CN107429352B - 酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材及螺栓 - Google Patents

酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材及螺栓 Download PDF

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Abstract

提供一种酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材。一种酸洗性、和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材，其以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：1.0～3.0％、Mn：0.1～1.5％、P：高于0％并在0.020％以下、S：高于0％并在0.020％以下、Cr：0.3～1.5％、Al：0.02～0.10％、N：0.001～0.020％，余量是铁和不可避免的杂质，线材的直径d×1/4位置的铁素体面积率为10～40％，余量由贝氏体、珠光体、和不可避免地生成的组织构成，且距表层的深度为0.1mm位置的C量是母材C量的50～100％。

Description

酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材及 螺栓
技术领域
本发明涉及螺栓用线材，和使用该线材得到的螺栓，详细地说是涉及酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材及螺栓。
背景技术
对于汽车和各种工业机械等所用的螺栓，希望其高强度化并且提高抗延迟断裂性。关于延迟断裂的原因，有各种各样的指出，但一般认为是氢脆化现象的影响。
氢脆化现象是由于钢表面的腐蚀反应而生成的氢向钢中侵入·扩散(以下，称为“扩散性氢”)而产生。因此，历来都认为使钢的耐腐蚀性提高是用于防止延迟断裂的有效手段。可是若使耐腐蚀性提高，则即使为了除去氧化皮而进行酸洗，仍会有氧化皮残留，这被指责为造成拉丝时的疵点和镦锻时的裂纹的原因。因此提高线材的酸洗性成为新的问题，而不能说是有效的氢脆化抑制手段。
因此，提出有增多Si添加量而使ε碳化物等的过渡碳化物稳定化，使扩散性氢无害化的技术等。例如在专利文献1中公开有一种螺栓，其具有规定的成分组成，螺栓轴部的奥氏体结晶粒度号数为9.0以上，表示在螺栓轴部的奥氏体结晶晶界析出的碳化物的比例的G值(％)，满足(L/L0)×100≤60。在该技术中，提高作为延迟断裂的起点的奥氏体结晶晶界的强度，并且使碳化物等的氢陷阱减少。因此，能够得到这样的高强度螺栓，其在氢量比较少的环境自不必说，即使是在氢陷阱全都被消耗这样的氢量多的环境下，仍发挥着优异的耐氢脆特性。
专利文献2中，公开有一种抗脱碳性和拉丝加工性优异的弹簧用钢线材，其具有规定的成分组成，钢线材的中心部的平均晶粒直径Dc为80μm以下，并且，钢线材的表层部的平均晶粒直径Ds为3.0μm以上。根据这一技术，即使没有热轧后的脱碳，也能够得到拉丝加工性优异的弹簧用钢线材。
另外在专利文献3中，公开有一种剥皮性优异的高强度弹簧用钢线材，其具有规定的成分组成，是以珠光体为主体的组织，珠光体团的粒度号数的平均值Pave满足6.0≤Pave≤12.0，并且表层的全脱碳层深度为0.20mm以下，并且Cr系合金碳化物量为7.5％以下。据此技术，能够得到如下高强度弹簧用钢线材，其除了剥皮性和切屑排出性良好以外，还能够发挥在SV处理时不会发生断线这样的良好的SV处理性。
在专利文献4中，公开有一种冷锻用钢的制造方法，其通过以规定的条件，对于具有规定的成分组成的钢材按顺序进行第一加热保持、第二加热保持、第一冷却、第二冷却的处理，而使钢材中的碳化物球化。据此技术，即使是Cr量在0.4％以下的钢材，也能够确实地进行球化退火，能够得到冷锻性优异的钢材。
先吸纳有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013－163865号公报
专利文献2：日本特开2009－068030号公报
专利文献3：日本特开2013－213238号公报
专利文献4：日本特开2014－201812号公报
