．８０以下では、ＭＣ型炭化物（（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ等）が十分に析出せず、水素トラップ能が低下して耐遅れ破壊強度が低下する。
　一方、式（２）の値（Ｍｏ／Ｖ）が３．００以上になると、ＭＣ型炭化物（（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ等）ではなく、水素トラップ能が低いＭ２Ｃ型炭化物（Ｍｏ２Ｃ等）が析出し、水素トラップ能が不足して耐遅れ破壊強度が低下する。
　耐遅れ破壊特性の向上の観点から、式（２）の値（Ｍｏ／Ｖ）は、好ましくは１．２０～２．７０であり、より好ましくは１．７０～２．５０である。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　Ａｌは、脱酸剤として機能する元素であるとともに、窒化物を形成して焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に残存して、ボルトの破壊起点となる。また、ＭＣ型炭化物の生成が抑制され、水素トラップ効果を得ることができない。その結果、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　従って、Ａｌ量は０．０１０～０．１００％とする。なお、好ましいＡｌ量は０．０１２～０．０５０％、より好ましいＡｌ量は０．０１５～０．０３５％である。
　Ｎ：０．００１０～０．０１５０％
　Ｎは、窒化物又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抑制する元素である。結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｎ量を０．００１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ量が０．０１５０％を超えた場合、粗大な窒化物又は炭窒化物が生成して、破壊起点となる。また、ＭＣ型炭化物の生成が抑制され、水素トラップ効果を得ることができない。その結果、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　従って、Ｎ量は０．００１０～０．０１５０％とする。なお、好ましいＮ量は０．００２０～０．０１００％、より好ましいＮ量は０．００３０～０．００６０％である。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、不純物である。Ｐ量は極力低いことが好ましい。Ｐは、オーステナイト粒界に偏析する。Ｐ量が０．０１５％を超えると、焼入れ、焼戻し後の旧オーステナイト粒界が脆化して粒界割れの原因となる。このため、Ｐ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＰ量の上限は０．０１２％である。Ｐは不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｐは、ボルトに０％超えで含有されていてもよい。
　ただし、脱Ｐコスト低減の観点から、Ｐ量の下限は、０．００５％以上でもよい。
　Ｓ：０．０１５％以下
　Ｓは、不純物である。Ｓ量は極力低いことが好ましい。Ｓは、鋼材中でＭｎ硫化物として存在する。Ｍｎ硫化物は、鋼表面が腐食する際の化学反応で硫化水素を発生する。この硫化水素が分解して水素を発生することで鋼中へ水素が侵入し、耐遅れ破壊強度を低下させる。また、Ｍｎ硫化物が破壊起点となる。このため、Ｓ量を０．０１５％以下の範囲に制限する必要がある。好ましいＳ量の上限は０．０１２％である。Ｓは、不純物元素であるが、上記範囲内であれば、Ｓは、ボルトに０％超えで含有されていてもよい。
　ただし、脱Ｓコスト低減の観点から、Ｓ量の下限は、０．００５％以上でもよい。
（任意元素）
　本実施形態に係るボルトは、任意元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｂｉの少なくとも１種以上を含有してもよい。具体的には、これら任意元素を、各々０％～後述する各元素の上限の範囲で含有してもよい。
　Ｔｉ：０．１００％以下
　Ｔｉは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングして組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｔｉを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｔｉを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
