WO2017094487A1 - 高強度ボルト - Google Patents

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佐野　直幸
直樹 松井
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    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B35/00—Screw-bolts; Stay-bolts; Screw-threaded studs; Screws; Set screws

Definitions

  • the present invention relates to a bolt, and more particularly to a high-strength bolt.
  • alloy elements such as Mo and V in the steel may be reduced. If the alloy elements are reduced, the hardenability of the steel material is lowered, and the production of a hard structure such as bainite can be suppressed when a wire is produced by hot rolling. Therefore, the softening heat treatment can be omitted or simplified, and the manufacturing cost is reduced. However, it is difficult to increase the strength of the bolt, and the hydrogen embrittlement resistance is also deteriorated.
  • high-strength bolts containing boron (B) in place of alloy elements such as Mo and V have been studied.
  • B enhances the hardenability of steel, like alloy elements such as Mo and V.
  • the hydrogen embrittlement resistance may be low.
  • Patent Document 1 JP 2012-162798 A
  • Patent Document 2 JP 11-293401 A
  • Patent Document 3 JP 10-53834 A
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2008-156678
  • the steel for high-strength bolts disclosed in Patent Document 1 is in mass%, C: 0.20 to less than 0.40%, Si: 0.20 to 1.50%, Mn: 0.00. 30 to 2.0%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), Ni: 0.05 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.50%, Cu: 1.0% or less (including 0%), Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0003 -0.0050% and N: 0.002-0.010%, respectively, and a total of 0.10-3.0% of one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Cr, and the balance Consists of iron and inevitable impurities.
  • the steel further has a ratio of Si content [Si] to C content [C] ([Si] / [C]) of 1.0 or more, and has a ferrite and pearlite structure.
  • Patent Document 1 describes that a B-added high-strength bolt excellent in delayed fracture resistance can be obtained.
  • the Si content is made higher than the C content, the strength of the matrix is increased by Si, and the delayed fracture resistance is improved.
  • expensive Ni is contained as an essential element, the steel material cost is increased.
  • the steel for bolts disclosed in Patent Document 2 is in mass%, C: 0.10 to 0.45%, B: 0.0003 to 0.0050%, Ti: 0.01 to 0.1%, N : Including 0.0025 to 0.010%, and as other components, Si: 0.03 to 0.5%, Mn: 0.3 to 1.5% and Al: 0.01 to 0.10%
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • This steel further satisfies at least one of the following requirements (1) and (2).
  • Patent Document 2 describes that a bolt made of B-containing steel having excellent cold workability and delayed fracture resistance can be obtained.
  • the bolt of Patent Document 2 has a low Si content and a mass ratio of Si and Mn of less than 1.0. Therefore, it is difficult to control inclusions, and the hydrogen embrittlement resistance may be low.
  • Patent Document 3 The steel for high-strength bolts disclosed in Patent Document 3 is mass%, B: 0.0008 to 0.004%, C: 0.4% or less (not including 0%), Ti: 0.025 to 0.06%, N: 0.006% or less (not including 0%), with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the relationship between the ferrite grain size FGc during hot rolling and the Ti compound excluding TiN satisfies [Ti compound amount excluding TiN / FGc 1/2 ] ⁇ 1000 ⁇ 3.
  • Patent Document 3 describes that a high-strength bolt having an austenite grain size number of 5 or more and a tensile strength exceeding 785 N / mm 2 can be obtained.
  • the steel for high-strength bolts disclosed in Patent Document 4 is mass%, C: more than 0.15% and 0.30% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5% or less, Ti: 0 0.1% or less, Mo: 0.3% or more, 0.5% or less, B: 0.0005% or more, 0.01% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • this steel is tempered at 100 to 400 ° C. to obtain a steel structure having an average prior austenite grain size of 10 ⁇ m or less after quenching.
  • Patent Document 4 it is described that a high-strength bolt excellent in delayed fracture resistance and corrosion resistance having a bolt strength range of about 1200 to 1600 MPa can be obtained.
  • the bolt of Patent Document 4 contains 0.3 to 0.5% by mass of Mo, so that the hardenability is too high. Therefore, it is necessary to carry out a long softening heat treatment before wire drawing and cold forging. In this case, the manufacturing cost may increase significantly.
  • An object of the present invention is to provide a bolt having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the high-strength bolt according to the present invention is, in mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.10 to 1.50%, Mn: 0.20 to less than 0.40%, P: 0.00. 020% or less, S: 0.020% or less, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.045%, B: 0.0003 ⁇ 0.0040%, N: 0.0015 ⁇ 0.0080%, O: 0.0020% or less, Cu: 0 ⁇ 0.50%, Ni: 0 ⁇ 0.30%, Mo: 0 ⁇ 0.04 %, V: 0 to 0.05%, and Nb: 0 to 0.050%, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), It has a tensile strength of 1000 to 1300 MPa.
  • the high-strength bolt according to the present invention has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the critical diffusion hydrogen amount and Si / Mn in the bolt.
  • FIG. 2 is a side view of a test piece with an annular V-notch.
  • FIG. 3 is a side view of the screw manufactured in the example.
  • the present inventors do not contain a large amount of expensive alloy elements such as Mo and V, but use B-containing steel containing C, Si, Mn, Cr and B, etc.
  • the investigation and investigation were conducted on the components and the structure affecting the crystallization characteristics. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • fn1 C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22.
  • C, Si, Mn, and Cr are all elements that enhance the hardenability. Therefore, fn1 is an index of hardenability and cold workability.
  • fn1 If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, when the bolt steel is rolled into a wire rod, bainite is generated and the strength and hardness are increased. Therefore, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step. If fn1 satisfies the formula (1), sufficient cold workability can be obtained without performing a long-time softening heat treatment a plurality of times while obtaining excellent hardenability.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the limit diffusion hydrogen amount HR and fn2.
  • FIG. 1 was obtained by the following method.
  • the electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece. Then, the zinc plating film was formed in the surface of each test piece, and dissipation of the hydrogen in a test piece was prevented. Subsequently, a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress of a nominal stress of 1080 MPa was applied to the V-notch cross section of the test piece.
  • test piece that was broken during the test and the test piece that was not broken were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph apparatus to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, the maximum hydrogen content of the test piece that did not break in each steel was defined as the critical diffusible hydrogen content Hc.
  • FIG. 1 is an index of hydrogen embrittlement resistance.
  • FIG. 1 was created based on the obtained HR and fn2 of each steel.
  • HR increases significantly as fn2 increases, that is, as the ratio of Si content to Mn content increases.
