WO2024190874A1 - ボルト - Google Patents

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康晴 新貝
真 小此木
大輔 平上
豊 根石
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a bolt.
  • the bolt according to the present invention particularly relates to a non-heat treated bolt.
  • High-strength bolts with a tensile strength of 800 MPa or more are used in various machinery such as automobiles, and in the civil engineering and construction fields in order to reduce weight, size, and costs.
  • high-strength bolts are prone to hydrogen embrittlement, and in order to achieve high bolt strength, it is necessary to improve hydrogen embrittlement resistance as well as strength.
  • Patent Documents 1 to 5 As a method for improving the hydrogen embrittlement resistance of high-strength parts such as high-strength bolts, a method is known in which the structure is made pearlite or bainite and strengthened by wire drawing, and many proposals have been made to date (for example, Patent Documents 1 to 5).
  • One method for manufacturing high-strength bolts with a tensile strength of 800 MPa or more is to form a wire of alloy steel with added alloy elements such as Cr, Mo, and V into a specified shape, and then quench and temper it to produce a high-strength bolt.
  • this method is costly in terms of heat treatment and is disadvantageous in terms of manufacturing costs.
  • Patent Document 6 describes a method for manufacturing a non-tempered bolt, in which a rod-shaped metal material is preformed to form a bolt preform with a bulging pressing side, and then the bolt preform is formed so that the shaft volume of the bolt preform is larger than the shaft volume of the finished bolt.
  • a rod-shaped metal material is preformed to form a bolt preform with a bulging pressing side, and then the bolt preform is formed so that the shaft volume of the bolt preform is larger than the shaft volume of the finished bolt.
  • Even bolts manufactured by the method of Patent Document 6 have insufficient hydrogen embrittlement resistance.
  • the present invention was made in consideration of the above circumstances, and aims to provide a bolt with a tensile strength of 800 MPa to 1700 MPa and excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] The chemical composition, in mass%, is C: 0.18-0.80%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.50-2.00%, Al: 0.005-0.080%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Ti: 0.005-0.100%, B: 0.0003 to 0.0050%, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, The balance is composed of Fe and impurities.
  • a bolt having a ratio ⁇ MAX / ⁇ C of the half-width ⁇ C of an X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase at the center of the shank at a connection between the bolt head and the shank to the maximum value ⁇ MAX of the half-width ⁇ MAX of an X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase in a region from the surface of the connection to a depth of 500 ⁇ m toward the central axis of the shank , of 1.50 or less, and having a tensile strength of 800 to 1700 MPa.
  • the chemical composition, in mass%, is C: 0.18-0.80%, Si: 0.01-1.50%, Mn: 0.50-2.00%, Al: 0.005-0.080%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Ti: 0.005-0.100%, B: 0.0003 to 0.0050%, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less; Further, it contains one or more selected from the group consisting of the following groups A, B, and C: The balance is composed of Fe and impurities.
  • a ratio ⁇ MAX / ⁇ C of a half-width ⁇ C of an X-ray diffraction peak corresponding to a (211) plane of the ferrite phase at the center of the shank of a connection portion between the bolt head and the shank to a maximum value ⁇ MAX of a half-width ⁇ MAX of an X-ray diffraction peak corresponding to a (211) plane of the ferrite phase in a region from the surface of the connection portion to a depth of 500 ⁇ m toward the central axis of the shank is 1.50 or less
  • [Group A] One or more selected from the group consisting of Cr: 1.50% or less, Mo: 0.50% or less, Nb: 0.050% or less, V: 0.20% or less, and W: 0.20% or less.
  • Group B One or two selected from the group consisting of Cu: 0.50% or less and Ni: 0.50% or less.
  • [Group C] One or more selected from the group consisting of Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, Ce: 0.020% or less, and Sn: 0.0400% or less.
  • the present invention provides bolts with a tensile strength of 800 MPa to 1700 MPa and excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a shaft portion for explaining the measurement position of the area ratio of the hard structure of the steel of a bolt according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing measurement positions of ⁇ MAX / ⁇ C in a bolt according to a first modified example of an embodiment of the present invention, and is a schematic cross-sectional view including the central axis of the shank in the vicinity of the connection between the bolt head and the shank.
  • FIG. 3 is a diagram showing measurement positions of ⁇ MAX / ⁇ C of a bolt according to an embodiment of the present invention, and is a schematic cross-sectional view including the central axis of the shank in the vicinity of the connection between the bolt head and the shank.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a shaft portion for explaining the measurement position of the area ratio of the hard structure of the steel of a bolt according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing measurement positions of ⁇ MA
  • FIG. 4 is a diagram showing measurement positions of ⁇ MAX / ⁇ C in a bolt according to a second modified example of an embodiment of the present invention, and is a schematic cross-sectional view including the central axis of the shank in the vicinity of the connection between the bolt head and the shank.
  • FIG. 5 is a process diagram illustrating step 1 of the bolt manufacturing method according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a process diagram illustrating step 2 of the bolt manufacturing method according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a process diagram illustrating step 3 of the bolt manufacturing method according to the embodiment of the present invention.
  • a bolt according to an embodiment of the present invention has a chemical composition, in mass %, of C: 0.18 to 0.80%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.50 to 2.00%, Al: 0.005 to 0.080%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Ti: 0.005 to 0.100%, B: 0.0003 to 0.0050%, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, the balance: Fe and impurities, in which 95% or more of the metal structure at a position D/4, where D is a shank diameter, is a hard structure, and a half-width ⁇ of an X-ray diffraction peak corresponding to a (211) plane of ferrite at the center of the shank at a connection portion between the bolt head and the shank is 0.005 to 0.100%, and a half-width ⁇ of an X-ray diffraction
  • the bolt has a tensile strength of 800 to 1700 MPa, and a ratio ⁇ MAX / ⁇ C of ⁇ MAX C to ⁇ MAX , the maximum half-width value of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite in a region from the surface of the connection part to a depth of 500 ⁇ m toward the central axis of the shaft part, is 1.50 or less.
  • the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite does not change regardless of the position at which measurement is performed at the bolt head or around the connection between the bolt head and the shank (however, in the case of a bolt that forms a threaded portion by rolling after heat treatment, the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite may change around the threaded portion.)
  • the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite changes depending on the position at which measurement is performed due to the effects of processing.
  • Chemical composition The chemical composition of the steel of the bolt according to the embodiment of the present invention will be described below.
  • the "%" for the content of each element in the chemical composition means “mass %”.
  • a numerical range expressed using “to” means a range that includes the numerical values written before and after "to” as the lower and upper limits. Note that when “more than” or “less than” is added to the numerical values written before and after "to", the numerical range does not include these numerical values as the lower or upper limit.
  • C is an element necessary for ensuring tensile strength. If the C content is less than 0.18%, it is difficult to obtain the desired tensile strength. Therefore, the lower limit of the C content is The C content is set to 0.18% or more, preferably 0.20% or more. If the C content exceeds 0.80%, the cold workability deteriorates. Therefore, the upper limit of the C content is set to The content is set to 0.80% or less, and preferably to 0.75% or less.
  • Si is a deoxidizing element and also an element that increases tensile strength by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.010%, the effect of containing Si is not fully exerted. Therefore, The lower limit of the Si content is set to 0.01% or more, preferably 0.05% or more. If the Si content exceeds 1.50%, the effect of containing Si becomes saturated and the thermal The ductility during cold rolling is deteriorated, and surface defects are likely to occur. These surface defects may cause deterioration in cold workability. Therefore, the upper limit of the Si content is set to 1.50%. The content is preferably 1.00% or less.
  • Mn manganese
  • Mn is an element that promotes the transformation into a hard structure (bainite transformation) and increases the tensile strength of steel. If the Mn content is less than 0.50%, the effect of Mn is not sufficiently achieved. Therefore, the lower limit of the Mn content is set to 0.50% or more, and preferably 0.60% or more. In addition, when the Mn content exceeds 2.00%, martensite structure is locally formed. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 2.00% or less, and preferably 1.50% or less.
  • Al 0.005-0.080%
  • Al aluminum
  • AlN refines the crystal grains, thereby improving the cold workability.
  • Al Al is an element that has the effect of suppressing dynamic strain aging by reducing solute N, and the effect of enhancing hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more, and preferably 0. If the Al content exceeds 0.080%, the above-mentioned effects are saturated and coarse oxides such as Al 2 O 3 are formed, which may cause fatigue fracture. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.080% or less, and preferably to 0.060% or less.
  • P phosphorus
  • P is an impurity element that is inevitably mixed into steel, and is an element that segregates at grain boundaries to deteriorate hydrogen embrittlement resistance and also deteriorates cold workability. Since such bolts do not need to contain P, the lower limit of the P content is 0%. However, from the viewpoint of reducing the manufacturing cost (dephosphorization cost), the P content may be more than 0%. If the P content exceeds 0.030%, hydrogen embrittlement resistance is deteriorated and cold workability is deteriorated. Therefore, the P content is limited to 0.030% or less, and preferably 0.015% or less.
  • S sulfur
  • S (sulfur) is an impurity element that, like P, is inevitably mixed into steel, and is an element that segregates at grain boundaries to deteriorate hydrogen embrittlement resistance and also deteriorates cold workability. Therefore, since the bolt according to this embodiment does not need to contain S, the lower limit of the S content is 0%. However, from the viewpoint of reducing the manufacturing cost (desulfurization cost), the S content is set to 0%. If the S content exceeds 0.030%, hydrogen embrittlement resistance is deteriorated, and The deterioration of cold workability becomes significant. Therefore, the S content is limited to 0.030% or less, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • Ti titanium
  • Ti is a deoxidizing element and also forms TiN which functions as a pinning particle. Ti also has the effect of reducing solute N and suppressing dynamic strain aging, Ti is an element that has the effect of enhancing hydrogen embrittlement resistance. It also has the effect of suppressing the formation of BN in steel.
  • the lower limit of the Ti content is set to 0.005% or more, preferably 0.007% or more, More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the amount of Ni is set to 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • B boron
  • B is an element that promotes the transformation into a hard structure (bainite transformation) and increases tensile strength.
  • the B content is less than 0.0003%, the transformation into a hard structure (bainite transformation) is difficult. In this case, the formation of pro-eutectoid ferrite and pearlite structures may not be promoted, and excessive pro-eutectoid ferrite and pearlite structures may be formed during isothermal transformation treatment. Therefore, the lower limit of the B content is set to 0.0003% or more, and preferably 0.0005% or more.
  • the B content exceeds 0.0050%, BN and Fe23 (BC) 6 are generated in the steel, and the cold workability may deteriorate. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less, and preferably to 0.0030% or less.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an element that deteriorates cold workability due to dynamic strain aging. Since the bolt according to the present embodiment does not need to contain N, the lower limit of the N content is 0%. However, from the viewpoint of reducing the production cost (denitrification cost), the N content may be more than 0%, may be 0.0002% or more, or may be 0.0005% or more. If the N content exceeds 0.0150%, the deterioration of cold workability due to dynamic strain aging is significant. Therefore, the N content is limited to 0.0150% or less, and preferably 0.0040% or less. be.
  • Oxygen (O) is an impurity element that inevitably gets mixed into steel and exists in the steel as oxides of Al, Ti, etc.
  • the bolt according to the present embodiment does not need to contain O, so The lower limit of the amount is 0%.
  • the O content may be more than 0% or may be 0.0002% or more. If the O content exceeds 0.0100%, coarse oxides are formed in the steel, which makes it easy for fatigue fracture to occur. Therefore, the O content is set to 0.0100%.
  • the content is preferably 0.0050% or less.