例如在专利文献1的技术中，终轧后的冷却以通常的冷却速度进行，脱碳率高。因此在螺栓加工后的淬火加热时，由于异常晶粒生长，导致抗延迟断裂性降低。另外在专利文献2的技术中，因为轧制后的冷却速度慢，所以铁素体－珠光体的面积率增加，球化退火时的碳化物分散性差，进行冷镦而制造螺栓会发生裂纹。
在专利文献3的技术中，因为是以珠光体为主体的金属组织，所以退火时的碳化物分散性差，冷镦时会发生裂纹。另外在专利文献4的技术中，因为Si的添加量低，不能使过渡碳化物稳定化，所以抗延迟断裂性的确保困难。
发明内容
本发明鉴于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种酸洗性和淬火回火后的抗延迟断裂性(以下，称为“抗延迟断裂性”)优异的螺栓用线材和螺栓。
能够解决上述课题的酸洗性、和抗延迟断裂性优异的本发明的螺栓用线材，具有如下要旨：以质量％计含有C：0.3～0.6％、Si：1.0～3.0％、Mn：0.1～1.5％、P：高于0％并在0.020％以下、S：高于0％并在0.020％以下、Cr：0.3～1.5％、Al：0.02～0.10％、N：0.001～0.020％，余量是铁和不可避免的杂质，线材的直径d×1/4位置的铁素体面积率为10～40％，余量由贝氏体、珠光体、和不可避免地生成的组织构成，且距表层的深度为0.1mm位置的C量为母材C量的50～100％。
此外，以质量％计含有以下的(a)～(e)中的至少1项也是优选的实施方式。
(a)从Cu：高于0％并在0.5％以下、Ni：高于0％并在1.0％以下、和Sn：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
(b)从Ti：高于0％并在0.1％以下、Nb：高于0％并在0.1％以下、和Zr：高于0％并在0.3％以下所构成的群中选择的至少一种
(c)从Mo：高于0％并在3％以下、和W：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
(d)V：高于0％并在0.5％以下
(e)从Mg：高于0％并在0.01％以下、和Ca：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的至少一种
本发明中，也包括使用上述螺栓用线材得到的抗拉强度1400MPa以上，表层和螺栓轴部的直径d×1/4位置的奥氏体结晶粒度号数均为No.7.0以上的抗延迟断裂性优异的螺栓。
本发明的线材，因为恰当地控制了化学成分组成、金属组织和脱碳率，所以能够使酸洗性和抗延迟断裂性高水平并立。另外使用本发明的螺栓用线材得到的螺栓，具有高强度，且具有优异的抗延迟断裂性。
具体实施方式
本发明者们为了确保酸洗性和抗延迟断裂性，反复进行锐意研究。其结果发现，通过恰当控制化学成分组成、金属组织和脱碳率，能够达成上述课题，从而达成本发明。
特别是在本发明中，通过提高Si含量，并降低脱碳率，能够提高抗延迟断裂性，另外通过降低铁素体面积率，能够提高酸洗性。以下，对于本发明的螺栓用线材进行说明。
[距表层的深度为0.1mm位置的C量为母材C量的50～100％]
若以表层形成有贫碳(C)层的状态，即，以脱碳率高的状态进行淬火回火处理，则奥氏体晶粒粗大化，抗延迟断裂性恶化。因此为了提高抗延迟断裂性，脱碳率尽可能低的方面为宜。距表层的深度为0.1mm位置的C量为母材C量的50％以上，优选为60％以上，更优选为65％以上，100％以下。还有，母材的C量是依据燃烧－红外线吸收法(JIS G 1211(2011年))对线材进行测量的值。
[铁素体面积率：10～40％]
若马氏体等的硬质组织增加，则强度提高，但酸洗时吸收氢而发生脆化和折损，或容易发生腐蚀等，酸洗性恶化。因此为了提高酸洗性需要抑制马氏体等。另一方面，铁素体在酸洗时不会发生上述问题，是对于提高酸洗性有效的组织。因此线材的直径d×1/4位置(以下，称为“D/4位置”)的铁素体面积率为10％以上，优选为13％以上，更优选为15％以上。另一方面，若铁素体面积率过高，则退火时的碳化物弥散性降低，冷镦性恶化，并且酸洗时氧化皮残存，有可能在拉丝时发生疵点，或镦锻时发生裂纹。因此铁素体面积率为40％以下，优选为35％以下，更优选为30％以下。还有，铁素体以外的组织主要是珠光体和贝氏体，但包含其他不可避免地生成的马氏体和残留奥氏体等。
本发明的螺栓用线材的化学成分组成的设定范围，其规定理由如下。