  • fn2 is 1.0 or more
  • HR is 1.20 or more
  • excellent hydrogen embrittlement resistance is obtained.
  • fn2 is 1.0 or more
  • HR does not change so much even if fn2 increases.
  • the high-strength bolt according to the present invention completed on the basis of the above knowledge is, in mass%, C: 0.22 to 0.40%, Si: 0.10 to 1.50%, Mn: 0.20 to 0.00. Less than 40%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, Cr: 0.70 to 1.45%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.00.
  • the high-strength bolt according to the present invention is further, in mass%, Cu: 0.02-0.50%, Ni: 0.03-0.30%, Mo: 0.01-0.04%, and V: One or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.05% may be contained.
  • the high-strength bolt according to the present invention may further contain Nb: 0.0015 to 0.050 mass% or less.
  • the absolute value of the compressive residual stress of the surface layer of the screw bottom portion is 10 to 90% of the tensile strength of the high strength bolt.
  • the hydrogen embrittlement resistance is further enhanced.
  • the chemical composition of the high-strength bolt of this embodiment contains the following elements.
  • C 0.22 to 0.40% Carbon (C) increases the hardenability of the bolt and increases the tensile strength of the bolt after quenching and tempering to 1000 MPa or more. If the C content is less than 0.22%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the hardenability becomes too high. In this case, the strength of the steel for bolts after hot working becomes too high, and cold workability is lowered. Therefore, it is necessary to perform a long-time heat treatment for the purpose of softening a steel material before performing cold working such as wire drawing and cold forging a plurality of times, which increases the manufacturing cost. When heat treatment is performed, the hydrogen embrittlement resistance is further deteriorated. Therefore, the C content is 0.22 to 0.40%.
  • the minimum with preferable C content is 0.24%, More preferably, it is 0.26%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.38%, More preferably, it is 0.35%.
  • Si 0.10 to 1.50% Silicon (Si) suppresses the precipitation of cementite and increases the temper softening resistance. Si further deoxidizes the steel. The deoxidation product MnO—SiO 2 is a vitrified soft inclusion and is refined by drawing and cutting during hot rolling. Therefore, the hydrogen embrittlement resistance is improved. If the Si content is less than 0.10%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 1.50%, the strength becomes too high. In this case, the ductility and cold forgeability of the steel are reduced. Therefore, the Si content is 0.10 to 1.50%.
  • the minimum with preferable Si content is more than 0.35%, More preferably, it is 0.40%, More preferably, it is 0.45%, More preferably, it is more than 0.50%.
  • the upper limit with preferable Si content is 1.20%, More preferably, it is 1.00%.
  • Mn 0.20 to less than 0.40%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability and makes the bolt tensile strength 1000 MPa or more. Mn further combines with Si to form inclusions (MnO—SiO 2 ). This inclusion is soft and is stretched, cut, and refined during hot rolling, so that the density of MnO—SiO 2 is reduced and the resistance to hydrogen embrittlement is increased. If the Mn content is less than 0.20%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is 0.40% or more, it segregates at the grain boundary and promotes grain boundary fracture. Therefore, the Mn content is 0.20 to less than 0.40%. The minimum with preferable Mn content is 0.22%, More preferably, it is 0.25%. The upper limit with preferable Mn content is 0.38%, More preferably, it is 0.35%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries to lower the cold workability and lower the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the P content is 0.020% or less. The upper limit with preferable P content is 0.015%. The P content is preferably as low as possible.
  • S 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity. S forms sulfides, lowering the cold workability and lowering the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. Therefore, the S content is 0.020% or less.
  • the upper limit with preferable S content is 0.010%, More preferably, it is 0.008%.
  • the S content is preferably as low as possible.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability and makes the tensile strength of the bolt 1000 MPa or more. Cr further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the Cr content is less than 0.70%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.45%, the hardenability becomes too high, and the cold workability of the bolt steel material decreases. Therefore, the Cr content is 0.70 to 1.45%.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.90%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 1.20%.
  • Al 0.005 to 0.060%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.060%, coarse oxide inclusions are generated and cold workability is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.010%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.055%.
  • the Al content means the total amount of Al contained in the steel material.
  • Ti 0.010 to 0.045% Titanium (Ti) combines with N in the steel to form nitride (TiN). By the generation of TiN, the generation of BN is suppressed and the amount of dissolved B increases. As a result, the hardenability of the steel material is increased. Ti further combines with C to form carbides (TiC) to refine crystal grains. This increases the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the Ti content is less than 0.010%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.045%, a large amount of coarse TiN is generated. In this case, cold workability and hydrogen embrittlement resistance are reduced. Therefore, the Ti content is 0.010 to 0.045%. A preferred lower limit of the Ti content is 0.015%. The upper limit with preferable Ti content is 0.040%.
  • B 0.0003 to 0.0040% Boron (B) increases the hardenability of the steel. B further suppresses the grain boundary segregation of P and enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. If the B content is less than 0.0003%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0040%, the effect of improving hardenability is saturated. Furthermore, coarse BN is generated and cold workability is lowered. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0040%. A preferable lower limit of the B content is 0.0005%. The upper limit with preferable B content is 0.0025%.
  • N 0.0015 to 0.0080% Nitrogen (N) combines with Ti in the steel to form nitrides and refines the crystal grains. If the N content is less than 0.0015%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0080%, the effect is saturated. Furthermore, N combines with B to form a nitride, reducing the amount of dissolved B. In this case, the hardenability of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.0015 to 0.0080%. The minimum with preferable N content is 0.0020%. The upper limit with preferable N content is 0.0070%.
  • Oxygen (O) is an impurity. O forms an oxide and reduces cold workability. If the O content exceeds 0.0020%, a large amount of oxide is generated and MnS is coarsened, so that the cold workability is remarkably lowered. Therefore, the O content is 0.0020% or less. The upper limit with preferable O content is 0.0018%. The O content is preferably as low as possible.
  • the balance of the chemical composition of the high-strength bolt according to the present invention consists of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially producing high-strength bolts, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the high-strength bolt described above may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, and V instead of a part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel. However, if Cu content exceeds 0.50%, hardenability will become high too much and cold workability will fall. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect more effectively is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30%, More preferably, it is 0.20%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardenability of the steel and further increases the toughness of the steel material after quenching. However, if Ni content exceeds 0.30%, hardenability will become high too much and cold workability will fall. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the preferable lower limit of the Ni content for obtaining the above effect more effectively is 0.03%, and more preferably 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.20%, More preferably, it is 0.10%.