　従って、Ｔｉ量は０．１００％以下とすることが好ましく、０％超～０．１００％がより好ましく、０．００５～０．０５０％がさらに好ましい。
　Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂは、鋼材中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物はオーステナイト結晶粒界をピンニングし、組織の粗大化を防止する。この組織の粗大化の防止効果を得るためには、Ｎｂを０．１００％以下含有させてもよい。一方、Ｎｂを、０．１００％を超えて含有させると、素材硬さの上昇に起因して部品形状に加工する際の冷間加工性が低下する。
　従って、Ｎｂ量は０．１００％以下とすることが好ましく、０％超～０．１００％がより好ましく、０．００５～０．０５０％がさらに好ましい。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト中に僅かに固溶させただけで鋼の焼入れ性を高める。Ｂは、浸炭焼入れ時にマルテンサイトを効率的に得るために鋼材に含有させてもよい。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、多量のＢＮを形成してＮを消費するため、オーステナイト粒の粗大化を招来する。
　従って、Ｂ量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０超～０．００５０％がより好ましく、０．０００７～０．００３０％がさらに好ましい。
　Ｎｉ：０．２０％以下
　Ｎｉは耐食性と靭性を高める元素であり、ボルトに含有させてもよい。Ｎｉ量が多量になると、コストに見合った効果が得られないため、Ｎｉ量の上限は０．２０％が好ましい。一方、Ｎｉ量の下限は０．０１％が好ましい。
　Ｃｕ：０．２０％以下
　Ｃｕは耐食性を高める元素であり、ボルトに含有させてもよい。一方、Ｃｕ量が０．２０％を超えると、ボルト用鋼材の熱間延性が低下するため、Ｃｕ量の上限は０．２０％が好ましい。一方、Ｃｕ量の下限は０．０１％が好ましい。
　Ｗ：０．５０％以下
　Ｗは、Ｍｏと同様、高温で焼戻した際に顕著な二次硬化を起こす元素である。Ｗは、ＭＣ型炭化物（（Ｖ、Ｍｏ、Ｗ）Ｃ）として析出することで、析出強化により鋼の強度を上昇させることができる。さらに、Ｗを含むＭＣ型炭化物は、高い水素トラップ能を有する水素トラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。
　従って、Ｗ量は０．５０％以下とすることが好ましく、０超～０．３０％がより好ましく、０．１０～０．２０％がさらに好ましい。
　ＲＥＭ：０．０２０％以下
　ＲＥＭ（希土類元素）とは、原子番号５７のランタンから原子番号７１ルテシウムまでの１５元素と、原子番号２１のスカンジウム及び原子番号３９のイットリウムと、の合計１７元素の総称である。ボルトにＲＥＭが含有されると、ボルト用鋼材の圧延時及び熱間鍛造時にＭｎＳ粒子の伸延が抑制され、冷間鍛造時の割れを抑制する効果が得られる。但し、ＲＥＭ量が０．０２０％を超えると、ＲＥＭを含む硫化物が大量に生成され、ボルト用鋼材の被削性が劣化する。
　従って、ＲＥＭ量は、前記１７元素の合計量で０．０２０％以下とすることが好ましく、０％超～０．０２０％がより好ましく、０．００１％～０．０１０％がさらに好ましい。
　Ｓｎ：０．１０以下
　Ｓｎは耐食性を高める元素であり、ボルトに含有させてもよい。Ｓｎ量が多量になると、高温延性が低下し、鋳造時の割れの危険性が高まるため、Ｓｎ量の上限は０．２０％が好ましい。一方、Ｓｎ量の下限は０．００５％が好ましい。
　Ｂｉ：０．１以下
　Ｂｉは加工性を高める元素であり、ボルトに含有させてもよい。Ｂｉ量が多量になると、高温延性が低下し、鋳造時の割れの危険性が高まるため、Ｂｉ量の上限は０．１０％が好ましい。一方、Ｂｉ量の下限は０．００５％が好ましい。
（その他任意元素）
　本実施形態に係るボルトは、任意元素として、次の元素よりなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。具体的には、これら任意元素を、各々０％～後述する各元素の上限の範囲で含有してもよい。これら任意元素を後述する範囲でボルトに含んでも、ボルトの特性に影響はない。
Ｐｂ：０．０５％以下
Ｃｄ：０．０５％以下
Ｃｏ：０．０５％以下
Ｚｎ：０．０５％以下
Ｃａ：０．０２％以下
Ｚｒ：０．０２％以下
　本実施形態に係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、鋼の原料として利用される鉱石、スクラップ、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。