[C：0.3～0.6％]
C是用于确保钢的强度上有效的元素。为了确保作为目标的1400MPa以上的螺栓抗拉强度，C含量为0.3％以上，优选为0.35％以上，更优选为0.38％以上。但是若C含量过剩，则抗延迟断裂性劣化，因此C含量为0.6％以下，优选为0.55％以下，更优选为0.52％以下。
[Si：1.0～3.0％]
Si是作为脱氧剂起作用，并且用于确保钢的强度而有效的元素。另外，回火时抑制粗大的渗碳体的析出，也发挥着使抗延迟断裂性提高的作用。为了有效地发挥这些效果，Si含量为1.0％以上，优选为1.3％以上，更优选为1.5％以上。另一方面，若Si含量过剩，则铁素体－奥氏体二相域变宽，容易脱碳。另外，在钢的表面形成非晶质层，酸洗性恶化。Si含量为3.0％以下，优选为2.7％以下，更优选为2.5％以下。
[Mn：0.1～1.5％]
Mn是确保钢的强度，并且与S形成化合物，为了发挥使抗延迟断裂性劣化的FeS生成的抑制作用而有效的元素。为了发挥这样的效果，Mn含量为0.1％以上，优选为0.15％以上，更优选为0.2％以上。另一方面，若Mn含量过剩，则MnS粗大化，成为应力集中源，冷镦性和抗延迟断裂性恶化。Mn含量为1.5％以下，优选为1.3％以下，更优选为1.1％以下。
[P：高于0％并在0.020％以下]
P是在结晶晶界稠化而使钢的韧性、延展性降低，使抗延迟断裂性劣化的杂质元素。通过减少P含量，能够提高抗延迟断裂性。P含量为0.020％以下，优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。P含量越少越优选，但达到0在制造上有困难，作为不可避免的杂质含有0.003％左右。
[S：高于0％并在0.020％以下]
S与P同样，也是在结晶晶界上稠化而使钢的韧性、延展性降低，并使抗延迟断裂性劣化的杂质元素。通过减少S含量，能够提高抗延迟断裂性。S含量为0.020％以下，优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。S的含量越少越优选，但达到0在制造上有困难，作为不可避免的杂质含有0.003％左右。
[Cr：0.3～1.5％]
Cr是使钢的耐腐蚀性提高，并且用于确保抗延迟断裂性有效的元素。为了发挥这样的效果，Cr含量为0.3％以上，优选为0.4％以上，更优选为0.5％以上。另一方面，若Cr含量过剩，则在表层形成Cr稠化层，酸洗性恶化。因此Cr含量为1.5％以下，优选为1.4％以下，更优选为1.3％以下。
[Al：0.02～0.10％]
Al是作为脱氧剂起作用，并且形成氮化物，使晶粒的微细化有效的元素。为了发挥这样的效果，Al含量为0.02％以上，优选为0.03％以上，更优选为0.035％以上。另一方面，若Al含量过剩，则粗大的氮化物生成，晶粒粗大化，冷镦性和抗延迟断裂性劣化。因此Al含量为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。
[N：0.001～0.020％]
N是与Al生成氮化物，用于使晶粒微细化有效的元素。为了发挥这样的效果，N含量为0.001％以上，优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。另一方面，若N含量过剩，则没有形成化合物而成为固溶状态的N量增加，冷镦性降低。因此N含量为0.020％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下。
本发明的螺栓用线材的基本的化学成分组成如上述，余量实质上是铁。但是，当然允许因原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质包含在钢中。另外在本发明的螺栓用线材中，根据需要使以下的元素含有也有效。
[从Cu：高于0％并在0.5％以下、Ni：高于0％并在1.0％以下、和Sn：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种]
Cu、Ni、Sn是使钢的耐腐蚀性提高，并且使抗延迟断裂性提高有效的元素。为了发挥这样的效果，Cu含量优选为0.03％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上。另外Ni含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上，进一步优选为0.3％以上。Sn含量优选为0.03％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上。