  • the remainder excluding the above-mentioned elements is Fe and impurities.
  • the impurities refer to components contained in raw materials or components mixed in during the manufacturing process, but not intentionally contained in the steel.
  • the chemical composition of the steel of the bolt of this embodiment may contain one or more elements selected from the group consisting of Group A, Group B, and Group C below, in place of a portion of Fe.
  • Group A One or more selected from the group consisting of Cr: 1.50% or less, Mo: 0.50% or less, Nb: 0.050% or less, V: 0.20% or less, and W: 0.20% or less.
  • Group B One or two selected from the group consisting of Cu: 0.50% or less and Ni: 0.50% or less.
  • Group C One or more selected from the group consisting of Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, Ce: 0.020% or less, and Sn: 0.0400% or less.
  • the chemical composition of the steel of the bolt of this embodiment may contain, in mass %, one or more of Cr, Mo, Nb, V, and W, instead of a portion of Fe. These elements promote the transformation to a hard structure (bainite transformation) and increase the tensile strength.
  • Cr chromium
  • the Cr content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, even more preferably 0.05% or more, and particularly preferably 0.10% or more. %, martensite structure may be locally generated, and cold workability may be deteriorated. Therefore, the Cr content is set to 1.50% or less, and preferably 1.30% or less. More preferably, it is 1.00% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo mobdenum
  • Mo is an optional element that, like Cr, promotes the transformation into a hard structure (bainite transformation) and increases the tensile strength of steel.
  • Mo mobdenum
  • the Mo content is set to 0.50% or less, and preferably 0.40% or less. and more preferably 0.35% or less.
  • Nb 0.050% or less
  • Nb niobium
  • the content of Nb is 0.002
  • the Nb content is set to 0.050% or less, and preferably 0.040% or less.
  • V 0.20% or less
  • V vanadium
  • the V content is preferably 0%.
  • the V content is set to 0.20% or less, and preferably 0.15% or less.
  • W tungsten
  • the content of W is preferably 0. %, or 0.02% or more, more preferably 0.04% or more.
  • the W content is set to 0.20% or less, and preferably 0.15% or less. be.
  • the chemical composition of the steel of the bolt of this embodiment may contain one or both of Cu and Ni instead of a portion of Fe.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu copper
  • Cu is an optional element and may be contained when it is desired to improve hydrogen embrittlement resistance.
  • Cu may be more than 0% or may be 0.02% or more. If the amount exceeds 0.50%, the hot ductility of the steel decreases, and surface defects tend to occur during wire rolling. These surface defects may cause deterioration in cold workability.
  • the Cu content is set to 0.50% or less, and preferably to 0.35% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni nickel
  • Cu copper
  • Ni nickel
  • Ni may be contained to suppress the deterioration of hot ductility of the steel material caused by Cu.
  • Ni may be more than 0%.
  • the Ni content is set to 0.50% or less, and preferably 0.35% or less.
  • the chemical composition of the steel of the bolt of the present embodiment may contain one or more of Ca, Mg and Sn in place of a portion of Fe.
  • Ca is an optional element.
  • Ca is a deoxidizing element, and has the effect of making the shape of MnS in the steel spheroidal and improving the cold workability and machinability.
  • Ca may be contained when it is desired to improve the steel sheet strength.
  • Ca may be more than 0%, may be 0.0002% or more, or may be 0.0005% or more.
  • the Ca content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • Mg manganesium
  • Mg is an optional element.
  • Mg is a deoxidizing element and has the effect of making the shape of MnS in the steel material spherical and improving cold workability and machinability.
  • Mg may be added when it is desired to improve the steel quality.
  • Mg may be more than 0%, may be 0.0002% or more, or may be 0.0005% or more.
  • the Mg content is set to 0.0100% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • Ce is an optional element.
  • Ce is a deoxidizing element and has the effect of making the shape of MnS in the steel material spherical and improving cold workability and machinability.
  • Ce may be added when it is desired to improve the steel quality.
  • Ce may be more than 0%, 0.002% or more, or 0.005% or more.
  • the Ce content is set to 0.020% or less, and preferably 0.015% or less.
  • Sn (tin) is an optional element. Since Sn has the effect of improving corrosion resistance, it may be contained when it is desired to improve corrosion resistance. Sn may be more than 0%, and may be 0.0002% or more. On the other hand, if the Sn content exceeds 0.0400%, the hot ductility of the steel decreases, and surface defects are likely to occur during wire rolling. Therefore, the Sn content is set to 0.0400% or less, and preferably 0.0200% or less.
  • the ratio ⁇ MAX / ⁇ C of the half-width ⁇ C of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite at the center of the shank to the maximum value ⁇ MAX of the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of ferrite in a region from the shank surface to a depth of 500 ⁇ m is 1.50 or less.
  • the hard structure is a supercooled transformation structure obtained by isothermal transformation treatment. When observed with a scanning electron microscope, the hard structure is observed as a structure consisting of a ferrite phase in which a carbide phase is dispersed. The hard structure is sometimes called a bainite structure. The hard structure does not have a pearlite structure, which is a lamellar structure of a carbide phase and a ferrite phase. In addition, a martensite structure is not included in the hard structure in the present invention.
  • the microstructure of the steel material of this embodiment when a structure other than a martensite structure, a pro-eutectoid ferrite structure, and a pearlite structure is defined as a "hard structure", if the area ratio of the hard structure in the microstructure is 95% or more and the tensile strength of the steel of the bolt is 800 to 1700 MPa, the microstructure of the steel of the bolt is substantially a hard structure.
  • the hard structure has high strength and excellent workability. This improves the strength and cold workability of the steel of the bolt.
  • the metal structure of the steel of the bolt according to this embodiment is continuously cooled after hot rolling and then isothermally transformed, so in addition to the hard structure, it may contain pro-eutectoid ferrite and pearlite structures.
  • the pro-eutectoid ferrite and pearlite structures are clearly distinguished as hard structures by observation with a scanning electron microscope. If the area ratio of the pro-eutectoid ferrite and pearlite structures exceeds 5%, the metal structure becomes non-uniform, and cracks are likely to occur when the bolt is pressed into the shape.
  • the pro-eutectoid ferrite and pearlite structures are preferably 5% or less, more preferably 1% or less, and may be 0%.
  • a martensite structure is included in the metal structure, cracks are likely to occur when the bolt is pressed into the shape. Therefore, the metal structure must not contain a martensite structure. Martensite is observed as a white structure by a scanning electron microscope and is clearly distinguished as a hard structure.
  • the area ratio (%) of hard tissue refers to a value determined by the following procedure.
  • the C-section of the bolt shaft (a section perpendicular to the bolt shaft direction) is etched for 10 seconds using picral (a mixed solution of 4 g of picric acid per 100 ml of ethanol) to reveal the metal structure. If it is difficult to distinguish the structure, an additional etching of up to 10 seconds may be added.
  • picral a mixed solution of 4 g of picric acid per 100 ml of ethanol
  • an additional etching of up to 10 seconds may be added.
  • four observation positions are selected at 90° intervals in the circumferential direction from a depth D/4 position (i.e., circumferential positions) from the shaft surface in the C cross section of the etched shaft, and SEM photographs are taken at 1000x magnification for each observation position using a FE-SEM (Field Emission-Scanning Electron Microscope).
  • the ratio ⁇ MAX / ⁇ C of the half-width ⁇ C of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase at the center of the shank at the connection between the bolt head and the shank to the maximum value ⁇ MAX of the half-width ⁇ MAX of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase in the region from the surface of the connection to a depth of 500 ⁇ m toward the central axis of the shank is set to 1.50 or less.
  • the inventors have conducted extensive research to improve the hydrogen embrittlement resistance of the bolt and have found a correlation between the half-width of the X-ray diffraction peak of the ferrite phase and the hydrogen embrittlement resistance. More specifically, they have found that the hydrogen embrittlement resistance of the bolt is excellent when ⁇ MAX / ⁇ C is 1.50 or less.
  • ⁇ MAX / ⁇ C exceeds 1.50, the hydrogen embrittlement resistance of the bolt is insufficient, and fracture due to hydrogen embrittlement is likely to occur. It is preferably 1.40 or less, and more preferably 1.35 or less.
  • the lower limit of ⁇ MAX / ⁇ C is not particularly specified, but from the viewpoint of manufacturability, it is preferably 0.50 or more. In addition, the lower limit of ⁇ MAX / ⁇ C may be 0.70 or more, or may be 0.80 or more.
  • the half-width ⁇ C which is the denominator of ⁇ MAX / ⁇ C , is measured at the center of the shaft at the connection between the bolt head and the shaft.
  • ⁇ MAX which is the numerator of ⁇ MAX / ⁇ C , is the maximum value among the half-widths of the X-ray diffraction peaks measured at multiple locations in the region from the surface of the connection between the bolt head and the shaft to a depth of 500 ⁇ m toward the central axis of the shaft.
  • the bolt according to this embodiment is a so-called non-tempered bolt, and the strain introduced during cold working to finish the bolt shape remains in the bolt. Therefore, the half-width of the X-ray diffraction peak can change significantly depending on the measurement position.
  • the reason for measuring the half-width ratio of the X-ray diffraction peak at the connection is that the connection between the bolt head and the shaft is a location that is susceptible to stress concentration and is likely to be the starting point of delayed fracture due to hydrogen embrittlement, and it has been found that it is possible to improve hydrogen embrittlement resistance by controlling the half-width ratio of the X-ray diffraction peaks at this connection.
  • the measurement positions will be described with reference to the drawings.
  • Fig. 2 is a schematic cross-sectional view illustrating the measurement positions of the full width at half maximum ⁇ MAX and the full width at half maximum ⁇ C.
  • Fig. 2 shows an L cross section (a cross section parallel to the bolt axial direction) that is a cross section in the vicinity of the connection portion between the bolt head and the shank and includes the central axis of the shank.
  • reference numeral 1 denotes the contour of the bolt seat in the L-section
  • reference numeral 2 denotes the contour of the cylindrical portion in the L-section
  • reference numeral 3 denotes the contour of the surface of the connection between the bolt head and the shank.
  • the contour of the cylindrical portion is the contour of the incomplete thread portion.
  • the contour 1 of the lower surface of the bolt head and the contour 2 of the surface of the shank are oriented in a mutually intersecting direction.
  • the bolt seat refers to the surface portion that receives direct force when the threaded part is tightened (excluding the flank surface of the thread).
  • the cylindrical portion refers to the cylindrical portion between the head and the threaded part of the male threaded part.
  • the contour 1 and the contour 2 of the surface of the shank are almost perpendicular to each other, but as shown in another example described later, they do not necessarily have to be perpendicular to each other.
  • the connection between the lower surface of the bolt head and the surface of the shank is a minute R surface
  • the contour 3 of the surface of the connection can be approximately represented by a concave curve that connects the contours 1 and 2 extending in the intersecting direction.
  • the extension of the contour line 1 of the underside of the bolt head is defined as l flg
  • the extension of the contour line 2 of the surface of the shank is defined as l axis
  • the intersection of the extension line l flg and the extension line l axis is defined as A.
  • a line segment is drawn from the intersection point A toward the contour line 3 of the surface of the connection portion, and the intersection point between the line segment and the contour line 3 is O.
  • the line segment drawn from the intersection point A toward the contour line 3 is a line segment that forms an angle of 45° with the extension line l flg .
  • an extension line l measure parallel to the extension line l flg is extended from the intersection point O toward the central axis 4 of the shaft portion.
  • the intersection point between the extension line l measure and the central axis 4 is defined as C.