  • Mo 0 to 0.04%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardenability of the steel. However, if the Mo content exceeds 0.04%, the hardenability becomes too high and the cold workability of the steel material for high-strength bolts decreases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.04%.
  • the minimum with preferable Mo content for acquiring the said effect more effectively is 0.01%, More preferably, it is 0.015%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.03%, More preferably, it is 0.025%.
  • V 0 to 0.05%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V increases the hardenability of the steel. V further forms carbides, nitrides or carbonitrides to refine crystal grains. However, if the V content exceeds 0.05%, carbides and the like are coarsened and cold workability is lowered. Therefore, the V content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable V content for acquiring the said effect more effectively is 0.005%. The upper limit with preferable V content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.
  • the chemical composition of the high-strength bolt according to the present invention may further contain Nb instead of part of Fe.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N to form carbides, nitrides or carbonitrides and refines the crystal grains. Nb further enhances the hydrogen embrittlement resistance of the bolt. However, if the Nb content exceeds 0.050%, coarse carbides or the like are generated and the cold workability of the steel material is lowered. Therefore, the Nb content is 0 to 0.050%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more effectively is 0.0015%. The upper limit with preferable Nb content is 0.040%, More preferably, it is 0.030%.
  • the chemical composition of the high-strength bolt according to the present invention further satisfies the formula (1). 0.50 ⁇ C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 ⁇ 0.85 (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • “0” is assigned to the corresponding element symbol in the formula (1).
  • Fn1 C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 is an index of steel strength and cold workability.
  • fn1 represents the carbon equivalent of the steel material. If fn1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained and strength cannot be obtained. On the other hand, if fn1 is too high, the hardenability is too high. In this case, when the steel for high-strength bolts is rolled into a wire, bainite is generated, and the strength and hardness of the steel are too high. Therefore, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step.
  • fn1 is 0.50 to 0.85, sufficient cold workability can be obtained without obtaining long-time softening heat treatment while obtaining excellent hardenability.
  • a preferred lower limit of fn1 is 0.53.
  • the preferable upper limit of fn1 is 0.83.
  • MnO—SiO 2 has a melting point of about 1250 ° C. Therefore, although it is liquid in the molten metal before solidification, it becomes solid in the steel piece after solidification, and becomes a vitrified soft inclusion. This inclusion is stretched and divided during hot rolling to be refined. Therefore, the fatigue strength is improved and the hydrogen embrittlement resistance is improved. In order to obtain fine MnO—SiO 2 , it is necessary to appropriately control the ratio of Si to Mn. This index is fn2.
  • HR increases remarkably as fn2 increases.
  • fn2 exceeds 1.0, HR becomes 1.2 or more, and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained.
  • a preferred lower limit of fn2 is 1.1.
  • the absolute value of the compressive residual stress of the surface layer of the screw bottom portion is 10 to 90% of the tensile strength of the high strength bolt.
  • the tensile stress applied to the screw bottom when the bolt is tightened is offset with the compressive residual stress. For this reason, the stress state of the starting point portion is relaxed, and breakage due to hydrogen embrittlement hardly occurs. If the compressive residual stress (absolute value) is less than 10% of the tensile strength (absolute value), the tensile stress canceling effect by the compressive residual stress is insufficient, and excellent hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained. On the other hand, if the compressive residual stress (absolute value thereof) exceeds 90% of the tensile strength (absolute value thereof), the above effect is saturated. Therefore, the compressive residual stress is 10 to 90% of the tensile strength.
  • the “surface layer” refers to a range from the surface of the high-strength bolt to a depth of 50 ⁇ m toward the central axis.
  • the compressive residual stress is measured by a known X-ray method. Specifically, an X-ray stress measurement method using X-ray diffraction is used in accordance with JIS B2711 (2013). The measurement is performed using characteristic X-ray types: MnK ⁇ ray, Cr filter, reference diffraction angle 2 ⁇ 0 : 152.0 °, ⁇ angle 14.0 °, and X-ray stress constant K: -336 MPa / °. The measurement site is centered on the central position of the screw bottom. The tensile strength is determined according to JIS Z2241 (2011).
  • a molten steel having the above chemical composition is produced.
  • a slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel.
  • an ingot is manufactured by an ingot-making method using molten steel.
  • the produced slab or ingot is rolled into a steel slab.
  • the steel piece is hot-worked to obtain a steel material (wire) for high-strength bolts. Hot working is, for example, hot rolling.
  • High-strength bolt manufacturing process high-strength bolts are manufactured using steel materials for high-strength bolts.
  • the high-strength bolt manufacturing process includes a wire drawing process, a cold forging process, a threading process, and a quenching and tempering process. Hereinafter, each process will be described.
  • a steel wire is manufactured by drawing a wire.
  • the wire drawing may be performed only by primary wire drawing, or may be performed a plurality of times such as secondary wire drawing.
  • a lubricating film is formed on the surface of the wire.
  • the lubricating coating is, for example, a phosphate coating or a non-phosphorous lubricating coating.
  • a lubricating film containing no P is used.
  • the surface of the steel material (steel wire) is washed or pickled before the quenching step described later, and the phosphate coating is removed from the surface.
  • the cleaning is, for example, a well-known alkali cleaning.
  • the high-strength bolt after threading is quenched and tempered under known conditions to adjust the tensile strength of the high-strength bolt to 1000 to 1300 MPa. If the tensile strength is less than 1000 MPa, the strength of the bolt is insufficient. On the other hand, when the tensile strength exceeds 1300 MPa, the hydrogen sensitivity increases and the hydrogen embrittlement resistance decreases. Accordingly, the tensile strength of the high-strength bolt is 1000 to 1300 MPa.
  • a lubricating coating containing P typified by a phosphate coating is used during the wire drawing step, the surface of the steel (steel wire) is preferably subjected to alkali cleaning before quenching as described above.
  • a known compressive residual stress applying step is performed on the high-strength bolt after quenching and tempering so that the compressive residual stress on the surface layer of the screw bottom is 10 to 90% of the tensile strength of the high-strength bolt.
  • a known compressive residual stress application process is, for example, shot peening. By appropriately adjusting the conditions of the shot peening process, the compressive residual stress of the surface layer at the bottom of the screw can be made 10 to 90% of the tensile strength of the high-strength bolt.
  • the threading process (pre-rolling process) is performed before quenching and tempering.
  • the threading process (post-rolling process) may be performed after quenching and tempering instead of the pre-rolling process.