另一方面，若Cu含量过剩，则酸洗性恶化，并且热延性降低，钢的生产率降低。Cu含量优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.35％以下。另外若Ni和Sn其含量过剩，则酸洗性恶化。Ni含量优选为1.0％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.7％以下。Sn含量优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。
[从Ti：高于0％并在0.1％以下、Nb：高于0％并在0.1％以下、和Zr：高于0％并在0.3％以下所构成的群中选择的至少一种]
Ti、Nb和Zr是与C、N形成碳氮化物，使晶粒微细化有效的元素。另外形成氮化物，使固溶状态的N量减少，因此在冷镦性的提高上也是有效的元素。为了发挥这些效果，Ti含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.04％以上。Nb含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.04％以上。另外Zr含量为0.03％以上，更优选为0.08％以上，进一步优选为0.10％以上。
另一方面，若Ti、Nb和Zr过剩，则粗大的碳氮化物形成，冷镦性和抗延迟断裂性劣化。Ti含量优选为0.1％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。Nb含量优选为0.1％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。Zr含量优选为0.3％以下，更优选为0.25％以下，进一步优选为0.2％以下。
[从Mo：高于0％并在3％以下、和W：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种]
Mo、W是提高钢的强度，并且钢中形成微细的析出物，使抗延迟断裂性提高有效的元素。为了得到这样的效果，优选含有Mo和W的至少一种。Mo含量优选为0.05％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.20％以上。W含量优选为0.03％以上，更优选为0.08％，进一步优选为0.10％。另一方面，若Mo、W含量过剩，则制造成本上升。Mo含量优选为3％以下，更优选为2％以下，进一步优选为1.5％以下。W含量优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.35％以下。
[V：高于0％并在0.5％以下]
V在淬火加热时固溶，在回火时作为碳化物析出，生成氢陷阱，对提高抗延迟断裂性有效。为了发挥这样的效果，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.08％以上。另一方面，若V含量过剩，则形成粗大的碳氮化物，冷镦性恶化，因此V含量优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。
[从Mg：高于0％并在0.01％以下、和Ca：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的至少一种]
Mg、Ca形成碳氮化物，防止淬火加热时的奥氏体晶粒的粗大化，使韧性、延展性提高，对于提高抗延迟断裂性有效。为了发挥这样的效果，Mg含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。Ca含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。另一方面，若Mg、Ca含量过剩，则上述效果饱和而招致制造成本的增加。Mg含量优选为0.01％以下，更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。Ca含量优选为0.01％以下，更优选为0.007％以下，进一步优选为0.005％以下。