  • the intersection C is set as the measurement position of the half-value width ⁇ C. Also, as shown in FIG. 2, a region D extending from the intersection O along the extension line l measure to a depth of 500 ⁇ m is set as the measurement region of the half-value width ⁇ MAX .
  • a cross section of the connection part near the connection part between the bolt head and the shaft part which is an L cross section of the connection part including the central axis of the bolt, is mirror-finished as described below. Then, an X-ray diffraction measurement is performed at the intersection C in Fig. 2, and the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase at the intersection C (half-width means FWHM: Full Width Half Maximum) is measured. The X-ray diffraction measurement is performed five times. The average value of the five half-widths obtained by the five measurements is defined as the half-width ⁇ C .
  • five measurement positions are set from a region D up to a depth of 500 ⁇ m along the extension line l measure .
  • five measurement positions are set at 100 ⁇ m, 200 ⁇ m, 300 ⁇ m, 400 ⁇ m, and 500 ⁇ m away from the intersection point O, and at each measurement position, the half width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase (half width means FWHM: Full Width Half Maximum) is measured.
  • the X-ray diffraction measurement is performed five times at each measurement point, and the average of the five measurements is taken as the half width at each measurement position. Then, the maximum half width of the half widths obtained at the five measurement positions is taken as the half width ⁇ MAX .
  • the ferrite phase that is the subject of the measurement is mainly contained in the hard structure, and refers to ⁇ -Fe with a body-centered cubic structure. More specifically, it is the portion other than the carbides that make up the hard structure (sometimes called bainitic ferrite).
  • the X-ray diffraction peak for the (211) plane of the ferrite phase is an X-ray diffraction peak that has a peak position within the range of 150 to 170° when X-ray diffraction measurement is performed under the following conditions.
  • the diffraction profile obtained by the X-ray diffraction measurement is pre-processed by the following procedure: In the following, it is assumed that the measurement section of the X-ray diffraction measurement does not include any X-ray diffraction peak other than the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase.
  • the obtained diffraction profile is smoothed by the Savitsky-Golay method (A. Savitzky and M.J.E. Golay, Anal. Chem., 36 (1964), p.1627-1639.).
  • the smoothing point number (corresponding to the value of 2m+1 in Savitzky and Golay (1964)) is set to 7.
  • the intensity at the scan start angle and scan end angle of the X-ray diffraction measurement is used to connect the measurement start angle and the measurement end angle with a straight line, and the straight line is subtracted from the smoothed diffraction profile as the background.
  • the Rachinger method (Rachinger, W. A., J. Sci. Instrum., 25 (1948), p.254-255.) is applied to the diffraction profile from which the background has been subtracted, and the X-ray diffraction peak corresponding to the K ⁇ 2 line is removed from the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase in the diffraction profile from which the background has been subtracted.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak corresponding to the K ⁇ 1 line and the X-ray diffraction peak corresponding to the K ⁇ 2 line was set to 2:1. From the diffraction profile obtained by the above procedure, the FWHM is obtained, and this is the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase at the measurement position.
  • X-ray diffraction measurement conditions X-ray diffraction measurement conditions: Rigaku AutoMATE X-ray target: CrK ⁇ Acceleration voltage: 40 kV Acceleration current: 40mA Collimator diameter: ⁇ 150 ⁇ m X-ray scanning range (scan start angle to scan end angle): 146° to 165°
  • the L-section of the bolt shaft is first wet-polished with emery paper (water-resistant silicon carbide abrasive paper) of #400 to #1500.
  • emery paper water-resistant silicon carbide abrasive paper
  • the test piece is then polished with a polishing cloth soaked in a diamond suspension (a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluent such as alcohol or pure water) to give the test piece a mirror finish.
  • a diamond suspension a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluent such as alcohol or pure water
  • the half-width of the X-ray diffraction peak corresponding to the (211) plane of the ferrite phase is measured in the center of the shaft and within a region up to 500 ⁇ m from the surface of the connection part (for example, five points at 100 ⁇ m, 200 ⁇ m, 300 ⁇ m, 400 ⁇ m, and 500 ⁇ m from the surface).
  • the measurement start point is not the surface of the coating, but the surface of the base steel.
  • the measurement start point is set so that the X-ray irradiation area at the measurement start point (a circular area with the same diameter as the collimator diameter) does not include any areas other than the base steel. In other words, the measurement start point is set so that the X-ray irradiation area at the measurement start point circumscribes the surface of the base steel.
  • FIG. 3 Another example of a bolt is one in which the end of the shank on the head side is tapered, as shown in Figure 3.
  • reference number 1 is the contour line of the bolt's seating surface in L-section
  • reference number 2 is the contour line of the cylindrical portion in L-section
  • reference number 3 is the contour line of the surface of the connection between the bolt head and shank.
  • the contour line 1 of the underside of the bolt head and the contour line 2a of the tapered shape are oriented in directions that intersect with each other.
  • the contour line 2a of the tapered portion of the shank is inclined relative to the contour line 2 of the shank by the amount of the tapered shape, and is not perpendicular to the contour line 1.
  • the contour line 3 of the surface of the connection is approximately represented by a concave curve that connects the contour lines 1 and 2a that extend in the intersecting direction.
  • the extension of the contour line 1 of the lower surface of the bolt head is designated as l flg
  • the extension of the contour line 2a of the tapered portion of the shank is designated as l axis
  • the intersection of the extension line l flg and the extension line l axis is designated as A.
  • a line segment is drawn from the intersection point A toward the contour line 3
  • the intersection point between the line segment and the contour line 3 is designated as O.
  • the line segment drawn from the intersection point A toward the contour line 3 is a line segment that forms an angle of 45° with the extension line l flg .
  • an extension line l measure that is parallel to the extension line l flg is extended from the intersection point O toward the central axis 4 of the shank.
  • the intersection point between the extension line l measure and the central axis 4 is designated as C.
  • the intersection point C is then designated as the measurement position of the half-value width ⁇ C.
  • a region D extending from the intersection point O to a depth of 500 ⁇ m along the extension line l measure is defined as a measurement region for the half-value width ⁇ MAX .
  • FIG. 4 another example of a bolt is a bolt in which the underside of the head is undercut at the connection between the shank and the head.
  • reference numeral 1 denotes the contour of the bolt's seat in the L-section
  • reference numeral 2 denotes the contour of the surface of the cylindrical portion in the L-section
  • reference numeral 3a denotes the contour of the surface of the connection between the bolt head and the shank.
  • the contour 3a is an undercut contour.
  • Point B which is the connection point between the contour 2 of the shank and the contour 3a of the undercut shape, is located lower in the figure than the underside of the head.
  • contour 1 of the underside of the head and the contour 2a of the shank are oriented in mutually orthogonal directions.
  • the contour 3a of the surface of the connection is approximately represented by a concave curve that reflects the shape of the undercut and connects the contours 1 and 2a extending in the intersecting direction.
  • the extension of the contour line 1 of the underside of the bolt head is designated as l flg
  • the extension of the contour line 2 of the shank is designated as l axis
  • the intersection of the extension line l flg and the extension line l axis is designated as A.
  • a line segment is drawn from the intersection point A toward the contour line 3a, and the intersection point between the line segment and the contour line 3a is designated as O.
  • the line segment drawn from the intersection point A toward the contour line 3a is a line segment that forms an angle of 45° with the extension line l flg .
  • an extension line l measure that is parallel to the extension line l flg is extended from the intersection point O toward the central axis 4 of the shank.
  • the intersection point between the extension line l measure and the central axis 4 is designated as C.
  • the intersection point C is then designated as the measurement position of the half-value width ⁇ C.
  • a region D extending from the intersection point O to a depth of 500 ⁇ m along the extension line l measure is defined as a measurement region for the half-value width ⁇ MAX .
  • the tensile strength of the bolt according to this embodiment is in the range of 800 to 1700 MPa.
  • the bolt according to this embodiment has excellent hydrogen embrittlement resistance, even though it is a bolt with a tensile strength of 800 MPa or more.
  • the tensile strength is 1700 MPa or less, the bolt has excellent manufacturing suitability.
  • the tensile strength of the steel of the bolt means the value measured in accordance with the test method described in JIS B 1051:2014.
  • the bolt of this embodiment is made by a step of manufacturing the wire rod and steel wire, and a step of manufacturing the bolt from the obtained steel wire.
  • a steel slab having the same chemical composition as the bolt according to the embodiment of the present invention is heated and hot rolled at a finish rolling temperature of more than 900° C. After hot rolling, the steel slab is cooled in the temperature section from the coiling end temperature to 500° C. at an average cooling rate of 10° C./sec or more (the time arithmetic mean of the cooling rate in the temperature section from the coiling end temperature to 500° C.). Then, a wire is obtained by performing isothermal holding (isothermal transformation treatment).
  • the wire is immediately immersed in a molten salt bath at 350 to 500°C and maintained at a constant temperature.
  • the immersion time in the molten salt bath is set to 5 to 150 seconds.
  • the wire After being held in the molten salt bath for a specified time, the wire can be cooled by water cooling or naturally cooling. The same effect can be obtained even if a lead bath, fluidized bed or other equipment is used as the immersion bath instead of a molten salt bath.
  • the steel wire is produced by drawing. At this time, the wire is drawn in a single pass or multiple passes, with a total reduction in area of 15 to 65%.
  • the total reduction in area must be at least 15%. If the total reduction in area is too low, hydrogen embrittlement resistance may decrease. Also, sufficient tensile strength may not be obtained.
  • the diameter of the steel wire to be manufactured is not particularly limited, and an appropriate diameter may be selected according to the dimensions of the bolt according to the embodiment of the present invention, but may be, for example, 10.0 mm or less.
  • the diameter of the shaft of the bolt may also be 10.0 mm or less.
  • the cold forging process consists of a shearing process, a forward extrusion process, a bolt head preforming process, and a bolt head finishing process. Each process will be explained with reference to Figures 5 to 7.
  • the bolt of this embodiment is not limited to those manufactured by the manufacturing method described below, and even bolts manufactured by manufacturing methods other than the manufacturing method described below are included in the bolt of the present invention as long as the chemical composition, metal structure, and half-width ratio of the X-ray diffraction peaks (ratio ⁇ MAX / ⁇ C ) satisfy the ranges of the present invention.
  • the resulting steel wire is cut and processed into blanks of the required length.
  • a blank 1 is subjected to forward extrusion to draw a portion of the blank 1 into an extruded material 1a.
  • the drawn portion 2 (forward extruded portion) of the extruded material 1a includes a portion that corresponds to the neck portion when the material is finished into the shape of a flanged hexagonal bolt.
  • the bolt head is then formed through a bolt head preforming process and a bolt head finishing process (process 1).
  • the area reduction ratio R in the forward extrusion process may be, for example, 0.10 or more.
  • the area reduction ratio R is defined as ( A0 - A1 )/ A0 , where A0 is the cross-sectional area of the large diameter portion 3 of the extruded material 1a and A1 is the cross-sectional area of the drawn portion 2 of the extruded material 1a.
  • the forward extrusion process adjusts the strain distribution of the bolt, and the ratio of the half widths of the X-ray diffraction peaks at the connection portion between the bolt head and the shank (ratio ⁇ MAX / ⁇ C ) can be set to 1.50 or less.
  • the large diameter portion 3 (the portion not subjected to the forward extrusion process) of the forward extruded extrusion processed material 1a is swaged to form a preformed material 1b having a large diameter portion 13 that has been swaged.
  • the outer diameter of the large diameter portion 13 is enlarged and the height of the large diameter portion 13 is reduced compared to the large diameter portion 3 of the extrusion processed material 1a (Process 2).