  • a compressive residual stress of 10 to 90% of the tensile strength of the high-strength bolt can be applied to the surface layer at the bottom of the screw.
  • the shot peening process may not be performed.
  • the high-strength bolt of the present invention is manufactured.
  • steel L had a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).
  • Billets having a cross-section of 162 mm ⁇ 162 mm were manufactured by continuous casting using molten steel. The billet was hot-worked (hot-rolled) to produce a wire having a diameter of 11.5 mm.
  • Steel wires were manufactured by performing wire drawing on the wire materials having the test numbers shown in Table 3. At this time, heat treatment for softening was performed. The heat treatment temperature was 750 ° C., the heat treatment time was 60 minutes, and annealing was performed after the heat treatment. Further, after degreasing and pickling, zinc phosphate treatment (75 ° C., immersion time 600 sec) and metal soap treatment (80 ° C., immersion time 180 sec) are carried out, and a zinc phosphate coating and a metal soap coating are applied to the surface. A lubricating treatment film was formed. Thereafter, finish wire drawing was performed to produce a steel wire having a diameter of 10.5 mm. This steel wire was used as a material for forging high-strength bolts.
  • the steel wire of each test number was cold forged to produce a high-strength bolt shown in FIG. Specifically, cold forging was performed in two steps. In the first step, the shaft portion of the high-strength bolt was pressed and molded. In the second step, a die was designed so as to perform the process of forming the head portion and the flange portion of the high-strength bolt, and the die was mounted on a hydraulic forging press and cold forging was performed.
  • Each numerical value in the figure indicates the dimension (mm) of the corresponding part.
  • the “ ⁇ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part.
  • Numerical value °” in the figure indicates the angle (°) of the designated part.
  • R numerical value indicates the radius of curvature (mm) of the designated portion.
  • M7 ⁇ 1.0 indicates that the outer diameter is 7 mm and the pitch is 1.0 mm.
  • the steel wires with test numbers 1 to 6, 9, 10, and 12 to 14 were subjected to rolling after quenching and tempering treatments, and residual stress was applied to the surface of the screw bottom along with screwing.
  • the steel wires with test numbers 13 and 14 were subjected to rolling before quenching and tempering.
  • the compressive residual stress of the surface layer of the screw bottom was measured using an X-ray stress measurement method using X-ray diffraction in accordance with JIS B2711 (2013). The measurement was performed using characteristic X-ray types: MnK ⁇ ray, Cr filter, reference diffraction angle 2 ⁇ 0 : 152.0 °, ⁇ angle 14.0 °, and X-ray stress constant K: -336 MPa / °. The measurement site was centered on the central position of the screw bottom.
  • the limit diffusion hydrogen amount of the steel wire of test number 14 having a chemical composition corresponding to SCM435 in the JIS standard used for conventional bolts was used as the standard (Href) of the limit diffusion hydrogen amount ratio HR.
  • Href the limit diffusible hydrogen amount ratio
  • HR was determined using the formula (A).
  • those having an HR of 1.2 or more were accepted (“ ⁇ ” in Table 3), and those less than 1.2 were rejected (“X” in Table 3).
  • the chemical composition of the high-strength bolts with test numbers 1 to 6 was appropriate. Furthermore, fn1 satisfied Expression (1), and fn2 satisfied Expression (2). Also, the absolute value of the compressive residual stress on the screw bottom surface of the high-strength bolt satisfied the range of 10 to 90% of the tensile strength of the high-strength bolt. As a result, the high-strength bolts of these test numbers have a critical diffusible hydrogen content ratio HR of 1.20 or more despite excellent tensile strength of 1000 to 1300 MPa, and excellent hydrogen embrittlement resistance. It was.
  • fn1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, the tensile strength was less than 1000 MPa.
  • fn1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the cold workability of the steel material (wire material) for high-strength bolts was low, and cracks were observed in the high-strength bolts after cold forging, so the subsequent treatment and test were not performed.
  • the Ti content was too high. Therefore, the cold workability of the steel material (wire material) for high-strength bolts was low, and cracks were observed in the high-strength bolts after cold forging, so the subsequent treatment and test were not performed.

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Abstract