（ＭＣ型炭化物）
　本実施形態に係るボルトは、長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物が、単位面積０．０１μｍ２当たり１０個以上存在することが好ましい。
　焼戻し過程で析出する微細な板状のＭＣ型炭化物は、ＶＣ、Ｍ２Ｃ型炭化物（Ｍｏ２Ｃ等）に比べ、水素トラップ能が高く、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。
　ここで、微細なＭＣ型炭化物は、Ｍ（金属元素）に対しＶおよびＭｏを合計で７０原子％以上含むＭＣ型炭化物である。具体的には、微細なＭＣ型炭化物は、（Ｖ，Ｍｏ）Ｃ、及び（Ｖ，Ｍｏ，Ｗ）Ｃが該当する。これらＭＣ型炭化物は、ＶＣ、Ｍ２Ｃ型炭化物（Ｍｏ２Ｃ等）に比べ、水素トラップ能が高く、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。
　そのため、長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物を、所定量存在させることが好ましい。
　よって、長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物の個数密度（単位面積０．０１μｍ２当たりに存在する長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物の個数）は、１０個以上が好ましい。
　耐遅れ破壊特性の向上の観点から、ＭＣ型炭化物の個数密度は、単位面積０．０１μｍ２当たり１５個以上がより好ましく、単位面積０．０１μｍ２当たり２０個以上がさらに好ましい。
　ただし、ＭＣ型炭化物の個数密度の上限は、伸びや靱性の低下抑制の観点から、例えば、単位面積０．０１μｍ２当たり１００個以下とする。
　ＭＣ型炭化物の個数密度の測定は、薄膜法により薄膜試験片を作製し、透過型電子顕微鏡で測定する。
　ＭＣ型炭化物の成分の測定は、抽出レプリカ法により試験片を作製し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）付き透過型顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行う。
　具体的には、次の通りである。
　測定対象となるボルトの任意の部位から、ボルトの表面から深さ２ｍｍに位置しかつボルトの表面と平行な面（以下「測定面」とも称する）を有する部位を採取し、薄膜法により薄膜試験片および抽出レプリカ法により試験片を作製する。
　ここで、薄膜法による薄膜試験片の作製は、次の通りである。まず、精密切断機により元材を厚さ０．５ｍｍに切断する。次に、Ｐ３２０～１２００のエメリー紙を用いて両側から６０μｍ厚まで切削研磨を行い３ｍｍφの試料を打抜く。その後、両面ジェット電解研磨を行い、中心部に穴が開くまで電解研磨を行い、ＴＥＭ観察用の薄膜試験片とする。電界研磨はテヌポールで行い、電解研磨液として１００ｍｌ過塩素酸－８００ｍｌ氷酢酸溶液－１００ｍｌメタノールを用い、電解研磨条件は３０Ｖ、０．１Ａとする。
　また、抽出レプリカ法による試験片の作製は、次の通りである。まず、鋼部材から採取した採取物の測定面を電解研磨する。電解研磨後の採取物の測定面を、１０％アセチルアセトン－１％塩化テトラメチルアンモニウム（ＴＭＡＣ）－メタノール溶液を用いて－２００ｍＶの電位で定電位電解する。これにより、ＭＣ型炭化物が採取物の測定面から露出する。通電時間は３０～６０ｓｅｃである。
　電解後の採取物の測定面にアセチルセルロースフィルムを貼り付けた後に、フィルムを剥がし、ＭＣ型炭化物をフィルム上に転写する。転写したフィルムにカーボン蒸着を行ない、カーボン蒸着膜を作製する。カーボン蒸着膜を酢酸メチル溶液に浸漬してアセチルセルロースフィルムを溶解し、直径が３ｍｍのＣｕメッシュですくい上げることで抽出レプリカ膜（抽出レプリカ法による試験片）を得る。
　次に、ＭＣ型炭化物の数密度を次の通り測定する。鉄のマトリクスの｛００１｝面に垂直な方向を電子線の入射方向として、薄膜試験片（その測定面）の任意の視野を倍率４０００００倍（観察面積０．２５μｍ×０．２５μｍ）で３視野観察する。ＭＣ型炭化物は電子線回折パターン解析にて同定した。その後、観察画面の中心部の０．１μｍ×０．１μｍの領域に存在する全てのＭＣ型炭化物の長さと数を測定し、５ｎｍ以上の長さを有するＭＣ型炭化物の数を測定し、５つの視野の平均値を「ＭＣ型炭化物の個数密度」として求める。