本发明的螺栓用线材，熔炼具有上述化学成分的钢材，经铸造、热轧而取得。特别是为了提高酸洗性和抗延迟断裂性，重要的是轧制前的坯段再加热时加热至950℃以上(以下，称为“坯段再加热温度”)，在900～1100℃的温度域终轧成线材或棒钢形状后，继续以3～8℃/秒的平均冷却速度进行冷却至730℃(以下，称为“冷却速度I”)，其后以8～13℃/秒的平均冷却速度冷却至350℃(以下，称为“冷却速度II”)。
[坯段再加热温度：950℃以上]
在坯段再加热中，为了降低热轧时的变形阻力，坯段再加热温度优选为950℃以上，更优选为1000℃以上。若该温度低于950℃，则热轧时的变形阻力增大。另一方面，若坯段再加热温度过高，则接近钢的熔化温度。因此坯段再加热温度优选为1400℃以下，更优选为1300℃以下，进一步优选为1250℃以下。
[终轧温度：900～1100℃]
若终轧温度过低，则AlN无法微细分散，淬火后奥氏体晶粒粗大化。因此终轧温度优选为900℃以上，更优选为950℃以上。另一方面，若终轧温度过高，则铁素体晶粒粗大化，冷镦性和抗延迟断裂性劣化。因此终轧温度优选为1100℃以下，更优选为1050℃以下。
还有，含有Ti和Nb等的添加元素时，在与上述终轧温度为同样的温度范围为宜。如果终轧温度为优选的900℃以上，更优选的950℃以上，则能够使添加元素作为微细的碳·氮化物在钢中析出。另一方面，如果终轧温度为优选的1100℃以下，更优选的1050℃以下，则能够充分地使碳·氮化物析出。
本发明中，使热轧后的平均冷却速度比以前快，并且将平均冷却速度分成2个阶段进行控制，以下述冷却速度I能够控制脱碳率，以及用下述冷却速度II能够控制铁素体面积率。
冷却速度I[从终轧后至730℃的平均冷却速度：3～8℃/秒]
通常，是减缓终轧后的冷却速度，以促进螺栓用线材的软质化。但是在本发明的Si含量的范围内，铁素体－奥氏体二相域比通常的螺栓用钢宽，若冷却速度慢，则过度的脱碳发生。因此为了一边防止过度的脱碳，一边促进螺栓用线材的软质化，优选从终轧后至730℃尽可能快地冷却。因此平均冷却速度为3℃/秒以上，优选为4℃/秒以上，更优选为4.5℃/秒以上。另一方面，若平均冷却速度过快，则在表层和D/4位置生成马氏体，酸洗性劣化。因此从终轧后至730℃的平均冷却速度为8℃/秒以下，优选为7℃/秒以下，更优选为6.5℃/秒以下。
冷却速度II[低于730℃～350℃的平均冷却速度：8～13℃/秒]
为了将铁素体的析出比例控制得低，使退火时的碳化物弥散性提高，需要加快截至350℃的平均冷却速度。因此从低于730℃至350℃的平均冷却速度为8℃/秒以上，优选为9℃/秒以上，更优选为9.5℃/秒以上。另一方面，若平均冷却速度过快，则铁素体的析出比例过度减少，酸洗性劣化。因此该温度域的平均冷却速度为13℃/秒以下，优选为12℃/秒以下，更优选为11.5℃/秒以下。
以上述这样的条件得到的线材，除了化学成分组成得到适当的控制以外，因为铁素体面积率也被恰当控制，所以酸洗性良好，退火时的碳化物弥散性和冷镦性也优异。另外，因为线材的脱碳也受到抑制，所以能够抑制淬火加热时的奥氏体晶粒粗大化，因此抗延迟断裂性也优异。
本发明的螺栓，能够根据需要对上述线材实施脱氧化皮处理、球化退火等的热处理、皮膜处理、最终拉丝加工，将所得到的钢线通过冷镦等进行螺栓成型，再进行淬火回火处理，由此制造螺栓。为了控制奥氏体晶粒直径，希望淬火前的加热温度优选为930℃以下，更优选为920℃以下，进一步优选为910℃以下。另一方面，若淬火前加热温度过低，则淬火时马氏体相变未充分进行，得不到需要的强度。因此淬火前的加热温度优选为870℃以上，更优选为880℃以上，进一步优选为890℃以上。其他的淬火前加热条件没有特别限定，可例示以下的条件。
淬火前加热时间：10～45分钟
冷却方法：油冷，温度：室温～70℃
炉内气氛：一氧化碳(RX气体)和二氧化碳的混合气氛、氮气氛、大气气氛等
温度、时间等的回火条件能够根据需要的强度适宜变更。通过使用本发明的线材，能够得到显示出1400MPa以上的抗拉强度和优异的耐断裂性的螺栓。还有，抗拉强度的上限只要满足本发明的要件则没有特别限定，例如，为1900MPa左右。
本发明的螺栓其奥氏体晶粒直径微细化。奥氏体晶粒直径越微细，韧性、延展性越提高，抗延迟断裂性越提高。本发明的螺栓的奥氏体结晶粒度号数在表层和D/4位置均优选具有No.7.0以上，更优选为No.9以上。如果奥氏体晶粒直径微细，则越微细越优选，经通常的热处理大致为No.14以下。