高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する高強度ボルトを提供する。本発明によるボルトは、質量％で、Ｃ：０．２２～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～１．５０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０～１．４５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０４５％、Ｂ：０．０００３～０．００４０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、及びＯ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有する。　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

高強度ボルト
　本発明は、ボルトに関し、さらに詳しくは、高強度のボルトに関する。
　近年、環境問題等に対応するため、自動車、産業機械、建築等に用いられる部材に対して、軽量化及び高強度化が求められている。特に、エンジンシリンダーヘッドボルト、コンロッドボルトに代表される、自動車用ボルトでは、１０００ＭＰａ以上の引張強さが要求されている。
　しかしながら、ボルトの引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度になれば、水素脆化感受性が高まり、耐水素脆化（遅れ破壊）特性が低下する。このような高強度のボルトの素材として、Ｍｏ等の合金元素を多量に含有するＳＣＭ鋼（ＪＩＳ規格）、及び、Ｖ等の高価な合金元素を含有する合金鋼等が用いられている。これらの合金鋼は、線材に製造され、さらに伸線及び冷間鍛造されてボルトに製造される。
　上述の合金鋼をボルトとして使用した場合、耐水素脆化特性が高まる。しかしながら、これらの合金鋼は合金元素を多量に含有するため、鋼材コストの増加を招く。また近年、合金元素の価格が高騰しており、需給環境も変動しやすい。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略して鋼材コストを抑えつつ、高強度化及び優れた耐水素脆化特性を実現できるボルトが要求されている。
　鋼材コストを抑えるためには、鋼中のＭｏ及びＶ等の合金元素を低減すればよい。合金元素を低減すれば、鋼材の焼入れ性が低下し、熱間圧延して線材を製造したときに、ベイナイト等の硬質組織の生成が抑制できる。したがって、軟化熱処理が省略又は簡略化でき、製造コストが低減する。しかしながら、ボルトを高強度にすることが困難となり、さらに、耐水素脆化特性も低下する。
　そこで、Ｍｏ及びＶ等の合金元素に代えて、ボロン（Ｂ）を含有した高強度ボルトが検討されている。Ｂは、ＭｏやＶ等の合金元素と同様に、鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｂ含有鋼を引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度ボルトとして使用した場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。
　この課題を克服するためのボルトが、特開２０１２－１６２７９８号公報（特許文献１）、特開平１１－２９３４０１号公報（特許文献２）、特開平１０－５３８３４号公報（特許文献３）、及び特開２００８－１５６６７８号公報（特許文献４）に提案されている。これらの文献のボルトでは、Ｂを含有することにより焼入れ性を高め、粒界を強化して強度を高め、さらに、耐水素脆化特性も高められている。
　具体的には、特許文献１に開示された高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％未満、Ｓｉ：０．２０～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％及びＮ：０．００２～０．０１０％をそれぞれ含有し、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０～３．０％含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる。この鋼はさらに、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］との比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライト及びパーライト組織である。これにより、耐遅れ破壊性に優れたＢ添加高強度ボルトが得られる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献１のＢ添加高強度ボルトでは、Ｓｉ含有量をＣ含有量よりも高くして、Ｓｉによりマトリクスの強度を高め、耐遅れ破壊性を向上させている。しかしながら、高価なＮｉが必須元素として含有されるため、鋼材コストが高くなる。
　特許文献２に開示されたボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｔｉ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．００２５～０．０１０％を含み、更に他の成分として、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．３～１．５％及びＡｌ：０．０１～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この鋼はさらに、下記（１）及び（２）の少なくともいずれかの要件を満足する。（１）抽出残渣法により抽出された粒径：０．１μｍ超の析出物に含まれるＴｉ量が、鋼材中に含まれる総Ｔｉ量の６０％以上である。（２）抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察によって観察される粒径：０．０１～０．２μｍのＴｉ系析出物の平均個数が、２５μｍ2の観察視野中において１０～５００個である。これにより、冷間加工性と耐遅れ破壊性に優れたＢ含有鋼からなるボルトが得られる、と特許文献２には記載されている。
　しかしながら、特許文献２のボルトでは、Ｓｉ含有量が低く、さらに、Ｓｉ及びＭｎの質量比が１．０未満である。そのため、介在物の制御が難しく、耐水素脆化特性が低い場合がある。
　特許文献３に開示された高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｂ：０．０００８～０．００４％、Ｃ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２５～０．０６％、Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この鋼ではさらに、熱間圧延時のフェライト結晶粒度ＦＧｃとＴｉＮを除くＴｉ化合物との関係が、［ＴｉＮを除くＴｉ化合物量／ＦＧｃ1/2］×１０００≧３を満たす。これにより、オーステナイト結晶粒度番号が５以上となり、引張強度が７８５Ｎ／ｍｍ2を超える高強度ボルトが得られる、と特許文献３には記載されている。
　しかしながら、特許文献３の高強度ボルトでは、Ｍｎ含有量が高く、Ｃｒ含有量が低い場合、耐水素脆化特性が低い場合がある。
　特許文献４に開示された高強度ボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５％超０．３０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｍｏ：０．３％以上、０．５％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この鋼は、焼入れた後、１００～４００℃で焼戻し処理が施され、焼入後の平均旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下の鋼組織となる。これにより、ボルト強度範囲が約１２００～１６００ＭＰａ程度の耐遅れ破壊特性及び耐腐食性に優れた高強度ボルトが得られる、と特許文献４には記載されている。
　しかしながら、特許文献４のボルトでは、Ｍｏが０．３～０．５質量％含有されるため、焼入れ性が高くなりすぎる。そのため、伸線及び冷間鍛造前に長時間の軟化熱処理を実施する必要がある。この場合、製造コストが大幅に増大する場合がある。
特開２０１２－１６２７９８号公報 特開平１１－２９３４０１号公報 特開平１０－５３８３４号公報 特開２００８－１５６６７８号公報
　本発明の目的は、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有するボルトを提供することである。
　本発明による高強度ボルトは、質量％で、Ｃ：０．２２～０．４０％、Ｓｉ：０．1０～１．５０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０～１．４５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０４５％、Ｂ：０．０００３～０．００４０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｍｏ：０～０．０４％、Ｖ：０～０．０５％、及び、Ｎｂ：０～０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有する。
　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）
　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明による高強度ボルトは、高強度を有し、かつ、優れた耐水素脆化特性を有する。
図１は、限界拡散水素量と、ボルト中のＳｉ／Ｍｎとの関係を示す図である。 図２は、環状Ｖノッチ付きの試験片の側面図である。 図３は、実施例で製造したねじの側面図である。
　本発明者らは、Ｍｏ、Ｖ等の高価な合金元素を多量に含有せず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＢ等を含有するＢ含有鋼を用いて、ボルトの引張強度、耐水素脆化特性に及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　［ボルトの引張強度について］
　ボルトの引張強度を１０００～１３００ＭＰａの高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間加工性が低下する。この場合、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、上記引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼材が望ましい。
　ボルトの化学組成が式（１）を満たす場合、優れた冷間加工性及び焼入れ性が得られる。
　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）
　ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２と定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びＣｒはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、ｆｎ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。
　ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、ボルト用鋼が線材に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、強度及び硬さが高まる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。ｆｎ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。
　［耐水素脆化特性について］
　［Ｓｉ／Ｍｎと耐水素脆化特性との関係について］
　ボルトの引張強度が１０００～１３００ＭＰａの高強度であっても、式（２）を満たせば、優れた耐水素脆化特性が得られる。
　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）
　ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。以降の説明において、ｆｎ２＝Ｓｉ／Ｍｎと定義する。ｆｎ２は式（２）の左辺に相当する。以下、式（２）について説明する。
　図１は、限界拡散水素量ＨＲと、ｆｎ２との関係を示す図である。図１は次の方法により得られた。
　表１に示す化学組成を有する鋼ａ～ｍを真空溶製して５０ｋｇのインゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　製造されたインゴットを１２００～１３００℃に加熱した後、熱間圧延を想定した熱間鍛伸を実施して、直径１５ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造後の丸棒を大気中で放冷した。続いて、丸棒に対して、ボルト成形後の熱処理を想定した焼入れ及び焼戻しを実施して、丸棒の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。引張強度が調整された丸棒に対して機械加工を実施して、図２に示す環状Ｖノッチ付きの試験片を作製した。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。
　電解チャージ法を用いて、各鋼ａ～ｍの試験片中に種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。その後、各試験片の表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａの引張応力が負荷されるように一定荷重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各鋼において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
　さらに、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、限界拡散性水素量比ＨＲ（以下、単にＨＲという）を次の式（Ａ）で定義した。
　ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ　（Ａ）
　ＨＲは耐水素脆化特性の指標である。得られたＨＲと各鋼のｆｎ２とに基づいて、図１を作成した。
　図１を参照して、ｆｎ２が増加するほど、つまり、Ｓｉ含有量のＭｎ含有量に対する比が大きくなるほど、ＨＲは顕著に高まる。そして、ｆｎ２が１．０以上になれば、ＨＲが１．２０以上になり、優れた耐水素脆化特性が得られる。そして、ｆｎ２が１．０以上の場合、ｆｎ２が増加しても、ＨＲはそれほど変化しない。
　以上の知見に基づいて完成した本発明による高強度ボルトは、質量％で、Ｃ：０．２２～０．４０％、Ｓｉ：０．1０～１．５０％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０～１．４５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０４５％、Ｂ：０．０００３～０．００４０％、Ｎ：０．００１５～０．００８０％、Ｏ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｍｏ：０～０．０４％、Ｖ：０～０．０５％、及び、Ｎｂ：０～０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有する。
　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）
　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明による高強度ボルトはさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０２～０．５０％、Ｎｉ：０．０３～０．３０％、Ｍｏ：０．０１～０．０４％、及び、Ｖ：０．００５～０．０５％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。
　本発明による高強度ボルトはさらに、Ｎｂ：０．００１５～０．０５０質量％以下を含有してもよい。
　好ましくは、高強度ボルトのねじ底部において、ねじ底部の表層の圧縮残留応力の絶対値が高強度ボルトの引張強度の１０～９０％である。この場合、耐水素脆化特性がさらに高まる。
　以下、本発明による高強度ボルトについて詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態の高強度ボルトの化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．２２～０．４０％
　炭素（Ｃ）は、ボルトの焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後のボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上に高める。Ｃ含有量が０．２２％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間加工後のボルト用鋼材の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。そのため、伸線、及び、冷間鍛造等の冷間加工を実施する前の鋼材に対して、軟化を目的とした長時間の熱処理を複数回実施しなければならず、製造コストが高くなる。熱処理を実施した場合さらに、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２２～０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｓｉ：０．１０～１．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制して、焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。脱酸生成物のＭｎＯ－ＳｉＯ2はガラス化した軟質の介在物であり、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、耐水素脆化特性が高まる。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、上述の効果が得られない。一方、Ｓ含有量が１．５０％を超えれば、強度が高くなり過ぎる。この場合、鋼の延性及び冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０～１．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３５％超であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％超である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　Ｍｎ：０．２０～０．４０％未満
　マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。Ｍｎはさらに、Ｓｉと結合して介在物（ＭｎＯ－ＳｉＯ2）を形成する。この介在物は軟質であり、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化されるため、ＭｎＯ－ＳｉＯ2の密度が低減し、耐水素脆化性が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．４０％以上であれば、粒界に偏析して粒界破壊を助長する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２０～０．４０％未満である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して冷間加工性を低下し、ボルトの耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　Ｃｒ：０．７０～１．４５％
　クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を高めてボルトの引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。Ｃｒはさらに、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Ｃｒ含有量が０．７０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４５％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎ、ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０～１．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．２０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０６０％
　アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、粗大な酸化物系介在物が生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５５％である。本発明による高強度ボルトの化学組成において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０４５％
　チタン（Ｔｉ）は鋼中のＮと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成する。ＴｉＮの生成により、ＢＮの生成が抑制され、固溶Ｂ量が増える。その結果、鋼材の焼入れ性が高まる。Ｔｉはさらに、Ｃと結合して炭化物（ＴｉＣ）を形成して結晶粒を微細化する。これにより、ボルトの耐水素脆化特性が高まる。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０４５％を超えれば、粗大なＴｉＮが多量に生成する。この場合、冷間加工性及び耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０～０．０４５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
