JP6988858B2 - ボルト用鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、建築・土木分野の各種鋼構造物に用いられるボルト用鋼材に関し、特に海岸近傍などの飛来塩分量が多い環境下で耐食性・耐候性が要求される部材として好適な高力ボルト用鋼材に関する。なお、本発明におけるボルトとは、ボルトの他、ナット、座金を含むものとする。本発明のボルト用鋼材が用いられる部品としては、例えば、鋼製橋梁やクレーンなどの鋼構造物の締結ボルト及びナットなどが挙げられる。
鋼構造物を屋外の大気腐食環境で供用する場合、なんらかの防食処理が必要である。従来、塗装、亜鉛メッキ、溶射等の防食技術が用いられてきたが、その中でも耐候性鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１１４「溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材」）の無塗装使用に注目が集まっている。耐候性鋼材は、適切な大気腐食環境下において、保護性の錆層に表面が覆われることにより著しく腐食速度が低減する鋼材であり、その優れた耐候性により、例えば、耐候性鋼を使用した橋梁は、無塗装のまま数十年間の供用に耐えることが知られている。耐候性鋼を用いることにより、例えば塗装の塗り替え作業などによるメンテナンス費用を削減することが可能となり、ライフサイクルコストを低く抑えることができる。
建築、橋梁等の鋼構造物には、高力ボルトを用いた継手が用いられる。高力ボルトは、大気腐食環境で供用する場合には、鋼板と同様に何らかの防食処理を必要とする。従来、鋼板と同様に、塗装、亜鉛メッキなどの防食技術が用いられてきたが、近年、耐候性鋼材と同等の耐候性を具備させた高力ボルトが実用化されている。
しかしながら、海岸近傍などの飛来塩分量が多い環境では、上記した保護性の高い錆層は生成しにくく、実用的な耐候性が得難いことが知られている。
これまで、高力ボルトの耐候性を向上させる手法としては、例えば、特許文献１には、Ｃｕ、Ｍｏを添加し、さらに０．８０質量％以上のＣｒを添加した耐候性及び耐火性に優れた高力ボルト用鋼が開示されている。
これまで、高力ボルトの耐候性を向上させる手法としては、例えば、特許文献１には、Ｃｕ、Ｍｏを添加し、さらに０．８０質量％以上のＣｒを添加した耐候性及び耐火性に優れた高力ボルト用鋼が開示されている。
特許文献２には、Ｍｏに加え、２質量％以上のＣｒと１質量％以上のＮｉを添加した耐候性、対遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼が開示されている。
特許文献３には、Ｍｏを添加し、さらに１．０質量％以上のＮｉを添加した海岸耐候性に優れた高強度鋼が開示されている。
特許文献３には、Ｍｏを添加し、さらに１．０質量％以上のＮｉを添加した海岸耐候性に優れた高強度鋼が開示されている。
特許文献４には、Ｃｕに加え、Ｎｉを添加したボルト用鋼が開示されている。
特許文献５には、Ｃｕに加え、さらに２．３質量％以上のＮｉを添加した耐遅れ破壊特性および海浜耐候性に優れるボルト部品の製造方法が開示されている。
特許文献５には、Ｃｕに加え、さらに２．３質量％以上のＮｉを添加した耐遅れ破壊特性および海浜耐候性に優れるボルト部品の製造方法が開示されている。
特許文献６には、Ｃｕに加え、１．２質量％以上のＮｉを添加したボルト用鋼が開示されている。
特許文献７には、１質量％以上のＮｉを添加した海岸耐候性に優れた高力ボルト・ナット用鋼が開示されている。
特許文献７には、１質量％以上のＮｉを添加した海岸耐候性に優れた高力ボルト・ナット用鋼が開示されている。
特許文献８には、０．５質量％以上のＣｒ＋Ｍｎと、Ｓｎを添加したボルト用鋼が開示されている。
特許文献９には、０．１質量％以上のＣｒと、Ｓｎを添加した耐候性ボルト用鋼材が開
示されている。
特許文献１０には、Ｃｕ，Ｎｂ，Ｓｎを添加した耐食性に優れたボルト用鋼が開示されている。
特許文献９には、０．１質量％以上のＣｒと、Ｓｎを添加した耐候性ボルト用鋼材が開
示されている。
特許文献１０には、Ｃｕ，Ｎｂ，Ｓｎを添加した耐食性に優れたボルト用鋼が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示されるように、多量のＣｒを含有した場合は、飛来塩分の多い環境において耐食性が劣化してしまうという問題点がある。
また、特許文献２に開示されるように、Ｍｏに加え、多量のＣｒ、Ｎｉを含有した場合は、飛来塩分の多い環境において耐食性が劣化してしまうことに加えて、合金コストの上昇により鋼材価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献２に開示されるように、Ｍｏに加え、多量のＣｒ、Ｎｉを含有した場合は、飛来塩分の多い環境において耐食性が劣化してしまうことに加えて、合金コストの上昇により鋼材価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献３に開示されるように、Ｍｏを添加し、さらに多量のＮｉを含有した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献４、５および６に開示されるように、Ｃｕに加え、多量のＮｉを含有した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献４、５および６に開示されるように、Ｃｕに加え、多量のＮｉを含有した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献７に開示されるように多量のＮｉを含有した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献８、９に開示されるようにＳｎを多量に添加した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献１０に開示されている技術では、ボルト成形における冷間加工性に劣る場合がある。
また、特許文献８、９に開示されるようにＳｎを多量に添加した場合は、合金コストの上昇により鋼材の価格が上昇してしまうという問題点がある。
また、特許文献１０に開示されている技術では、ボルト成形における冷間加工性に劣る場合がある。