  • the preformed material 1b after the bolt head preforming process is inserted into a finishing die bore 21 and swaged with a punch 20 to be processed into the final bolt shape.
  • a knockout 22 is placed under the preformed material 1b to position the preformed material 1b.
  • the punch 20 may have an appropriate die hole formed according to the bolt head shape to be formed. For example, when forming a flanged hexagonal bolt, a punch with a hexagonal die hole is used.
  • the distance between the lower end 13a of the large diameter portion 13 (upset processing portion) and the upper end 21a of the finishing forming die bore 21 is preferably at least ( ⁇ L) mm and at most ( ⁇ L+r) mm.
  • ⁇ L can be calculated using the following formula.
  • S1 is the cross-sectional area of the shank of the preformed material 1b
  • S2 is the cross-sectional area of the shank after the bolt head finishing process
  • L2 is the length of the shank after the bolt head finishing process
  • r is the radius of the shank after the bolt head finishing process.
  • the distance between the lower end 13a and the upper end 21a is less than ( ⁇ L) mm, the ratio of the half widths of the X-ray diffraction peaks, ⁇ MAX / ⁇ C, may exceed 1.50, and if it exceeds ( ⁇ L + r) mm, buckling may occur during the bolt head finishing process. Therefore, the distance between the lower end 13a and the upper end 21a should be at least ( ⁇ L) mm and at most ( ⁇ L + r) mm.
  • the ratio ⁇ MAX / ⁇ C of the half widths of the X-ray diffraction peaks at the connection between the bolt head and shank can be made 1.50 or less.
  • the threads are formed on the bolt shaft by rolling.
  • the bolt according to this embodiment has high strength even in this state, but in order to improve other mechanical properties required for a bolt, such as yield strength, yield ratio, and ductility, it may be held at 200 to 600°C for 10 to 300 minutes after being finished into the bolt shape, and then cooled. Note that this heat treatment does not fall under the category of heat treatment for refining.
  • a coating such as electrolytic zinc plating may be applied to prevent rust. If hydrogen penetrates into the bolt due to the above-mentioned anti-rust coating, the bolt may be kept at 150-250°C for 60-480 minutes and then cooled as a heat treatment to release the hydrogen to the outside of the bolt. Note that this heat treatment does not fall under the category of heat treatment for tempering.
  • a steel wire having the chemical composition according to the present invention is cold forged through the above-described shearing process, forward extrusion process, bolt head preforming process, and bolt head finishing process to form the steel wire into a bolt shape.
  • This makes it possible to set the ratio ⁇ MAX / ⁇ C of the half-widths of the X-ray diffraction peaks at the connection between the bolt head and the shank to 1.50 or less, thereby making it possible to prevent delayed fracture originating from the connection due to hydrogen embrittlement.
  • steel billets having the chemical compositions shown in Tables 1A to 2B were used to manufacture steel wires in the following procedure.
  • the balance other than the elements shown in Tables 1A to 2B is Fe and impurities.
  • the chemical composition of the steel wire can be considered to be the same as the chemical composition of the steel billets. This is because the hot rolling, isothermal transformation treatment, water cooling, air cooling, and wire drawing included in the following procedure do not affect the chemical composition of the steel wire.
  • the steel billets were hot-rolled under the conditions shown in Table 2, and cooled at an average cooling rate of 10°C/sec or more in the temperature range from the coiling end temperature to 500°C to obtain wires with the wire diameters shown in Table 2.
  • steel wires were obtained by sequentially carrying out isothermal transformation treatment, water cooling, and wire drawing under the conditions shown in Tables 3A and 3B. Note that all levels were drawn in a single pass.
  • each level of steel wire was cold worked (cold forged) under the conditions shown in Tables 3A and 3B to be processed into the shape of a flanged hexagonal bolt with a nominal diameter of 8.0 mm or 4.0 mm (M8 and M4 flanged hexagonal bolts as specified in JIS B1189:2015).
  • Form 1 in Tables 3A and 3B was the condition for performing the cold working described below. That is, the shearing process, forward extrusion process, bolt head preforming process, and bolt head finishing process were performed.
  • the shearing process the steel wire was cut to obtain a blank material.
  • the blank material 1 was forward extruded to obtain an extruded material 1a having a drawn portion 2 and a large diameter portion 3.
  • the reduction ratio was 0.12.
  • the bolt head preforming process as shown in FIG. 6
  • the large diameter portion 3 of the extruded material 1a was upset to obtain a preformed material 1b having a large diameter portion 13 that had been upset.
  • the bolt head finishing process as shown in FIG.
  • the preformed material 1b was inserted into a finishing die hole 21 and upset with a punch 20 with a hexagonal mold hole to obtain the final shape of a flanged hexagonal bolt.
  • the lower end 13a of the large diameter portion 13 of the preform 1b was positioned so as not to come into contact with the upper end 21a of the finish forming die cavity 21.
  • the distance between the lower end 13a of the large diameter portion 13 (upsetting processing portion) and the upper end 21a of the finish forming die cavity 21 was 0.45 mm.
  • ⁇ L 0.30 mm.
  • ⁇ L + r was more than 0.45 mm.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the obtained bolts was measured by the following method. First, the bolts were electrolytically hydrogen-charged to contain 0.5 ppm of diffusible hydrogen. The electrolytic hydrogen charging method was in accordance with ISO16573. Next, the samples were plated with Cd to prevent hydrogen from being released from the machine parts into the atmosphere during the test. Next, a load of 90% of the maximum tensile load of the bolt was applied to the bolts in the atmosphere, and the bolts were held in this state for 100 hours or more.
  • Bolts of levels 42 to 63 did not fall within the chemical composition of the present invention. Therefore, as shown below, bolts of levels 42 to 63 did not have satisfactory tensile strength, cold workability, and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of level 42 did not meet the tensile strength requirements of the bolts covered by this invention because the C content was outside the chemical composition of this invention.