　ここで、ＭＣ型炭化物の長さとは、観察されるＭＣ型炭化物の最大長さを意味する。
　なお、ＴＥＭ観察は、ＦＥ－ＴＥＭにて加速電圧２００ｋＶにて実施する。
　また、ＭＣ型炭化物の化学成分を次の通り測定する。試験片としての抽出レプリカ膜（その測定面）の任意の視野（観察面積０．５μｍ×０．５μｍの視野）を倍率２０００００倍で観察する。観察する視野に存在する析出物の成分を、ＴＥＭの電子線回折パターンの解析及びＥＤＳによる分析により、ＭＣ型炭化物を同定し、ＥＤＳ分析により、炭化物中の金属元素の原子％を測定する。測定個数は５個とし、金属元素濃度はこれらの平均値を用いる。
　ＴＥＭの電子線回折パターンの解析及びＥＤＳによる分析は、ＦＥ－ＴＥＭにて加速電圧２００ｋＶにて実施する。
（引張強さ）
　本実施形態に係るボルトにおいて、ボルトから引張り試験片を採取して測定した引張強さは１２００ＭＰａ以上、１６００ＭＰａ未満である。引張強さが１２００ＭＰａ以上において、ボルトを小型軽量化することができる。一方、引張強さが１６００ＭＰａを超えると、侵入水素量が少ない場合でも遅れ破壊が生じる可能性が高まる。
　そのため、ボルトの引張強さは１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満とする。
　ボルトの引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に従って測定される値である。
　ただし、ボルトの引張強さの測定は、次の通りボルトから試験片を採取して、実施する。
　ボルトの軸部から、平行部の直径がボルトの直径の５０％となる１４Ａ号試験片を切り出し、室温（２５℃）の大気中で引張試験を行い、引張強さを求める。
（トラップ水素量）
　本実施形態に係るボルトにおいて、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温（２５℃）の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージし、室温（２５℃）で４８時間静置した後のトラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上であることが好ましい。トラップ水素量が３．０ｐｐｍ未満であると、ボルトに侵入した水素が拡散し、旧オーステナイト結晶粒界に集積して、遅れ破壊が生じる可能性が高まることがある。そのため、トラップ水素量は３．０ｐｐｍ以上であることが好ましい。
　トラップ水素量は、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定する。昇温速度１００℃／時間で、室温（２５℃）から４００℃までに試料から放出される水素量を水素トラップ量と定義する。
　トラップ水素量の測定は、ボルトから採取した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒試験片（トラップ水素量調査用の丸棒試験片）に対して、実施する。
　ただし、上記大きさの丸棒試験片を採取できない場合、直径５ｍｍ、長さ２０ｍｍの丸棒試験片で代用し、同様の水素チャージと整地を行い、同様の昇温分析により、水素トラップ量を測定してもよい。
（耐遅れ破壊強度）
　本実施形態に係るボルトは、実環境で使用するため、十分な耐遅れ破壊強度を備える好ましい。本実施形態に係るボルトは、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温（２５℃）の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上であることが好ましい。ここで、水素透過防止めっきは、鋼材中に水素を閉じ込めるために行うものであり、溶融亜鉛めっきを施す。
　耐遅れ破壊強度の測定は、ボルトから採取した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの切欠き（切欠き部直径４．２ｍｍ、角度６０°）付き丸棒試験片（遅れ破壊試験片）に対して、実施する。
　ただし、上記大きさの丸棒試験片を採取できない場合、直径５ｍｍの切欠き（切欠き部直径３．０ｍｍ、確度６０°）付き丸棒試験片で代用してもよい。長さは、チャッキングできる範囲であれば特に制約はない。
＜ボルト用鋼材＞
　本実施形態に係るボルト用鋼材は、本実施形態に係るボルトの素材となる鋼材である。そして、本実施形態に係るボルト用鋼材は、本実施形態に係るボルトと同じ化学組成および引張強さを有する。
　なお、ボルト用鋼材の引張強さは、ボルトの引張強さと同じ方法で測定する。
＜ボルトの製造方法＞
　以下、本実施形態に係るボルト用鋼材を用いて、本実施形態に係るボルトの製造方法の一例について詳述する。