本発明は、かかる事情に鑑み、耐食性及び冷間加工性に優れたボルト用鋼材を低コストで提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、発明者らは、耐食性の観点から鋼材の成分組成について鋭意検討した。その結果、Ｃｕを含有し、さらに微量のＮｂおよびＳｎを含有することにより、鋼材の耐食性が向上することを見出した。さらに、Ｎｉを含有することで、更なる耐食性の向上効果が得られることを見出した。
上記成分組成を含有する鋼材が優れた耐食性を示す詳細な理由は不明であるが、以下のように推定される。すなわち、ＣｕおよびＮｉは、錆粒子を微細化させることで錆層を緻密化させ、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンが錆層を透過して地鉄に到達するのを防止する。Ｎｂは、地鉄表面近傍に濃化することで鋼材のアノード反応およびカソード反応を抑制する。Ｓｎは、Ｎｂと同様に、地鉄表面近傍において濃化することで鋼材のアノード反応およびカソード反応を抑制する。ただし、これらの効果は単独含有では不十分でありＣｕ、ＮｂおよびＳｎの複合含有により初めて耐食性が著しく向上すると推定される。
さらに、発明者らは、冷間加工性の観点からも鋼材の成分組成について鋭意検討したところ、冷間加工性を向上するにはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、ＮｂおよびＯの上限値を厳密に規定することが有効であるとの知見を得るに到った。
本発明は、上記の新規な知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたもので、その要旨構成は、以下の通りである。
本発明は、上記の新規な知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたもので、その要旨構成は、以下の通りである。
１．質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．０６５％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．４８％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｎ：０．００２０％以上０．０１００％以下および
Ｏ：０．００２５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有するボルト用鋼材。
Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．０６５％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．４８％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｎ：０．００２０％以上０．０１００％以下および
Ｏ：０．００２５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有するボルト用鋼材。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
を含有する前記１に記載のボルト用鋼材。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
を含有する前記１に記載のボルト用鋼材。
３．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．２０％未満
を含有する前記１または２に記載のボルト用鋼材。
Ｃｒ：０．２０％未満
を含有する前記１または２に記載のボルト用鋼材。
４．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００１％以上０．４２０％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下および
Ｗ：０．００１％以上２．０００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から３のいずれかに記載のボルト用鋼材。
Ｍｏ：０．００１％以上０．４２０％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下および
Ｗ：０．００１％以上２．０００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から３のいずれかに記載のボルト用鋼材。
５．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％％以下および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から４のいずれかに記載のボルト用鋼材。
Ｚｒ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％％以下および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する前記１から４のいずれかに記載のボルト用鋼材。
本発明によれば、特定の耐食性向上に有効な元素を複合含有させること及び強化合金元素の適切な制限により、耐食性及び冷間加工性を向上したボルト用鋼材を低コストで提供することができる。
以下、本発明の一実施形態によるボルト用鋼材について説明する。まず、ボルト用鋼材の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、所定の強度を確保するため０．１５％以上で含有する必要がある。一方、０．２５％を超えるとボルト成形加工時の変形抵抗が増大し加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上０．２５％以下とする。好ましくは、０．１６％以上０．２４％以下である。より好ましくは０．１８％以上０．２４％以下である。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、所定の強度を確保するため０．１５％以上で含有する必要がある。一方、０．２５％を超えるとボルト成形加工時の変形抵抗が増大し加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上０．２５％以下とする。好ましくは、０．１６％以上０．２４％以下である。より好ましくは０．１８％以上０．２４％以下である。
Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、また、焼入れ性の向上に対しても有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、脱酸効果および焼入れ性の向上効果が十分に得られない。一方、０．３０％を超えて添加すると、フェライトを硬化させ、冷間加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上０．３０％以下とする。好ましくは、０．１０％以上０．２８％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、また、焼入れ性の向上に対しても有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、脱酸効果および焼入れ性の向上効果が十分に得られない。一方、０．３０％を超えて添加すると、フェライトを硬化させ、冷間加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上０．３０％以下とする。好ましくは、０．１０％以上０．２８％以下である。
Ｍｎ：０．５０％以上１．８０％以下
Ｍｎは、焼入れ性確保の観点から有効な元素であり、０．５０％未満の含有量では焼入れ性の向上効果が十分に得られない。一方、１．８０％を超えて過剰に含有すると、焼入れ性が過剰となり冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％以上１．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以上１．６０％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性確保の観点から有効な元素であり、０．５０％未満の含有量では焼入れ性の向上効果が十分に得られない。一方、１．８０％を超えて過剰に含有すると、焼入れ性が過剰となり冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％以上１．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以上１．６０％以下である。
Ｐ：０．００２％以上０．０３０％以下
Ｐは、鋼の耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００２％以上含有する必要がある。一方、０．０３０％を超えて含有すると、結晶粒界に偏析することで結晶粒の接合強度が低下し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は、０．００２％以上０．０３０％以下とする。好ましくは、０．００４％以上０．０２５％以下である。
Ｐは、鋼の耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００２％以上含有する必要がある。一方、０．０３０％を超えて含有すると、結晶粒界に偏析することで結晶粒の接合強度が低下し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は、０．００２％以上０．０３０％以下とする。好ましくは、０．００４％以上０．０２５％以下である。
Ｓ：０．０００５％以上０．０２００％以下
Ｓは、０．０２００％を超えて含有すると、介在物の量が多くなり、延性が劣化する。一方、含有量を０．０００５％未満まで低下させると、生産コストが増大する。したがって、Ｓ含有量は０．０００５％以上０．０２００％以下とする。
Ｓは、０．０２００％を超えて含有すると、介在物の量が多くなり、延性が劣化する。一方、含有量を０．０００５％未満まで低下させると、生産コストが増大する。したがって、Ｓ含有量は０．０００５％以上０．０２００％以下とする。
Ａｌ：０．０１０％以上０．０６５％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるとともに、Ａｌ系窒化物の微細析出物としてピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。このような効果を得るため、Ａｌは０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０６５％を超えると、アルミナ酸化物が多量に生成して冷間加工性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上０．０６５％以下とする。
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるとともに、Ａｌ系窒化物の微細析出物としてピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。このような効果を得るため、Ａｌは０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０６５％を超えると、アルミナ酸化物が多量に生成して冷間加工性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上０．０６５％以下とする。
Ｃｕ：０．０１％以上０．４８％以下
Ｃｕは、本発明において重要な成分であり、Ｎｂ、Ｓｎと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果を有する。Ｃｕは錆層の錆粒を微細化することで緻密な錆層を形成し、腐食促進因子である塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。これらの効果は、含有量が０．０１％以上で得られる。一方、０．４８％を超えると、熱間延性を低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１％以上０．４８％以下である。より好ましくは、０．０６％以上０．４６％以下である。