  • the bolts of level 43 had a C content outside the chemical composition of the present invention, so they cracked during forging and could not be evaluated for tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • Bolts of levels 44, 48, 49, 51, 52, 53, 56 to 63 had Si, Ti, B, N, O, Nb, V, Ce, Cu, Ca, Mg, Sn, and W contents that were outside the chemical composition of the present invention, so cracks occurred during forging and it was not possible to evaluate the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of level 50 had a B content outside the chemical composition of the present invention, so the area ratio of the hard structure at a depth of D/4 from the shaft surface was less than 95%, and the hard structure was mixed with ferrite, resulting in a non-uniform structure, which caused cracks during forging and made it impossible to evaluate the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of levels 45, 54, and 55 had Mn, Cr, and Mo contents that fell outside the chemical composition of the present invention, so martensite formed locally and caused cracks during forging, making it impossible to evaluate the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of level 64 were not subjected to isothermal transformation treatment and were left to cool naturally, so the area ratio of hard structure at a depth of D/4 from the shaft surface was less than 95%, which resulted in cracks occurring during forging and made it impossible to evaluate the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of level 65 were not immersed in the molten salt bath for sufficient time during the isothermal transformation treatment, so martensite formed during the water cooling treatment after the isothermal transformation treatment, causing cracks during heading, making it impossible to evaluate the tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the bolts of Levels 66 and 67 were subjected to a cold forging process designed so that when the preformed bolt was inserted into the finish forming die cavity, the lower end of the expanded portion of the preformed bolt came into contact with the upper end of the finish forming die cavity.
  • the ratio of the half widths of the X-ray diffraction peaks, ⁇ MAX / ⁇ C exceeded 1.50 and the bolts did not have sufficient resistance to hydrogen embrittlement.
  • the bolts of level 68 were outside the tensile strength range of the present invention because the wire drawing conditions were not favorable.
  • the bolts disclosed herein have a tensile strength of 800 MPa to 1,700 MPa and excellent resistance to hydrogen embrittlement, making them highly applicable in industry.

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Abstract

このボルトは、所定の化学組成を有し、軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、ボルト頭部と前記軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、前記接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、引張強さが８００～１７００ＭＰａである。

Description

ボルト
　本発明は、ボルトに関する。本発明に係るボルトは、特に、非調質ボルトに関する。
　本願は、２０２３年３月１５日に、日本に出願された特願２０２３－０４１２８７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車等の各種機械や土木・建築分野において、軽量化や小型化、コスト低減等の観点から８００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ボルトが使用されている。しかし、一般に高強度ボルトでは、水素脆化が生じ易くなることが知られており、ボルトの高強度化を達成するためには、強度と共に耐水素脆化特性を向上させる必要がある。
　高強度ボルトのような高強度部品の耐水素脆化特性を向上させる方法として、組織をパーライト組織やベイナイト組織とし、伸線加工によって組織を強化する手法が知られており、これまでに多くの提案がなされている（例えば、特許文献１～５）。
　しかし、一層のスペースの効率化のために、ボルトの更なる高強度化が望まれており、特に非調質ボルトの高強度化に対応していくためには、従来の技術のみでは十分でない可能性がある。
　引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度ボルトを製造する方法としては、例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を添加した合金鋼の鋼線を、所定の形状に成形した後に、焼入れ焼戻し処理を行うことで高強度ボルトを製造する方法がある。しかし、この方法では熱処理コストがかかり製造コストの面で不利である。
　一方で、製造コストを低減するために、成形後の焼入れ焼戻しを省略し、急速冷却、析出強化等によって強度を高めた線材に伸線加工を加えることで、所定の強度を付与した高強度ボルトを製造する方法が知られている。この方法により製造されたボルトは非調質ボルトと呼ばれている。
　例えば、パーライト組織またはベイナイト組織を伸線加工して強化した鋼線を冷間加工して製造した非調質ボルトにおいては、パーライト組織またはベイナイト組織の内部におけるセメンタイト相とフェライト相との界面で水素を捕捉するため、鋼材内部への水素の侵入が抑制され、耐水素脆化特性が向上すると考えられる。しかし、この技術だけで耐水素脆化特性を十分に向上させることは容易ではなく、更なる向上が望まれている。
　非調質ボルトの製造方法として、特許文献６には、棒状の金属材料を予備成形することにより、押圧側が膨出したボルト予備成形材を形成し、次いで、ボルト予備成形材の軸部体積を、ボルト仕上げ成形材の軸部体積よりも大きくするように成形するボルトの圧造方法が記載されている。しかし、特許文献６の方法によって製造されたボルトであっても、耐水素脆化特性は不十分である。
日本国特開平１１－３１５３４８号公報 日本国特開２００１－３４８６１８号公報 日本国特開２００５－２８１８６０号公報 国際公開第２０１６／１２１８２０号 国際公開第２０１７／１２２８３０号 日本国特開２００７－１３６４６０号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、引張強さが８００ＭＰａ～１７００ＭＰａで、耐水素脆化特性に優れたボルトを提供することである。
　本発明の要旨は以下の通りである。
［１］　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１８～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、
　ボルト頭部と前記軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、前記接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、引張強さが８００～１７００ＭＰａである、ボルト。
［２］　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１８～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
更に、下記Ａ群、Ｂ群及びＣ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、
　ボルト頭部と前記軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、前記接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、
引張強さが８００～１７００ＭＰａである、ボルト。
［Ａ群］Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｗ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
［Ｂ群］Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下からなる群から選択される１種又は２種。
［Ｃ群］Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０４００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
［３］　質量％で、前記Ａ群を含有する化学組成を有する［２］に記載のボルト。
［４］　質量％で、前記Ｂ群を含有する化学組成を有する［２］に記載のボルト。
［５］　質量％で、前記Ｃ群を含有する化学組成を有する［２］に記載のボルト。
　本発明によれば、引張強さが８００ＭＰａ～１７００ＭＰａで、耐水素脆化特性に優れたボルトを提供できる。
図１は、本発明の実施形態であるボルトの鋼の硬質組織の面積率の測定位置を説明する軸部の断面模式図。 図２は、本発明の実施形態であるボルトの変形例１のβＭＡＸ／βＣの測定位置を示す図であって、ボルト頭部と軸部との接続部近傍の軸部中心軸を含む断面模式図。 図３は、本発明の実施形態であるボルトのβＭＡＸ／βＣの測定位置を示す図であって、ボルト頭部と軸部との接続部近傍の軸部中心軸を含む断面模式図。 図４は、本発明の実施形態であるボルトの変形例２のβＭＡＸ／βＣの測定位置を示す図であって、ボルト頭部と軸部との接続部近傍の軸部中心軸を含む断面模式図。 図５は、本発明の実施形態であるボルトの製造方法の工程１を説明する工程図。 図６は、本発明の実施形態であるボルトの製造方法の工程２を説明する工程図。 図７は、本発明の実施形態であるボルトの製造方法の工程３を説明する工程図。
　以下、本発明の実施形態に係るボルトについて、詳細に説明する。
　本発明の実施形態に係るボルトは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１８～０．８０％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、ボルト頭部と軸部との接続部の軸部中心におけるフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、引張強さが８００～１７００ＭＰａである、ボルトである。
　熱処理を行ったボルトの場合、ボルト頭部や、ボルト頭部と軸部との接続部周辺では、どの位置で測定をしてもフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅が変わらない（ただし、熱処理を行った後に転造によりねじ部を形成するボルトの場合、ねじ部周辺でフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅が変化することがある）。本開示のボルトは、加工の影響により、測定する位置によって、フェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅が変わる。
≪化学組成≫
　以下、本発明の実施形態に係るボルトの鋼の化学組成について説明する。以下の説明において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。また、「～」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。なお、「～」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。
［Ｃ：０．１８％～０．８０％］
　Ｃは、引張強さを確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１８％未満の場合、所望とする引張強さを得ることが困難である。よって、Ｃ含有量の下限を０．１８％以上とする。好ましくは０．２０％以上である。また、Ｃ含有量が０．８０％超である場合、冷間加工性が劣化する。よって、Ｃ含有量の上限を０．８０％以下とする。好ましくは０．７５％以下である。
［Ｓｉ：０．０１～１．５０％］
　Ｓｉ（珪素）は、脱酸元素であると共に、固溶強化により引張強さを高める元素である。Ｓｉ含有量が０．０１０％未満である場合、Ｓｉの含有効果が十分に発現しない。よって、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量が１．５０％超である場合、Ｓｉの含有効果が飽和すると共に、熱間圧延時の延性が劣化して表面疵が発生し易くなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｓｉ含有量の上限を１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下である。
［Ｍｎ：０．５０～２．００％］
　Ｍｎ（マンガン）は、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進し、鋼の引張強さを高める元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満である場合、Ｍｎの含有効果が十分に発現しない。よって、Ｍｎ含有量の下限を０．５０％以上とする。好ましくは０．６０％以上である。 また、Ｍｎ含有量が２．００％超である場合、局所的にマルテンサイト組織が生成し、冷間加工性が劣化する場合がある。よって、Ｍｎ含有量の上限を２．００％以下とする。好ましくは１．５０％以下である。
［Ａｌ：０．００５～０．０８０％］