　Ｂ：０．０００３～０．００４０％
　ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、ボルトの耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３～０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。
　Ｎ：０．００１５～０．００８０％
　窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、結晶粒を微細化する。Ｎ含有量が０．００１５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、その効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量を低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１５～０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％である。
　Ｏ：０．００２０％以下
　酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して冷間加工性を低下する。Ｏ含有量が０．００２０％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化して、冷間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
　本発明による高強度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、高強度ボルトを工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素について］
　上述の高強度ボルトはさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながらＣｕ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｎｉ：０～０．３０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼入れ後の鋼材の靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｍｏ：０～０．０４％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０４％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎて、高強度ボルト用鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．０４％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　Ｖ：０～０．０５％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％を超えれば、炭化物等が粗大化して冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０５％である。上記効果をより有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
　本発明による高強度ボルトの化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
　Ｎｂ：０～０．０５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＣ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。Ｎｂはさらに、ボルトの耐水素脆化特性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大な炭化物等が生成して鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　［式（１）について］
　本発明による高強度ボルトの化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）
　式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。
　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２は、鋼材の強度及び冷間加工性の指標である。ｆｎ１は鋼材の炭素当量を示す。ｆｎ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、強度が得られない。一方、ｆｎ１が高すぎれば、焼入れ性が高すぎる。この場合、高強度ボルト用鋼が線材に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、鋼材の強度及び硬さが高くなりすぎる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。ｆｎ１が０．５０～０．８５であれば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。ｆｎ１の好ましい下限は０．５３である。ｆｎ１の好ましい上限は０．８３である。
　［式（２）について］
　本発明による高強度ボルトの化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）
　ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。
　ｆｎ２＝Ｓｉ／Ｍｎと定義する。Ｓｉ及びＭｎは、脱酸の過程でＭｎＯ－ＳｉＯ2を生成する。ＭｎＯ－ＳｉＯ2は、融点が１２５０℃程度である。そのため、凝固前の溶湯中では液体であるが、凝固後の鋼片中では固体となり、ガラス化した軟質の介在物となる。この介在物は、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、疲労強度が向上し、耐水素脆化特性が向上する。微細なＭｎＯ－ＳｉＯ2を得るためには、ＳｉのＭｎに対する比率を適正に制御する必要がある。この指標がｆｎ２である。
　図１を参照して、ｆｎ２が増加するほど、ＨＲは顕著に高まる。ｆｎ２が１．０を超えた場合、ＨＲが１．２以上になり、優れた耐水素脆化特性が得られる。そして、ｆｎ２が１．０以上の場合、ｆｎ２が増加しても、ＨＲはそれほど増加しない。つまり、ｆｎ２に対するＨＲは、ｆｎ２＝１．０付近で変曲点を有する。したがって、式（２）に示すとおり、ｆｎ２＞１．０である。ｆｎ２の好ましい下限は１．１である。
　［ねじ底部の圧縮残留応力について］
　好ましくは、本発明による高強度ボルトのねじ底部において、ねじ底部の表層の圧縮残留応力の絶対値は高強度ボルトの引張強度の１０～９０％である。
　この場合、ボルト締結時にねじ底にかかる引張応力は圧縮残留応力と相殺される。このため、起点部の応力状態は緩和されて、水素脆化に伴う破断が発生しにくくなる。圧縮残留応力（の絶対値）が引張強度（の絶対値）の１０％未満であれば、圧縮残留応力による引張応力相殺効果は不十分となり、優れた耐水素脆化特性が得られない。一方、圧縮残留応力（の絶対値）が引張強度（の絶対値）の９０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、圧縮残留応力は引張強度の１０～９０％である。
　ここで「表層」とは、高強度ボルトの表面から中心軸に向かって５０μｍ深さまでの範囲を指す。圧縮残留応力は、公知のＸ線法で測定される。具体的には、ＪＩＳ　Ｂ２７１１（２０１３）に準拠して、Ｘ線回折を利用したＸ線応力測定法を用いる。測定は特性Ｘ線の種類：ＭｎＫα線、Ｃｒフィルタ、基準回折角２θ0：１５２．０°、η角１４．０°、Ｘ線応力定数Ｋ：－３３６ＭＰａ／°を用いて行う。また、測定部位は、ねじ底部の中央位置を中心とする。引張強度は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して求める。
　［製造方法］
　本発明による高強度ボルトの製造方法の一例について説明する。初めに、周知の製造方法により高強度ボルト用鋼材を製造する（素材製造工程）。その後、高強度ボルト用鋼材を用いて、高強度ボルトを製造する（高強度ボルト製造工程）。以下、各工程について説明する。
　［素材製造工程］
　上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。製造された鋳片又はインゴットを分塊圧延して鋼片にする。鋼片を熱間加工して、高強度ボルト用鋼材（線材）とする。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。
　［高強度ボルト製造工程］
　高強度ボルト製造工程では、高強度ボルト用鋼材を用いて高強度ボルトを製造する。高強度ボルト製造工程は、伸線工程、冷間鍛造工程、ねじ加工工程、及び、焼入れ及び焼戻し工程を含む。以下、それぞれの工程について説明する。
　［伸線工程］
　初めに、線材に対して伸線加工を実施して鋼線を製造する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の伸線加工を実施してもよい。伸線時において、線材の表面に潤滑被膜を形成する。潤滑被膜はたとえば、リン酸塩被膜や非リン系の潤滑被膜である。
　好ましくは、Ｐを含有しない潤滑被膜を用いる。又は、リン酸塩被膜を用いた場合、後述の焼入れ工程前において、鋼材（鋼線）表面を洗浄又は酸洗して、リン酸塩被膜を表面から除去する。洗浄はたとえば周知のアルカリ洗浄である。
　［冷間鍛造工程］
　伸線後の鋼材を所定の長さに切断して、切断された鋼材に対して冷間鍛造を実施して高強度ボルトを製造する。
　［軟化熱処理について］
　従前の高強度ボルトの製造方法では、強度が高すぎるボルト用鋼材（線材）の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本発明による高強度ボルトでは、式（１）を満たすことにより、このような軟化熱処理を簡素化する。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができ、さらに、高強度ボルトの耐水素脆化特性を高めることができる。
　［ねじ加工工程］
　冷間鍛造により製造された高強度ボルトに対して、周知の条件で転造加工を実施して、ねじ山を形成する。
　［焼入れ及び焼戻し工程］
　ねじ加工後の高強度ボルトに対して、周知の条件で焼入れ及び焼戻しを実施して、高強度ボルトの引張強度を１０００～１３００ＭＰａに調整する。引張強度が１０００ＭＰａ未満では、ボルトの強度が不足する。一方、引張強度が１３００ＭＰａを超える場合、水素感受性が高まり、耐水素脆化特性が低下する。したがって、高強度ボルトの引張強度は１０００～１３００ＭＰａである。伸線工程時にリン酸塩被膜に代表されるＰを含有する潤滑被膜を利用する場合、上述のとおり、好ましくは、焼入れを実施する前に、鋼材（鋼線）の表面をアルカリ洗浄する。