（ボルト形状に成形する工程）
　本実施形態に係るボルトの化学組成を有する溶鋼を得た後、溶鋼を鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工によって、丸棒など所要の粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に伸線、焼鈍、冷間加工、ねじ転造などを施して、所定のボルト形状に成形する。複数回の冷間加工の中間に、焼鈍または球状化焼鈍処理を複数回施してもよい。また、成形の工程に熱間加工を含めることもできる。
（焼入れ・焼戻しを行う工程）
　所定のボルト形状に成形した後、強度を付与するため、鋼をオーステナイト化以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。なお、焼入れのための加熱温度（以下、「焼入れ加熱温度」という。）が低すぎると、高い水素トラップ能を有する微細なＭＣ型炭化物（（Ｍｏ、Ｖ）Ｃ等）のマトリックス中への固溶が不十分となり、粗大な炭化物が残存する。その結果、焼戻し時に析出する微細なＭＣ型炭化物（（Ｍｏ、Ｖ）Ｃ等）の量が少なくなるため、目的の強度及び水素トラップ効果を得ることができない。その結果、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　一方、焼入れ加熱温度を過度に高くすると、結晶粒の粗大化を招き、靭性及び耐遅れ破壊特性の劣化を招き、また、操業熱処理炉の炉体および付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、好ましくない。
　そのため、焼入れ加熱温度は９００～９６０℃とするのが好ましい。また、焼入れ加熱温度での保持時間は３０～９０分とすることが好ましい。
　耐遅れ破壊強度を向上させるためには、上記の焼入れ処理を行った後に焼戻しを行う必要がある。本開示では、焼戻しの温度を５５０～６９０℃に限定する必要がある。
　焼戻し温度が５５０℃未満では温度が低く、十分なＭＣ型炭化物が析出できない。そのため、目的の水素トラップ能、および遅れ破壊限界水素量を達成することができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　一方、焼戻し温度が６９０℃以上の場合は、ＭＣ型炭化物がオストワルド成長し、水素トラップ能が著しく低下する。そのため、目的の水素トラップ能、および遅れ破壊限界水素量を達成することができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　そのため、焼戻し温度は５５０～６９０℃に限定する。なお、焼戻し温度の好ましい範囲は、５８０～６６０℃である。
　また、焼戻し温度での保持時間は３０～９０分とすることが好ましく、焼き戻し冷却速度５０～１００℃／ｓとすることが好ましい。
　以上の工程により、本実施形態に係るボルトが製造される。
　以上に示すとおり、本実施形態に係るボルトは、最適な化学組成を備えるボルト用鋼材に、最適な焼入れ焼戻しを施すことで、引張強さ、トラップ水素量及び遅れ破壊限界水素量の好適化を図ったものである。
　次に、本開示の実施例について説明するが、以下に示す各条件は、本開示の実施可能性及び効果を確認するために採用した一例にすぎず、本開示の条件はこの一例に限定されるものではない。本開示の実施においては、その要旨を逸脱せず、その目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用することができる。
＜各種試験片の成形＞
　（棒鋼の準備）
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．Ａ～ＡＱ）をそれぞれ溶製し、熱間鍛造により、直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの棒鋼を準備した。なお、表１－１及び表１－２において下線を付した数値は当該数値が本開示の範囲外であることを示す。また、表１－１及び表１－２における符号“－”は、該当する元素が含有していないことを示し、空欄はその他任意元素が含有していないことを示す。
　ただし、表１－１及び表１－２に示す化学組成において、酸素（Ｏ）は鋼中に不純物として含まれる元素である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次にボルト製造を再現するため、表２の条件で焼入れ、焼戻しを施し、続いて、焼入れ、焼戻ししたボルト相当品の引張り強度、トラップ水素量の測定、および耐遅れ破壊強度を以下の方法で評価した。
　（焼入れの実施）