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸元素であると共に、ピン止め粒子として機能するＡｌＮを形成する元素である。ＡｌＮは結晶粒を細粒化し、これにより冷間加工性を高める。また、Ａｌは、固溶Ｎを低減して動的ひずみ時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。また、Ａｌ含有量が０．０８０％超である場合、上述の効果が飽和すると共に、Ａｌ２Ｏ３などの粗大な酸化物が形成されて、疲労破壊の原因となる場合がある。よって、Ａｌ含有量の上限を０．０８０％以下とする。好ましくは０．０６０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐ（リン）は、不可避的に鋼に混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させると共に、冷間加工性を劣化させる元素である。本実施形態に係るボルトはＰを含有する必要がないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱リンコスト）の低減の観点から、Ｐ含有量は０％超であってもよく、０．００２％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。Ｐ含有量が０．０３０％超の場合、耐水素脆化特性の劣化、及び、冷間加工性の劣化が顕著となる。よってＰ含有量は０．０３０％以下に制限する。好ましくは０．０１５％以下である。
［Ｓ：０．０３０％以下］
　Ｓ（硫黄）は、Ｐと同様に不可避的に鋼に混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させると共に、冷間加工性を劣化させる元素である。従って、本実施形態に係るボルトはＳを含有する必要がないので、Ｓ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱硫コスト）の低減の観点から、Ｓ含有量は０％超であってもよく、０．００２％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。Ｓ含有量が０．０３０％超では、耐水素脆化特性の劣化、及び、冷間加工性の劣化が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０３０％以下に制限する。好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｔｉ：０．００５～０．１００％］
　Ｔｉ（チタン）は、脱酸元素であるとともに、ピン止め粒子として機能するＴｉＮを形成する元素である。また、Ｔｉは、固溶Ｎを低減して動的ひずみ時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。また、鋼中のＢＮの生成を抑制する効果がある。Ｔｉ含有量が０．００５％未満である場合、動的ひずみ時効による冷間加工性の劣化、耐水素脆化特性の劣化、鋼中のＢＮの過剰生成が発生する場合がある。よって、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％以上とする。好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超である場合、上述の効果が飽和すると共に、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。従ってＴｉ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｂ：０．０００３～０．００５０％］
　Ｂ（硼素）は、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、引張強さを高める元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満である場合、硬質組織への変態（ベイナイト変態）が促進されず、恒温変態処理時に初析フェライト組織やパーライト組織が過剰に生成する場合がある。よって、Ｂ含有量の下限を０．０００３％以上とする。好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００７％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、鋼中にＢＮやＦｅ２３（ＢＣ）６などが生成し、冷間加工性が劣化する場合がある。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
［Ｎ：０．０１５０％以下］
　Ｎ（窒素）は、動的ひずみ時効により冷間加工性を劣化させる元素である。本実施形態に係るボルトはＮを含有する必要がないので、Ｎ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱窒コスト）の低減の観点から、Ｎ含有量は０％超であってもよく、０．０００２％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。Ｎ含有量が０．０１５０％超の場合、動的ひずみ時効による冷間加工性の劣化が顕著である。よってＮ含有量は０．０１５０％以下に制限する。好ましくは０．００４０％以下である。
［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏ（酸素）は、不可避的に鋼に混入する不純物元素であり、鋼中にＡｌ及びＴｉ等の酸化物として存在する。本実施形態に係るボルトはＯを含有する必要がないので、Ｏ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱酸コスト）の低減の観点から、Ｏ含有量は、０％超であってもよく、０．０００２％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。Ｏ含有量が０．０１００％を超える場合、粗大な酸化物が鋼中に生成して、疲労破壊が生じ易い。従ってＯ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
［残部：Ｆｅ及び不純物］
　本実施形態のボルトの鋼の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、又は、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　なお、本実施形態のボルトの鋼の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、下記Ａ群、Ｂ群およびＣ群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。
［Ａ群］Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｗ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
［Ｂ群］Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下からなる群から選択される１種又は２種。
［Ｃ群］Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０４００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
［Ａ群］について
　本実施形態のボルトの鋼の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、引張強さを高める元素である。
［Ｃｒ：１．５０％以下］
　Ｃｒ（クロム）は、任意の元素であり、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、鋼の引張強さを高める元素である。Ｃｒの含有効果を発現するためには、より好ましくは０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上であり、特に好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％超である場合、局所的にマルテンサイト組織が生成し、冷間加工性が劣化する場合がある。従ってＣｒ含有量は１．５０％以下とする。好ましくは１．３０％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。
［Ｍｏ：０．５０％以下］
　Ｍｏ（モリブデン）は、任意の元素であり、Ｃｒと同様に硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、鋼の引張強さを高める元素である。Ｍｏの含有効果を発現するためには、より好ましくは０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上であり、特に好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超である場合、局所的にマルテンサイトが生成し、冷間加工性が劣化する場合がある。従ってＭｏ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
［Ｎｂ：０．０５０％以下］
　Ｎｂ（ニオブ）は、任意の元素であり、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、引張強さを高める元素である。Ｎｂの含有効果を発現するためには、好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超である場合、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。従ってＮｂ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｖ：０．２０％以下］
　Ｖ（バナジウム）は、任意の元素であり、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、引張強さを高める元素である。これらの効果を得る観点から、Ｖ含有量は好ましくは０％超または０．０２％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｖ含有量が０．２０％超である場合、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
　［Ｗ：０．２０％以下］
　Ｗ（タングステン）は、任意の元素であり、硬質組織への変態（ベイナイト変態）を促進させ、引張強さを高める元素である。これらの効果を得る観点から、Ｗの含有量は好ましくは０％超または０．０２％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｗの含有量が０．２０％超である場合、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。したがって、Ｗの含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
［Ｂ群］について
　また、本実施形態のボルトの鋼の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種を含有してもよい。
［Ｃｕ：０．５０％以下］
　Ｃｕ（銅）は、任意の元素であり、耐水素脆化特性を向上させたいときに含有させてもよい。Ｃｕは、０％超でもよく、０．０２％以上でもよい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
［Ｎｉ：０．５０％以下］
　Ｎｉ（ニッケル）は、任意の元素である。Ｎｉは、Ｃｕを含有する場合に、Ｃｕによる鋼材の熱間延性の低下を抑制するために含有させてもよい。Ｎｉは、０％超でもよく、０．０２％以上でもよい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
［Ｃ群］について
　また、本実施形態のボルトの鋼の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｎの１種又は２種以上を含有してもよい。
［Ｃａ：０．０１００％以下］
　Ｃａ（カルシウム）は、任意の元素である。Ｃａは脱酸元素であり、鋼中のＭｎＳの形状を球状化し、冷間加工性や被削性を向上させる効果があるため、これらの特性を向上させたい場合は含有してもよい。Ｃａは、０％超でもよく、０．０００２％以上でもよく、０．０００５％以上でもよい。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、Ｃａ系介在物が鋼中に混入しやすくなり、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
［Ｍｇ：０．０１００％以下］
　Ｍｇ（マグネシウム）は、任意の元素である。Ｍｇは脱酸元素であり、鋼材中のＭｎＳの形状を球状化し、冷間加工性や被削性を向上させる効果があるため、これらの特性を向上させたい場合は添加してもよい。Ｍｇは、０％超でもよく、０．０００２％以上でもよく、０．０００５％以上でもよい。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、Ｍｇ系介在物が鋼中に混入しやすくなり、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
［Ｃｅ：０．０２０％以下］
　Ｃｅ（セリウム）は、任意の元素である。Ｃｅは脱酸元素であり、鋼材中のＭｎＳの形状を球状化し、冷間加工性や被削性を向上させる効果があるため、これらの特性を向上させたい場合は添加してもよい。Ｃｅは、０％超でもよく、０．００２％以上でもよく、０．００５％以上でもよい。一方、Ｃｅ含有量が０．０２０％を超えると、Ｃｅ系介在物が鋼中に混入しやすくなり、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｃｅ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
［Ｓｎ：０．０４００％以下］
　Ｓｎ（錫）は、任意の元素である。Ｓｎは耐食性を向上させる効果があるため、耐食性を向上させたい場合は含有してもよい。Ｓｎは、０％超でもよく、０．０００２％以上でもよく、０．０００５％以上でもよい。一方、Ｓｎ含有量が０．０４００％を超えると、鋼の熱間延性が低下し、線材圧延時に表面疵が発生しやすくなる。この表面疵に起因して、冷間加工性が低下する場合がある。よって、Ｓｎ含有量は０．０４００％以下とする。好ましくは０．０２００％以下である。
≪金属組織≫
　次に、金属組織について説明する。本実施形態に係るボルトの鋼の金属組織は、軸部のＣ断面（軸部の中心軸に対して垂直な断面）において、ボルトの軸部直径をＤとした場合の軸部表面からの深さＤ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織である。
　更に、本実施形態に係るボルトは、軸部中心におけるフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、軸部表層から５００μｍまでの領域におけるフェライトの（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣは１．５０以下とする。
（硬質組織）
　硬質組織は、過冷変態組織であって、恒温変態処理によって得られる組織である。硬質組織は走査電子顕微鏡で観察した時に炭化物相が分散したフェライト相からなる組織として観察される。硬質組織は、ベイナイト組織と称される場合もある。硬質組織は、炭化物相とフェライト相のラメラ組織であるパーライト組織を有さない。また、マルテンサイト組織は本発明において硬質組織に含まれない。
　なお、本実施形態の鋼材のミクロ組織において、マルテンサイト組織、初析フェライト組織及びパーライト組織以外の組織を「硬質組織」と定義したとき、ミクロ組織中の硬質組織の面積率が９５％以上であって、かつ、ボルトの鋼の引張強さが８００～１７００ＭＰａであれば、そのボルトの鋼のミクロ組織は実質的に硬質組織である。
　硬質組織は、高強度と優れた加工性とを有する。これにより、ボルトの鋼の強度及び冷間加工性が向上する。本実施形態に係るボルトの鋼の金属組織は、熱間圧延後に連続冷却された後、恒温変態処理されるため、硬質組織以外に、初析フェライト組織とパーライト組織を含む場合がある。初析フェライト組織とパーライト組織は走査電子顕微鏡による観察で硬質組織と明確に識別される。初析フェライト組織とパーライト組織の面積率が５％超の場合、金属組織が不均一になるので、ボルトの形状に圧造する際に割れが発生しやすくなる。よって、初析フェライト組織とパーライト組織は、５％以下であることが望ましく、１％以下がさらに好ましく、０％でもよい。また、マルテンサイト組織が金属組織に含まれる場合、ボルトの形状に圧造する際に割れが発生しやすくなる。よって、金属組織にマルテンサイト組織を含んでいてはならない。マルテンサイトは走査電子顕微鏡で白色の組織として観察され、硬質組織と明確に識別される。
（硬質組織の面積率の測定方法）