本申请基于2015年3月27日申请的日本国专利申请第2015－066205号主张优先权的利益。2015年3月27日申请的日本国专利申请第2015－066205号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
[线材的制造]
熔炼表1所示的化学成分组成的钢材(钢种A～M，A1～M1)，经铸造、热轧，制造直径12mm的线材。这时，以表2所示的条件进行坯段再加热、终轧后，以平均冷却速度I、平均冷却速度II进行冷却。
测量所得到的线材的铁素体面积率，距表面的深度为0.1mm的位置的C量，并且评价酸洗性。
(1)铁素体面积率
在相对于线材的轴垂直的截面(以下，称为“横截面”)切断后，对于该横截面，遵循JIS G 0553(2015)所规定的“钢的宏观组织试验方法”蚀刻金属组织。以倍率200倍的光学显微镜，观察线材的D/4位置的任意的0.156mm2的区域，进行图像分析，计算铁素体面积率。观察进行4个视野，其平均值作为铁素体面积率。
(2)距表层的深度为0.1mm位置的C量
距表层的深度为0.1mm位置的C量，以EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)线性分析进行测量。另外使用该测量值计算对于表2所述的母材C量的比例。
(3)酸洗性
将线材浸渍在盐酸浴中进行酸洗后，观察横截面的表面，观察有无残存的氧化皮。酸洗条件为，盐酸浓度：25％，盐酸温度：70℃，浸渍时间：8分钟。遍及全周而残存的氧化皮不存在时评价为合格“P”(Pass)，至少一部分残存有氧化皮时评价为不合格“F”(Failure)。
[钢线的制造]
以上述酸洗性评价的酸洗条件对于上述各线材进行酸洗而进行脱氧化皮处理后，以下述条件实施球化退火、脱氧化皮处理、皮膜处理、和最终拉丝，制作钢线。还有，在上述酸洗性评价中为“F”评价的线材除外。
球化退火条件
均热温度：760℃
均热时间：5小时
平均冷却速度：13℃/hr
抽出温度：685℃
脱氧化皮条件
盐酸浓度：25％
盐酸温度：70℃
浸渍时间：8分钟
皮膜处理条件
皮膜种类：石灰皮膜
浸渍时间：10分钟
最终拉丝条件
拉丝速度：1m/秒
减面率：
[螺栓的制造]
由上述各钢线，使用多工位镦锻机，通过冷镦制作M10mm×P1.5mm，长80mm的凸缘螺栓。还有，M意思是轴部的直径，P意思是螺距。
(4)冷镦性
上述冷镦时，根据有无凸缘裂纹评价冷镦性。关于冷镦性，没有裂纹时评价为合格“P”，发生裂纹时评价为不合格“F”。
对于上述制作的螺栓，以表3所示的条件实施淬火回火处理。这时，淬火加热时间为15分钟，炉内气氛为大气气氛，淬火为25℃的油冷。另外回火加热时间为45分钟。还有，冷镦性不合格的情况除外。
评价各螺栓的奥氏体晶粒直径、抗拉强度、抗延迟断裂性。
(5)奥氏体晶粒直径
在相对于螺栓的轴垂直的截面(以下，称为横截面)切断螺栓的轴部后，以倍率400倍的光学显微镜，观察该横截面的直径d×1/4位置和最表层的任意的0.039mm2的区域，遵循JIS G 0551(2015)所规定的“钢－结晶粒度的显微镜试验方法”，测量旧奥氏体结晶粒度号数。在各4个视野进行测量，将其平均值作为奥氏体结晶粒度号数。奥氏体结晶粒度号数为No.7.0以上为合格“P”，低于No.7.0为不合格“F”。
(6)抗拉强度
遵循JIS B 1051(2014)进行拉伸试验，测量螺栓的抗拉强度。1400MPa以上为合格，低于1400MPa为不合格。
(7)抗延迟断裂性
将螺栓以屈服点目标坚固在夹具上后，(a)连夹具一起浸渍在1％HCl中15分钟，(b)在大气中曝露24小时，(c)确认有无断裂，将以上三点作为1个周期，将此重复10个周期进行评价。螺栓相对于1个水准各评价10个，1个都未断裂的评价为合格“P”，有1个断裂时也评价为不合格“F”。
[表1]
[表2]
[表3]
由这些结果能够进行如下考察。试验No.1～18、23～25、41～43，是满足本发明所规定的要件的发明例。其高强度，且酸洗性、冷镦性和抗延迟断裂性均优异。
试验No.19～22、26～40是不满足本发明规定的要件的例子。
试验No.19因为平均冷却速度I慢，所以脱碳进行。该例中，因为距表层的深度0.1mm位置的C量少，所以由于淬火回火处理导致奥氏体晶粒粗大化，抗延迟断裂性差。
试验No.20因为平均冷却速度I快，所以在表层和D/4位置，马氏体的生成多。在该例中，不能确保充分的铁素体面积率，酸洗性差。