　上記のようにして得た直径２０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの丸棒を切断し、直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒を切り出し、表２に記載の温度で焼入れを行った。焼入れ加熱温度での保持時間は６０分とした。その後、６０℃に保持した油槽へ焼入れを行った。
　（焼戻しの実施）
　油焼入れ後、表２に記載の温度で焼戻しを行った。焼戻し温度での保持時間は６０分とし、焼戻し後の冷却は空冷（冷却速度１０℃／ｓ）とした。
　（引張試験片）
　上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、全長７０ｍｍ、平行部の直径６ｍｍ、長さ３２ｍｍの平滑引張試験片（１４Ａ号試験片）を採取した。
　（トラップ水素量調査用の試験片作製）
　上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒試験片を採取し、トラップ水素量調査用の丸棒試験片とした。
　（遅れ破壊試験片の作製）
　上記の焼入れ焼戻し処理後の直径２０ｍｍ、長さ３００ｍｍの丸棒から、直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの切欠き（切欠き部の、直径４．２ｍｍ、角度６０°）付き丸棒試験片を採取し、遅れ破壊試験片とした。
　以上のようにして、製造Ｎｏ．１～３８の引張試験片、製造Ｎｏ．１～３８のトラップ水素量調査用の丸棒試験片、及び製造Ｎｏ．１～３８の遅れ破壊試験片を、それぞれ得た。ただし、製造Ｎｏ．３２については焼割れが発生したため、以降の試験を中断した。また、製造Ｎｏ２７、２８、３０、３１、３３については所定の強度が出なかったため、以降の試験を中断した。
＜各試験片を用いた性能評価＞
（長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物の個数密度）
　長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物の個数密度（単位面積０．０１μｍ２当たりの個数）は、既述の通り測定した。そして、次の基準で評価した。
Ａ：ＭＣ型炭化物の個数密度が１０個／０．０１μｍ２以上１４個／０．０１μｍ２未満
Ｂ：ＭＣ型炭化物の個数密度が１５個／０．０１μｍ２以上２０個／０．０１μｍ２未満
Ｃ：ＭＣ型炭化物の個数密度が２０個／０．０１μｍ２以上１００個／０．０１μｍ２未満
Ｄ：ＭＣ型炭化物の個数密度が１０個／０．０１μｍ２未満
（引張強さ）
　引張強さは、既述の通り測定した。
　具体的には、上記の手順で作製した引張試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、室温（２５℃）の大気中で引張試験を行い、引張強さを求めた。
（トラップ水素量）
　トラップ水素量は、既述の通り測定した。
　具体的には、上記の手順で作製した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒試験片に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温（２５℃）の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージを行った。その後、室温で４８時間静置した。その後、ガスクロマトグラフを用い、昇温速度１００℃／ 時間で、室温（２５℃）から４００℃まで昇温し、試料から放出される水素量を測定した。
（耐水素脆化特性）
　耐水素脆化特性は、既述の通り測定した。
　具体的には、上記の手順で作製した直径７ｍｍ、長さ７０ｍｍの切欠き（切欠き部の、直径４．２ｍｍ、角度６０°）付き遅れ破壊試験片に、３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温（２５℃）の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっき（溶融亜鉛めっき）を施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷し、破断に至るまでの時間を測定した。１００時間破断しなかった場合は試験を打ち切りとした。