　本明細書において、硬質組織の面積率（％）は、以下の手順によって求められた値を指す。
　ボルトの軸部のＣ断面（ボルト軸方向に垂直な断面）を、ピクラール（エタノール１００ｍｌに対しピクリン酸４ｇの混合溶液）を用いて１０秒間エッチングし、金属組織を現出させる。組織の判別が困難である場合は、さらに１０秒以内のエッチングを追加してもよい。
　次いで、図１に示すように、エッチング後の軸部のＣ断面における軸部表面からの深さＤ／４位置（即ち、円周状の位置）から、円周方向に９０°おきに４箇所の観察位置を選び、各々の観察位置について、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　－　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて倍率１０００倍のＳＥＭ写真を撮影する。
　得られた４つのＳＥＭ写真において、硬質組織以外の組織（初析フェライト組織、パーライト組織）を目視でマーキングし、金属組織全体に対する硬質組織以外の組織の面積率（％）を画像解析によって求める。得られた硬質組織以外の組織の面積率（％）を１００％から差し引くことにより、硬質組織の面積率（％）を得ることができる。なお、ボルトの軸部のＣ断面の位置は、ボルト座面からボルト軸方向に沿って７ｍｍ離れた位置の軸部のＣ断面とする。硬質組織以外の組織が見当たらない場合は、硬質組織の面積率を１００％としてよい。
（βＭＡＸ／βＣ）
　本実施形態に係るボルトでは、ボルト頭部と軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下とする。本発明者らは、ボルトの耐水素脆化特性を向上させるため、鋭意検討した結果、フェライト相のＸ線回折ピークの半価幅と耐水素脆化特性との相関を見出した。より具体的には、βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であるときに、ボルトの耐水素脆化特性が優れることを見出した。
　βＭＡＸ／βＣが１．５０超の場合、ボルトの耐水素脆化特性が十分でなく、水素脆化による破断が生じやすくなる。好ましくは１．４０以下であり、より好ましくは１．３５以下である。一方、βＭＡＸ／βＣの下限は特に規定されないが、製造性の面から、０．５０以上であることが好ましい。また、βＭＡＸ／βＣの下限は、０．７０以上であってもよく、０．８０以上であってもよい。
（Ｘ線回折ピークの半価幅の測定位置及び測定方法）
　βＭＡＸ／βＣの分母である半価幅βＣは、ボルト頭部と軸部との接続部の軸部中心において測定する。また、βＭＡＸ／βＣの分子であるβＭＡＸは、ボルト頭部と軸部との接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域の複数箇所においてX線回折ピークの半価幅を測定し、その中の最大値とする。本実施形態に係るボルトは、いわゆる非調質ボルトであって、ボルト形状に仕上げるための冷間加工時に導入される歪がボルトに残存する。そのため、測定位置によってＸ線回折ピークの半価幅が大きく変化しうる。Ｘ線回折ピークの半価幅の比を接続部において測定する理由は、ボルト頭部と軸部との接続部は、応力集中を受けやすい箇所であって、水素脆化による遅れ破壊の起点となりやすいためであり、この接続部のＸ線回折ピークの半価幅の比を制御することで、耐水素脆化特性を向上することが可能になることを見出したためである。以下、図面を参照して測定位置を説明する。
　図２は、半価幅βＭＡＸ及び半価幅βＣの測定位置を説明する断面模式図である。図２には、ボルト頭部と軸部との接続部近傍の断面であって、軸部の中心軸を含むＬ断面（ボルト軸方向に平行な断面）を示している。
　まず図２において、符号１は、Ｌ断面におけるボルトの座面の輪郭線であり、符号２は、Ｌ断面における円筒部の輪郭線であり、符号３は、ボルト頭部と軸部との接続部の表面の輪郭線である。なお、全ねじボルトの場合の円筒部の輪郭線は不完全ねじ部の輪郭をとる。ボルト頭部の下面の輪郭線１と、軸部の表面の輪郭線２とは、相互に交差する方向を向いている。ここで、ボルトの座面とは、ねじ部品の締付けのとき直接力を受ける面の部分をいう（ただし、ねじのフランク面を除く）。円筒部はおねじ部品の頭部とねじ部との間にある円筒部分をいう。図２の例では、輪郭線１と軸部の表面の輪郭線２とはほぼ直交しているが、後述する別例に示すように、必ずしも直交している必要はない。また、ボルト頭部の下面と軸部の表面との接続部分は微小なＲ面となっているため、接続部の表面の輪郭線３は、交差方向に延在する輪郭線１、２を結ぶように凹曲線で近似的に表すことができる。
　ここで、ボルト頭部の下面の輪郭線１の延長線をｌｆｌｇとし、軸部の表面の輪郭線２の延長線をｌａｘｉｓとし、延長線ｌｆｌｇと延長線ｌａｘｉｓとの交点をＡとする。
　次に、図２に示すように、交点Ａから、接続部の表面の輪郭線３に向けて線分を描き、線分と輪郭線３との交点をＯとする。交点Ａから輪郭線３に向けて描く線分は、延長線ｌｆｌｇとのなす角が４５°になるような線分である。
　次に、図２に示すように、交点Ｏから、軸部の中心軸線４に向けて、延長線ｌｆｌｇと平行な延長線ｌｍｅａｓｕｒｅを延ばす。延長線ｌｍｅａｓｕｒｅと中心軸線４との交点をＣとする。
　そして図２に示すように、交点Ｃを半価幅βＣの測定位置とする。また、図２に示すように、交点Ｏから延長線ｌｍｅａｓｕｒｅに沿って深さ５００μｍまでの領域Ｄを、半価幅βＭＡＸの測定領域とする。
　図２に示したように、ボルト頭部と軸部との接続部近傍の断面であって、ボルトの中心軸を含む接続部のＬ断面を、後述するように鏡面仕上げにする。そして、図２の交点ＣにおいてＸ線回折測定を行い、交点Ｃにおいて、フェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅（半価幅は、ＦＷＨＭ：Ｆｕｌｌ　Ｗｉｄｔｈ　Ｈａｌｆ　Ｍａｘｉｍｕｍ（半値全幅）を意味する）を測定する。Ｘ線回折測定は５回行う。５回の測定によって得られた５つの半価幅の平均値を半価幅βＣとする。
　また、図２に示すように延長線ｌｍｅａｓｕｒｅに沿って深さ５００μｍまでの領域Ｄから、５点の測定位置を設定する。例えば、交点Ｏから１００μｍ、２００μｍ、３００μｍ、４００μｍ、５００μｍだけ離れた５点を測定位置とし、各測定位置において、フェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅（半価幅は、ＦＷＨＭ：Ｆｕｌｌ　Ｗｉｄｔｈ　Ｈａｌｆ　Ｍａｘｉｍｕｍ（半値全幅）を意味する）を測定する。Ｘ線回折測定は各測定点においてそれぞれ５回行い、５回の平均をそれぞれの測定位置における半価幅とする。そして、５箇所の測定位置で得られた半価幅のうち、最大の半価幅を半価幅βMAXとする。
　そして、半価幅βＣと半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣを求める。
　測定対象であるフェライト相は、主に硬質組織に含まれるものであり、体心立方構造を有するα－Ｆｅを指す。より詳細には、硬質組織を構成する炭化物以外の部分（ベイニティックフェライトと呼ばれることもある）である。また、フェライト相の（２１１）面に対するＸ線回折ピークは、下記条件でＸ線回折測定を行った場合に１５０～１７０°の範囲内にピーク位置が存在するＸ線回折ピークである。
　Ｘ線回折測定で得られた回折プロファイルは、次の手順で前処理する。以下では、Ｘ線回折測定の測定区間内にフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピーク以外のＸ線回折ピークが含まれていないことを前提とする。
得られた回折プロファイルに対して、Ｓａｖｉｔｓｋｙ－Ｇｏｌａｙの方法（Ａ．　Ｓａｖｉｔｚｋｙ　ａｎｄ　Ｍ．Ｊ．Ｅ．　Ｇｏｌａｙ，　Ａｎａｌ．　Ｃｈｅｍ．，　３６（１９６４），　ｐ．１６２７－１６３９．）により平滑化処理を行う。平滑化点数（Ｓａｖｉｔｚｋｙ　ａｎｄ　Ｇｏｌａｙ（１９６４）における２ｍ＋１の値に相当）は７とする。
　続いて、Ｘ線回折測定の走査開始角度と走査終了角度における強度を用いて、測定開始角度と測定終了角度の間を直線で結び、その直線をバックグラウンドとして平滑化した回折プロファイルから差し引く。バックグラウンドを差し引いた回折プロファイルに対して、Ｒａｃｈｉｎｇｅｒの方法（Ｒａｃｈｉｎｇｅｒ，　Ｗ．　Ａ．，　Ｊ．　Ｓｃｉ．　Ｉｎｓｔｒｕｍ．，　２５（１９４８），　ｐ．２５４－２５５．）を適用し、バックグラウンドを差し引いた回折プロファイル中のフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークからＫα２線に対応するＸ線回折ピークを除去する。Ｋα１線に対応するＸ線回折ピークとＫα２線に対応するＸ線回折ピークの強度比は２：１とした。以上の手順から求めた回折プロファイルから、ＦＷＨＭを求め、これを当該測定位置におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅とする。
　なお、下記測定条件のうち、回折装置を除く条件が満たされればよいので、Ｘ線回折装置はＲｉｇａｋｕ製と同等の装置を用いてもよい。
（Ｘ線回折の測定条件）
Ｘ線回折装置：Ｒｉｇａｋｕ　ＡｕｔｏＭＡＴＥ
Ｘ線ターゲット：ＣｒＫα
加速電圧：４０ｋＶ
加速電流：４０ｍＡ
コリメータ径：φ１５０μｍ
Ｘ線走査範囲（走査開始角度～走査終了角度）：１４６°～１６５°
　なお、Ｘ線回折測定を行う場合、ボルトの軸部のＬ断面を、以下に説明するように処理した後に、測定を行うとよい。
　具体的には、ボルトの軸部のＬ断面を、まず＃４００から＃１５００のエメリー紙（炭化珪素耐水研磨紙）で湿式研磨する。その後ダイヤモンド懸濁液（粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体）を染み込ませた琢磨布で試験片を琢磨することにより、試験片を鏡面に仕上げる。その後、コロイダルシリカ琢磨により、試験片表層の加工変質層を除去する。そして、軸部中心、および接続部の表面から５００μｍまでの領域内（例えば表層から１００μｍ、２００μｍ、３００μｍ、４００μｍ、５００μｍの５点）において、フェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅を測定する。
　また、ボルトの軸部の表層に電気亜鉛めっき等の皮膜が存在する場合、皮膜部分の表層を測定の起点とせずに、地鉄部分の表層を測定の起点とする。また、測定の起点におけるＸ線の照射領域（コリメータ径と同じ直径の円領域）内に地鉄以外の領域が含まれないように、測定の起点を設定する。すなわち、測定の起点におけるＸ線の照射領域が地鉄部分の表層部分に外接するように、測定の起点を設定する。
　更にボルトの別の例として、例えば、図３に示すように、軸部の頭部側の端部がテーパー形状になっているボルトがある。図３において、符号１は、Ｌ断面におけるボルトの座面の輪郭線であり、符号２は、Ｌ断面における円筒部の輪郭線であり、符号３は、ボルト頭部と軸部との接続部の表面の輪郭線である。さらにこの例では、輪郭線２、３の間に、軸部に設けられたテーパー形状の輪郭線２ａがある。
　ボルト頭部の下面の輪郭線１と、テーパー形状の輪郭線２ａとは、相互に交差する方向を向いている。図３では、軸部のテーパー部分の輪郭線２ａは、テーパー形状の分だけ、軸部の輪郭線２に対して傾いており、また、輪郭線１とは直交していない。また、ボルト頭部の下面と軸部の表面との接続部分は微小なＲ面となっているため、接続部の表面の輪郭線３は、交差方向に延在する輪郭線１、２ａを結ぶように凹曲線で近似的に表される。
　このように、テーパー形状を有するボルトの場合、図３に示すように、ボルト頭部の下面の輪郭線１の延長線をｌｆｌｇとし、軸部のテーパー部分の輪郭線２ａの延長線をｌａｘｉｓとし、延長線ｌｆｌｇと延長線ｌａｘｉｓとの交点をＡとする。次いで、交点Ａから、輪郭線３に向けて線分を描き、線分と輪郭線３との交点をＯとする。交点Ａから輪郭線３に向けて描く線分は、延長線ｌｆｌｇとのなす角が４５°になるような線分である。次いで、交点Ｏから、軸部の中心軸線４に向けて、延長線ｌｆｌｇと平行な延長線ｌｍｅａｓｕｒｅを延ばす。延長線ｌｍｅａｓｕｒｅと中心軸線４との交点をＣとする。そして、交点Ｃを半価幅βＣの測定位置とする。また、交点Ｏから延長線ｌｍｅａｓｕｒｅに沿って深さ５００μｍまでの領域Ｄを、半価幅βＭＡＸの測定領域とする。
　更に、図４に示すように、ボルトの更に別の例として、軸部と頭部の接続部分において、頭部の下面がアンダーカットされているボルトがある。図４において、符号１は、Ｌ断面におけるボルトの座面の輪郭線であり、符号２は、Ｌ断面における円筒部の表面の輪郭線であり、符号３ａは、ボルト頭部と軸部との接続部の表面の輪郭線である。輪郭線３ａは、アンダーカットされた形状の輪郭線になっている。軸部の輪郭線２と、アンダーカット形状の輪郭線３ａとの接続点である点Ｂは、頭部の下面よりも図中、低い位置にある。また、頭部の下面の輪郭線１と、軸部の輪郭線２ａとは、相互に直交する方向を向いている。接続部の表面の輪郭線３ａは、アンダーカットの形
状を反映しつつ、交差方向に延在する輪郭線１、２ａを結ぶように凹曲線で近似的に表される。
　このように、アンダーカットを有するボルトの場合、図４に示すように、ボルト頭部の下面の輪郭線１の延長線をｌｆｌｇとし、軸部の輪郭線２の延長線をｌａｘｉｓとし、延長線ｌｆｌｇと延長線ｌａｘｉｓとの交点をＡとする。次いで、交点Ａから、輪郭線３ａに向けて線分を描き、線分と輪郭線３ａとの交点をＯとする。交点Ａから輪郭線３ａに向けて描く線分は、延長線ｌｆｌｇとのなす角が４５°になるような線分である。次いで、交点Ｏから、軸部の中心軸線４に向けて、延長線ｌｆｌｇと平行な延長線ｌｍｅａｓｕｒｅを延ばす。延長線ｌｍｅａｓｕｒｅと中心軸線４との交点をＣとする。そして、交点Ｃを半価幅βＣの測定位置とする。また、交点Ｏから延長線ｌｍｅａｓｕｒｅに沿って深さ５００μｍまでの領域Ｄを、半価幅βＭＡＸの測定領域とする。
≪引張強さ≫
　本実施形態に係るボルトの引張強さは８００～１７００ＭＰａの範囲とする。本実施形態に係るボルトは、引張強さが８００ＭＰａ以上のボルトでありながら、優れた耐水素脆化特性を有する。また、引張強さが１７００ＭＰａ以下であることにより、ボルトの製造適性に優れる。
　本明細書において、ボルトの鋼の引張強さは、ＪＩＳ　Ｂ　１０５１：２０１４に記載の試験方法に準拠して測定された値を意味する。
　次に、本実施形態に係るボルトの製造方法を説明する。本実施形態のボルトは、線材及び鋼線を製造する段階と、得られた鋼線からボルトを製造する段階からなる。
＜線材および鋼線の製造＞
　本発明の実施形態に係るボルトと同一の化学組成を有する鋼片を加熱し、仕上げ圧延温度９００℃超で熱間圧延する。熱間圧延の後、巻取り終了温度から５００℃までの温度区間を、１０℃／秒以上の平均冷却速度（巻取り終了温度から５００℃までの温度区間における冷却速度の時間算術平均）で冷却する。次いで、恒温保持（恒温変態処理）を行って線材を得る。
　具体的には、熱間圧延後の巻取終了後に、直ちに線材を３５０～５００℃の溶融塩槽に浸漬させ、そのまま恒温保持を行う。線材の十分な温度保持と生産性の観点から、溶融塩槽への浸漬時間は５～１５０秒とする。なお、溶融塩槽に所定時間保持した後の冷却は、水冷でも放冷でもよい。なお、浸漬槽として、溶融塩槽ではなく、鉛浴槽や流動床などの設備を使用しても、同様の効果が得られる。
　その後、伸線加工を行うことによって、鋼線を製造する。このとき、単一のパスあるいは複数のパスで伸線を行い、総減面率を１５～６５％とする。
　単一のパスあるいは複数のパスのどちらで伸線するかにかかわらず、総減面率は１５％以上とする。総減面率が低過ぎる場合、耐水素脆化特性が低下する場合がある。また、十分な引張強さが得られない場合がある。
　単一のパスあるいは複数のパスのどちらで伸線するかにかかわらず、総減面率が高過ぎる場合、鋼線からボルトを製造する際（冷間鍛造）に加工割れが発生しやすくなるため、総減面率は６５％以下とする。
　なお、製造される鋼線の直径は、特に制限はなく、本発明の実施形態に係るボルトの寸法に応じて、適切な直径が選択されればよいが、例えば１０．０ｍｍ以下としてもよい。ボルトの軸部直径も同様に１０．０ｍｍ以下としてもよい。
　次に、得られた鋼線を冷間加工（冷間鍛造）することにより、ボルトの形状に加工する。冷間鍛造工程は、剪断工程、前方押出し工程、ボルト頭部予備成形工程、ボルト頭部仕上げ工程からなる。各工程について、図５～図７を参照しつつ説明する。