试验No.21因为平均冷却速度II慢，所以铁素体的生成多。在该例中，铁素体面积率过高，退火时的碳化物弥散性恶化，因此冷镦性劣化。
试验No.22因为平均冷却速度II快，所以铁素体减少。在该例中，因为不能确保充分的铁素体面积率，所以酸洗性差。
试验No.26是使用了C含量低于本发明的下限的钢种A1的例子。在该例中，不能确保1400MPa以上的抗拉强度。
试验No.27是使用了C含量高于本发明的上限的钢种B1的例子。在该例中，因为韧性、延展性降低，所以抗延迟断裂性差。
试验No.28是使用了Si含量低于本发明的下限的钢种C1的例子。在该例中，因为回火时粗大的渗碳体析出，所以抗延迟断裂性差。
试验No.29是使用了Si含量高于本发明的上限的钢种D1的例子。在该例中，因为在线材的表层形成有非晶质层，所以酸洗性恶化。
试验No.30是使用了Si含量高于本发明的上限的钢种D1的例子。在该例中，距表层的深度为0.1mm位置的C量少，由于淬火回火处理导致奥氏体晶粒粗大化，抗延迟断裂性差。
试验No.31是使用了Mn含量低于本发明的下限的钢种E1的例子。在该例中，因为FeS大量生成，所以抗延迟断裂性差。
试验No.32是使用了Mn含量高于本发明的上限的钢种F1的例子。在该例中，因为MnS粗大化，所以冷镦性差。
试验No.33是使用了P含量高于本发明的上限的钢种G1的例子。在该例中，因为韧性、延展性降低，所以抗延迟断裂性差。
试验No.34是使用了S含量高于本发明的上限的钢种H1的例子。在该例中，因为韧性、延展性降低，所以抗延迟断裂性差。
试验No.35是使用了Cr添加量少的钢种I1的例子。在该例中，因为耐腐蚀性降低，所以抗延迟断裂性差。
试验No.36是使用了Cr含量高于本发明的上限的钢种J1的例子。在该例中，因为在线材表层形成有Cr稠化层，所以酸洗性差。
试验No.37是使用了Al含量低于本发明的下限的钢种K1的例子。在该例中，因为铁素体晶粒粗大化，所以冷镦性差。
试验No.38是是使用了Al含量高于本发明的上限的钢种L1的例子。在该例中，因为粗大的AlN生成，所以冷镦性差。
试验No.39是使用了N含量高于本发明的上限的钢种M1的例子。在该例中，因为固溶N量增加，所以冷镦性差。
试验No.40因为冷却速度I、II都慢，所以铁素体的生成多，另外脱碳率也高。在该例中，因为铁素体面积率过高，退火时的碳化物弥散性恶化，所以冷镦性差。

Claims (3)

1.一种酸洗性、和淬火回火后的抗延迟断裂性优异的螺栓用线材，其中，以质量％计含有
C：0.3～0.6％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：0.1～1.5％、
P：高于0％并在0.020％以下、
S：高于0％并在0.020％以下、
Cr：0.3～1.5％、
Al：0.02～0.10％、
N：0.001～0.020％，
余量是铁和不可避免的杂质，
线材的直径d×1/4位置的铁素体面积率为10～40％，余量由贝氏体、珠光体、和不可避免地生成的组织构成，并且，
距表层的深度为0.1mm位置的C量是母材C量的50～100％。
2.根据权利要求1所述的螺栓用线材，其中，以质量％计还含有以下的(a)～(e)中的至少一项：
(a)从Cu：高于0％并在0.5％以下、Ni：高于0％并在1.0％以下、和Sn：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种；
(b)从Ti：高于0％并在0.1％以下、Nb：高于0％并在0.1％以下、和Zr：高于0％并在0.3％以下所构成的群中选择的至少一种；
(c)从Mo：高于0％并在3％以下、和W：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种；
(d)V：高于0％并在0.5％以下；
(e)从Mg：高于0％并在0.01％以下、和Ca：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的至少一种。
3.一种抗延迟断裂性优异的螺栓，其使用权利要求1或2所述的螺栓用线材获得的，抗拉强度为1400MPa以上，表层和螺栓轴部的直径d×1/4位置的奥氏体结晶粒度号数均为No.7.0以上。
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