　［圧縮残留応力付与工程］
　好ましくは、焼入れ及び焼戻し後の高強度ボルトに対して周知の圧縮残留応力付与工程を実施して、ねじ底部の表層の圧縮残留応力を高強度ボルトの引張強度の１０～９０％にする。周知の圧縮残留応力付与工程はたとえば、ショットピーニング加工である。ショットピーニング加工の条件を適宜調整することにより、ねじ底部の表層の圧縮残留応力を高強度ボルトの引張強度の１０～９０％にすることができる。
　上述の製造方法では、焼入れ焼戻し前にねじ加工工程（前転造工程）を実施したが、前転造工程に代えて、焼入れ焼戻し後にねじ加工工程（後転造工程）を実施してもよい。この場合、ねじ底部の表層に、高強度ボルトの引張強度の１０～９０％の圧縮残留応力を付与することができる。後転造工程の場合、ショットピーニング加工を実施しなくてもよい。
　以上の製造工程により、本発明の高強度ボルトが製造される。
　表２の化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を参照して、上述のとおり、鋼ＬはＪＩＳ　Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。
　溶鋼を用いて連続鋳造法により横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。ビレットを熱間加工（熱間圧延）して、直径１１．５ｍｍの線材を製造した。
　表３に示す各試験番号の線材に対して、伸線加工を実施して鋼線を製造した。このとき、軟化を目的とした熱処理を実施した。熱処理温度は７５０℃、熱処理時間は６０分であり、熱処理後は徐冷を行った。さらに、脱脂及び酸洗を行った後、りん酸亜鉛処理（７５℃、浸漬時間６００ｓｅｃ）及び金属石けん処理（８０℃、浸漬時間１８０ｓｅｃ）を実施し、表面にりん酸亜鉛皮膜及び金属石けん皮膜からなる潤滑処理膜を形成した。その後仕上げ伸線加工を行い、直径１０．５ｍｍの鋼線を製造した。この鋼線を高強度ボルト鍛造用の素材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各試験番号の鋼線に対して冷間鍛造を実施して図３に示す高強度ボルトを製造した。具体的には、冷間鍛造は２工程で行った。１工程目では、高強度ボルトの軸部を押し込み成形した。２工程目では、高強度ボルトの頭部及びフランジ部を成形する加工を行えるよう金型を設計し、油圧鍛造プレス機に装着して、冷間鍛造を行った。図中の各数値は、対応する部位の寸法（ｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。図中の「数値°」は、指定されている部位の角度（°）を示す。「Ｒ数値」は、指定されている部位の曲率半径（ｍｍ）を示す。図中の「Ｍ７×１．０」は、外径が７ｍｍ、ピッチが１．０ｍｍであることを示す。
　高強度ボルトを成形した後、高強度ボルトを目視で観察して割れの発生の有無を調査した。割れが観察されたものは、ボルト成形不可とした。
　割れが観察されなかった試験番号の高強度ボルトに対して、表３に示す温度で焼入れ及び焼戻し処理を実施した。焼入れ処理を実施する前に、高強度ボルト表面をアルカリ洗浄してリン酸塩被膜を除去した。
　焼入れ処理では、表３に示す焼入れ温度（℃）で４０分保持した後、油冷した。焼戻し処理では、表３に示す焼戻し温度で７０分保持した。以上の工程により、高強度ボルトを製造した。なお、所望のボルト引張強度（１０００～１３００ＭＰａ）を得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満になる場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。
　試験番号１～６、９、１０、及び１２～１４の鋼線に対して、焼入れ及び焼戻し処理後に転造加工を施して、ねじ加工と共にねじ底部の表面に残留応力を付与した。試験番号１３及び試験番号１４の鋼線に対しては、焼入れ及び焼戻し処理前に転造加工を施した。ねじ底部の表層の圧縮残留応力を、ＪＩＳ　Ｂ２７１１（２０１３）に準拠して、Ｘ線回折を利用したＸ線応力測定法を用いて測定した。測定は特性Ｘ線の種類：ＭｎＫα線、Ｃｒフィルタ、基準回折角２θ0：１５２．０°、η角１４．０°、Ｘ線応力定数Ｋ：－３３６ＭＰａ／°を用いて行った。また、測定部位は、ねじ底部の中央位置を中心とした。
　［引張試験］
　ＪＩＳ　Ｂ１０５１（２０００）に準拠して、室温（２５℃）、大気中にて各試験番号の焼入れ及び焼戻し処理、又は転造加工後の高強度ボルトの引張強度（ＭＰａ）を測定した。測定結果を表３に示す。
　［耐水素脆化特性評価試験］
　各試験番号の焼入れ及び焼戻し処理、又は転造加工後の高強度ボルトに対して、図２に示す環状Ｖノッチ試験片を作製し、電解チャージ法を用いて、種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に高強度ボルトを浸漬した。高強度ボルトを浸漬した状態で、高強度ボルトの表面にアノード電位を発生させて水素を高強度ボルト内に取り込んだ。
　高強度ボルト内に水素を導入した後、高強度ボルト表面に亜鉛めっき被膜を形成し、高強度ボルト中の水素の散逸を防止した。続いて、高強度ボルトの引張強度の９５％の引張強度を負荷した定荷重試験を実施した。試験中に破断した高強度ボルト、及び破断しなかった高強度ボルトに対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、高強度ボルト中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片の最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
　さらに、従来のボルトに使用されているＪＩＳ規格におけるＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する試験番号１４の鋼線の限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。耐水素脆化特性評価として、ＨＲが１．２以上のものを合格とし（表３中で「○」）、１．２未満のものを不合格（表３中で「×」）とした。
　［試験結果］
　表３に試験結果を示す。
　試験番号１～６の高強度ボルトの化学組成は適切であった。さらに、ｆｎ１は式（１）を満たし、ｆｎ２は式（２）を満たした。また高強度ボルトのねじ底部表面の圧縮残留応力の絶対値が高強度ボルトの引張強度の１０～９０％の範囲を満足した。その結果、これらの試験番号の高強度ボルトは、引張強度が１０００～１３００ＭＰａと高強度であるにもかかわらず、限界拡散性水素量比ＨＲが１．２０以上となり、耐水素脆化特性に優れた。
　試験番号７及び試験番号８の高強度ボルトの化学組成は適切であった。さらに、ｆｎ１は式（１）を満たし、ｆｎ２は式（２）を満たした。その結果、これらの試験番号の高強度ボルトは、引張強度が１２００ＭＰａと高強度であるにもかかわらず、限界拡散性水素量比ＨＲが１．２０以上となり、耐水素脆化特性に優れた。ただし、高強度ボルトのねじ底部表面の圧縮残留応力の絶対値が高強度ボルトの引張強度の１０％未満であったため、試験番号１～６に比べてＨＲが低かった。
　一方、試験番号９のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、ＨＲが１．２０未満と低く、耐水素脆化特性が低かった。
　試験番号１０の高強度ボルトでは、ｆｎ１が式（１）の下限未満であった。そのため引張強度が１０００ＭＰａ未満であった。
　試験番号１１の高強度ボルトでは、ｆｎ１が式（１）の上限を超えた。そのため、高強度ボルト用鋼材（線材）の冷間加工性が低く、冷間鍛造後の高強度ボルトに割れが観察されたため、その後の処理及び試験は行わなかった。
　試験番号１２及び試験番号１３では、ｆｎ２が式（２）を満たさなかった。そのため、ＨＲが１．２０未満となり、耐水素脆化特性が低かった。
　試験番号１５の高強度ボルトでは、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、高強度ボルト用鋼材（線材）の冷間加工性が低く、冷間鍛造後の高強度ボルトに割れが観察されたため、その後の処理及び試験は行わなかった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２２～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～０．４０％未満、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下、
    　Ｃｒ：０．７０～１．４５％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０６０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０４５％、
    　Ｂ：０．０００３～０．００４０％、
    　Ｎ：０．００１５～０．００８０％、
    　Ｏ：０．００２０％以下、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．３０％、
    　Ｍｏ：０～０．０４％、
    　Ｖ：０～０．０５％、及び、
    　Ｎｂ：０～０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
    　１０００～１３００ＭＰａの引張強度を有する、高強度ボルト。
    　０．５０≦Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２≦０．８５　（１）
    　Ｓｉ／Ｍｎ＞１．０　（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の高強度ボルトであって、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０２～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０３～０．３０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．０４％、及び、
    　Ｖ：０．００５～０．０５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、高強度ボルト。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の高強度ボルトであって、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１５～０．０５０％を含有する、高強度ボルト。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれかに記載の高強度ボルトであって、前記高強度ボルトのねじ底部において、ねじ底部の表層の圧縮残留応力の絶対値が高強度ボルトの引張強度の１０～９０％である、高強度ボルト。
     
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