　本実施形態のボルトは、下記の製造方法によって製造されたものに限られるものではなく、下記の製造方法以外の製造方法によって製造されたボルトであっても、化学組成、金属組織、およびＸ線回折ピークの半価幅の比（比βＭＡＸ／βＣ）が本発明の範囲を満足するものであれば、本発明のボルトに含まれる。
　剪断工程では、得られた鋼線を切断し、必要な長さを有するブランク材に加工する。
　前方押出し工程では、図５に示すように、ブランク材１に対して前方押出し加工を施すことにより、ブランク材１の一部を絞り、押出加工材１ａとする。押出加工材１ａの絞り部２（前方押出し加工部）には、フランジ付六角ボルトの形状に仕上げられたときの首下部に相当する部分が含まれる。その後、ボルト頭部予備成形工程、ボルト頭部仕上げ工程を経てボルト頭部を成形する（工程１）。
　前方押出し工程における減面比Ｒを、例えば、０．１０以上とすればよい。減面比Ｒは、押出加工材１ａの大径部３の断面積をＡ０、押出加工材１ａの絞り部２の断面積をＡ１としたとき、（Ａ０－Ａ１）／Ａ０と定義される。前方押出し工程により、ボルトの歪分布が調整され、ボルト頭部と軸部との接続部におけるＸ線回折ピークの半価幅の比（比βＭＡＸ／βＣ）を１．５０以下とすることができる。
　ボルト頭部予備成形工程では、図６に示すように、前方押出し加工した押出加工材１ａの大径部３（前方押出し加工が施されていない部分）を据込むことで、据込み加工を受けた大径部１３を有する予備成形材１ｂとする。予備成形材１ｂは、押出加工材１ａの大径部３に対し、大径部１３の外径が拡大されるとともに大径部１３の高さが小さくなったものとなる（工程２）。
　ボルト頭部仕上げ工程では、図７に示すように、ボルト頭部予備成形工程後の予備成形材１ｂを仕上げ成形ダイス孔型２１に挿入し、パンチ２０で据込むことによって、最終的なボルトの形状に加工する。このとき、予備成形材１ｂの下にノックアウト２２を配置することにより、予備成形材１ｂを位置決めする。予備成形材１ｂを仕上げ成形ダイス孔型２１に挿入する際には、予備成形材１ｂの大径部１３（据込み加工部）の下端１３ａと仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａが接触しないように配置する（工程３）。なお、パンチ２０には、成形するボルト頭部形状に応じた適切な型孔が形成されていてもよい。例えばフランジ付六角ボルトを成形する場合、六角形の型孔が形成されたパンチを使用する。
　大径部１３（据込み加工部）の下端１３ａと仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａの間の距離は、（ΔＬ）ｍｍ以上、（ΔＬ＋ｒ）ｍｍ以下であることが望ましい。ここで、ΔＬは下記式によって求めることができる。
ΔＬ＝Ｌ２×［（Ｓ２／Ｓ１）－１］
　上記式において、Ｓ１：予備成形材１ｂの軸部断面積、Ｓ２：ボルト頭部仕上げ工程後の軸部断面積、Ｌ２：ボルト頭部仕上げ工程後の軸部長さ、ｒ：ボルト頭部仕上げ工程後の軸部半径である。
　下端１３ａと上端２１ａの距離が（ΔＬ）ｍｍ未満の場合、Ｘ線回折ピークの半価幅の
比βＭＡＸ／βＣが１．５０超となる可能性があり、（ΔＬ＋ｒ）ｍｍ超の場合は、ボルト頭部仕上げ工程で座屈が生じる可能性がある。よって、下端１３ａと上端２１ａの距離は（ΔＬ）ｍｍ以上、（ΔＬ＋ｒ）ｍｍ以下がよい。
　このようにしてボルト頭部予備成形工程およびボルト頭部仕上げ工程を設計することで、ボルト頭部と軸部との接続部におけるＸ線回折ピークの半価幅の比βＭＡＸ／βＣを１．５０以下とすることができる。
　冷間鍛造工程の後、転造によりボルトの軸部にねじ部を形成する。
　本実施形態に係るボルトは、このままでも高強度であるが、降伏強度や降伏比、延性等の、ボルトとして必要な他の機械的特性を向上させるために、ボルト形状に仕上げた後に２００～６００℃に１０～３００分保持し、その後、冷却してもよい。なお、この熱処理は調質のための熱処理には該当しない。
　また、防錆のため、電気亜鉛めっき等の皮膜処理を行ってもよい。また、前述の防錆皮膜処理によりボルト中に水素が侵入する場合は、水素をボルト外部に放出するための熱処理として、１５０～２５０℃に６０～４８０分保持し、その後、冷却してもよい。なお、この熱処理は調質のための熱処理には該当しない。
　このように、本実施形態では、本発明に係る化学組成を有する鋼線に対して、前述のような、剪断工程、前方押出し工程、ボルト頭部予備成形工程、ボルト頭部仕上げ工程に沿って冷間鍛造し、ボルトの形状に成形することで、ボルト頭部と軸部との接続部におけるＸ線回折ピークの半価幅の比βＭＡＸ／βＣを１．５０以下にすることが可能になり、水素脆化を原因とする接続部を起点とする遅れ破壊を防止できるようになる。
＜ボルトの製造＞
　最初に、表１Ａ～表２Ｂに示す化学組成の鋼片を用い、鋼線を次のような手順で製造した。表１Ａ～表２Ｂ中の各鋼種の化学組成において、表１Ａ～表２Ｂに示した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。なお、鋼線の化学組成は、鋼片の化学組成と同一であると見なせる。その理由は、次の手順に含まれる熱間圧延、恒温変態処理、水冷、風冷、伸線加工は、いずれも鋼線の化学組成に影響を及ぼさないためである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　水準１～６３、６５～６８では、鋼片に対し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、巻取り終了温度から５００℃までの温度区間を、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、表２に示す線材径の線材を得た。次いで、恒温変態処理、水冷、及び表３Ａおよび表３Ｂに示す条件の伸線加工を順次施すことにより、鋼線を得た。なお、いずれの水準も単一のパスで伸線した水準である。
　水準６４では、鋼片に対し、表３Ｂに示す条件の熱間圧延を施し、恒温変態処理を行わずに、放冷した。その後、表３Ｂに示す条件の伸線加工を施すことにより、鋼線を得た。
　次に、各水準の鋼線を表３Ａおよび表３Ｂに示す条件で冷間加工（冷間鍛造）することにより、呼び径が８．０ｍｍまたは４．０ｍｍであるフランジ付六角ボルトの形状（ＪＩＳ　Ｂ１１８９：２０１５に規定されるＭ８、Ｍ４フランジ付六角ボルト）に加工した。
　表３Ａおよび表３Ｂにおける「圧造１」は、以下に説明する冷間加工を行う条件とした。すなわち、剪断工程、前方押出し工程、ボルト頭部予備成形工程およびボルト頭部仕上げ工程を行った。剪断工程では、鋼線を切断してブランク材とした。前方押出し工程では、図５に示すように、ブランク材１を前方押出し加工して、絞り部２および大径部３を有する押出加工材１ａとした。減面比は０．１２とした。ボルト頭部予備成形工程では、図６に示すように、押出加工材１ａの大径部３を据込むことで、据込み加工を受けた大径部１３を有する予備成形材１ｂとした。ボルト頭部仕上げ工程では、図７に示すように、予備成形材１ｂを仕上げ成形ダイス孔型２１に挿入し、六角形の型孔が形成されたパンチ２０で据込むことによって、最終的なフランジ付六角ボルトの形状に加工した。加工時に、予備成形材１ｂの大径部１３の下端１３ａが仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａに接触しないように配置した。大径部１３（据込み加工部）の下端１３ａと仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａの間の距離は、０．４５ｍｍとした。なお、「圧造１」においてΔＬ＝０．３０ｍｍであった。ΔＬ＋ｒは０．４５ｍｍ超であった。
　表３Ａおよび表３Ｂにおける「圧造２」は、ボルト頭部仕上げ工程において、予備成形材１ｂの大径部１３の下端１３ａを仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａに接触させるように配置した。すなわち、大径部１３（据込み加工部）の下端１３ａと仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａの間の距離は、０ｍｍであり、ΔＬ未満だった。それ以外の条件は、「圧造１」と同様にした。
　表３Ａおよび表３Ｂにおける「圧造３」は、前方押出し工程における減面比が０．１１であること、ボルト頭部仕上げ工程における大径部１３（据込み加工部）の下端１３ａと仕上げ成形ダイス孔型２１の上端２１ａの間の距離が０．４２ｍｍである以外は、「圧造１」と同様の冷間加工を行った。なお、「圧造３」においてΔＬ＝０．４１ｍｍであった。ΔＬ＋ｒは０．４２ｍｍ超であった。
　なお、ボルトの鋼の化学組成は、鋼線の化学組成と同一と見なせる。その理由は、上記の冷間加工（冷間鍛造）及び熱処理は、ボルトの鋼の化学組成に影響を及ぼさないためである。即ち、ボルトの鋼の化学組成は、鋼片の化学組成と同一と見なせる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
＜ボルトにおける測定＞
　各水準のボルトについて、前述した方法により、Ｄ／４位置における硬質組織（ベイナイト組織）の面積率の測定、Ｄ／４位置における硬質組織（ベイナイト組織）以外の残部の確認、Ｘ線回折ピークの半価幅の測定、引張強さの測定、をそれぞれ行った。
＜Ｘ線回折ピークの半価幅の測定＞
　各水準のボルトについて、フェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣを、前述した測定方法によって測定した。半価幅の算出には、Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ　ＡｕｔｏＭＡＴＥ）に付属するソフトウェアを用いた。
＜ボルトの引張強さの測定＞
　各水準のボルトについて、引張強さを、前述した測定方法によって測定した。引張試験時のクロスヘッド変位速度は３．０ｍｍ／ｍｉｎとした。
＜ボルトの耐水素脆化特性の評価＞
　得られたボルトについて、以下の方法により、耐水素脆化特性を測定した。 ま
ず、ボルトを電界水素チャージすることにより、０．５ｐｐｍの拡散性水素をボルトに含有させた。電解水素チャージ方法は、ＩＳＯ１６５７３に準拠した。次に、試験中に水素が機械部品から大気中に放出することを防ぐために、試料にＣｄめっきを施した。次に、大気中で、そのボルトの最大引張荷重の９０％の荷重をボルトに負荷し、この状態で１００時間以上保持した。
　その結果、１００時間経過時において破断が生じなかった場合を耐水素脆化特性が良好であると判断し、１００時間経過時において破断が生じた場合を耐水素脆化特性が不良であると判断した。
　以上の結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明の実施例である水準１～４１のボルトは、いずれも良好な耐水素脆化特性を有していた。
　水準４２～６３のボルトは、本発明の化学組成から外れた。そのため、以下に示すように、水準４２～６３のボルトは、引張強さ、冷間加工性及び耐水素脆化特性が満足するものではなかった。
　水準４２のボルトは、Ｃの含有量が本発明の化学組成から外れたため、本発明が対象とするボルトの引張強さから外れた。
　水準４３のボルトは、Ｃの含有量が本発明の化学組成から外れたため、圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準４４、４８、４９、５１、５２、５３、５６～６３のボルトは、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｅ，Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｗの含有量が本発明の化学組成から外れたため、圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準５０のボルトは、Ｂの含有量が本発明の化学組成から外れたため、軸部表面からの深さＤ／４位置における硬質組織の面積率が９５％未満となり、硬質組織にフェライトが混在した不均一な組織となったため、圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準４５、５４、５５のボルトは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が本発明の化学組成から外れたため、局所的に生成したマルテンサイトに起因して圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準４６，４７のボルトは、Ｐ、Ｓの含有量が本発明の化学組成から外れたため、十分な耐水素脆化特性を有していなかった。
　水準６４のボルトは、恒温変態処理を行わず、放冷としたため、軸部表面からの深さＤ／４位置における硬質組織の面積率が９５％未満となり、圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準６５のボルトは、恒温変態処理時の溶融塩槽への浸漬時間が不十分だったため、恒温変態処理後の水冷処理時にマルテンサイトが生成し、圧造時に割れが生じてしまい、引張強さ及び耐水素脆化特性の評価を行うことができなかった。
　水準６６，６７のボルトは、予備成形したボルトを仕上げ成形ダイス孔型に挿入したときに、予備成形したボルトの膨張部の下端と仕上げ成形ダイス孔型の上端が接触するように工程設計した冷間鍛造工程を行ったため、Ｘ線回折ピークの半価幅の比βＭＡＸ／βＣが１．５０超となり、十分な耐水素脆化特性を有していなかった。
　水準６８のボルトは、伸線加工条件が好ましい条件ではなかったため、本発明の引張強さから外れた。
　本開示のボルトは、引張強さが８００ＭＰａ～１７００ＭＰａで、耐水素脆化特性に優れているので産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１８～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、
    　ボルト頭部と前記軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、前記接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、
    引張強さが８００～１７００ＭＰａである、ボルト。
  2. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１８～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ａｌ：０．００５～０．０８０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
    更に、下記Ａ群、Ｂ群及びＣ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　軸部直径をＤとして、Ｄ／４位置における金属組織の９５％以上が硬質組織であり、
    　ボルト頭部と前記軸部との接続部の軸部中心におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅βＣと、前記接続部の表面から軸部の中心軸線に向かう深さ５００μｍまでの領域におけるフェライト相の（２１１）面に対応するＸ線回折ピークの半価幅の最大値βＭＡＸとの比βＭＡＸ／βＣが１．５０以下であり、
    引張強さが８００～１７００ＭＰａである、ボルト。
    ［Ａ群］Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｗ：０．２０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
    ［Ｂ群］Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下からなる群から選択される１種又は２種。
    ［Ｃ群］Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０．０４００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上。
  3. 　質量％で、前記Ａ群を含有する化学組成を有する請求項２に記載のボルト。
  4. 　質量％で、前記Ｂ群を含有する化学組成を有する請求項２に記載のボルト。
  5. 　質量％で、前記Ｃ群を含有する化学組成を有する請求項２に記載のボルト。
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