　引張強さ、トラップ水素量、及び遅れ破壊有無の結果を表２に記載する。なお、表２中の下線を付した数値は当該数値が本開示の範囲外であることを示す。また、表２中の符号“－”は、該当する破壊試験片が所定の強度等を満たさなかったため、試験に供しなかったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表２から明らかなように、化学組成、並びに、焼入れ焼戻しの条件について好適化を図った製造Ｎｏ．１～１５は、いずれも、引張強さが高く、また、トラップ水素量が高く、遅れ破壊が生じなかったことから、優れた強度と耐遅れ破壊特性が得られていることが判る。
　これに対し、化学組成、並びに、焼入れ焼戻しの条件について、少なくともいずれかについて好適化を図っていない製造例Ｎｏ．１６～３８については、いずれも、優れた強度や耐遅れ破壊特性が得られていないことが判る。
　なお、日本国特許出願第２０１９－０２１９０４号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
　本開示によれば、高強度で、かつ、優れた耐遅れ破壊強度を示すボルト、およびその素材となるボルト用鋼材を提供できる。

Claims (7)

  1. 　組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．３５～０．４５％、
    Ｓｉ：０．０２～０．１０％、
    Ｍｎ：０．２０～０．８４％、
    Ｃｒ：０．６０～１．１５％、
    Ｖ　：０．３０～０．５０％、
    Ｍｏ：０．２５～０．９９％、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    Ｎ　：０．００１０～０．０１５０％、
    Ｐ　：０．０１５％以下、
    Ｓ　：０．０１５％以下、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    かつ、下記式（１）及び下記式（２）を満たし、
    引張強さが、１２００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満である
    　ボルト。
    　０．４８≦Ｍｏ／１．４＋Ｖ＜１．１０・・・（１）
    　０．８０＜Ｍｏ／Ｖ＜３．００　　　　・・・（２）
    　但し、式（１）、式（２）において、ＭｏとＶには、それぞれ、ボルトが含有するＭｏとＶの含有量（質量％）が代入される。
  2. Ｔｉ：０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下、
    Ｂ　：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：０．２０％以下、
    Ｃｕ：０．２０％以下、
    Ｗ　：０．５０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２０％以下、
    Ｓｎ：０．２０以下
    Ｂｉ：０．１０以下
    よりなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、請求項１に記載のボルト。
  3. Ｐｂ：０．０５％以下
    Ｃｄ：０．０５％以下
    Ｃｏ：０．０５％以下
    Ｚｎ：０．０５％以下
    Ｃａ：０．０２％以下
    Ｚｒ：０．０2％以下
    よりなる群から選択される少なくとも１種をさらに含有する、請求項１又は請求項２に記載のボルト。
  4. 　長さ５ｎｍ以上のＭＣ型炭化物であって、Ｍ（金属元素）に対しＶおよびＭｏを合計で７０原子％以上含むＭＣ型炭化物が、単位面積０．０１μｍ２当たり１０個以上存在する、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のボルト。
  5. 　３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．２ｍＡ／ｃｍ２で７２時間陰極水素チャージし、室温で４８時間静置した後のトラップ水素量が３．０ｐｐｍ以上である、請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のボルト。
  6. 　３．０質量％の塩化ナトリウム水溶液１Ｌ当たり３．０ｇのチオシアン酸アンモニウムを添加した室温の溶液中で、電流密度０．０３ｍＡ／ｃｍ２で２４時間陰極水素チャージした後、水素透過防止めっきを施し、９６時間放置した後、引張強さの０．９倍の一定荷重を負荷した時の、破断に至るまでの時間が１００時間以上である、請求項１～請求項５のいずれか１項に記載のボルト。
  7. 　請求項１～請求項６のいずれか１項に記載のボルトの素材であるボルト用鋼材であって、
    　前記ボルトの組成および引張強さを有するボルト用鋼材。
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