Ｃｕは、本発明において重要な成分であり、Ｎｂ、Ｓｎと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果を有する。Ｃｕは錆層の錆粒を微細化することで緻密な錆層を形成し、腐食促進因子である塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。これらの効果は、含有量が０．０１％以上で得られる。一方、０．４８％を超えると、熱間延性を低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１％以上０．４８％以下である。より好ましくは、０．０６％以上０．４６％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下
Ｎｂは、本発明において重要な構成要件であり、ＣｕおよびＳｎと共存させることにより、鋼材の耐食性を著しく向上させる効果がある。Ｎｂは、アノード部において錆層と地鉄との界面付近に濃化し、アノード反応およびカソード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．０３０％を超えると、冷間加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．０３０％以下とする。
Ｎｂは、本発明において重要な構成要件であり、ＣｕおよびＳｎと共存させることにより、鋼材の耐食性を著しく向上させる効果がある。Ｎｂは、アノード部において錆層と地鉄との界面付近に濃化し、アノード反応およびカソード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．０３０％を超えると、冷間加工性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．０３０％以下とする。
Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｓｎは、本発明において重要な構成要件であり、ＣｕおよびＮｂと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果がある。Ｓｎは、鋼材表面にＳｎを含む酸化皮膜を形成し、鋼材のアノード反応およびカソード反応を抑制することにより鋼材の耐候性を向上させる。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｎ含有量は、０．００５％以上０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。より好ましくは、０．０２０％以上０．０５０％未満である。
Ｓｎは、本発明において重要な構成要件であり、ＣｕおよびＮｂと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果がある。Ｓｎは、鋼材表面にＳｎを含む酸化皮膜を形成し、鋼材のアノード反応およびカソード反応を抑制することにより鋼材の耐候性を向上させる。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｎ含有量は、０．００５％以上０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。より好ましくは、０．０２０％以上０．０５０％未満である。
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｔｉは、フリーＮをＴｉ系窒化物として固定することでＢ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有する必要がある。一方、０．２００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。より好ましくは、０．０１５％以上０．０５０％以下である。
Ｔｉは、フリーＮをＴｉ系窒化物として固定することでＢ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有する必要がある。一方、０．２００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上０．２００％以下とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。より好ましくは、０．０１５％以上０．０５０％以下である。
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｂは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。この効果を充分に得るためには、０．０００１％以上含有する必要がある。一方、０．００５０％を超えると、効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、０．０００３％以上０．００３５％以下である。
Ｂは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。この効果を充分に得るためには、０．０００１％以上含有する必要がある。一方、０．００５０％を超えると、効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とする。好ましくは、０．０００３％以上０．００３５％以下である。
Ｎ：０．００２０％以上０．０１００％以下
Ｎは、Ａｌ系窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することにより伸びを向上させる効果を有する。これらの効果は、０．００２０％以上含有させることにより得られる。一方、０．０１００％を超えて含有すると、固溶Ｎにより靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２０％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００２０％以上０．００８０％以下である。
Ｎは、Ａｌ系窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することにより伸びを向上させる効果を有する。これらの効果は、０．００２０％以上含有させることにより得られる。一方、０．０１００％を超えて含有すると、固溶Ｎにより靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２０％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００２０％以上０．００８０％以下である。
Ｏ：０．００２５％以下
Ｏは、酸化系介在物として鋼中に残存している。かような酸化物は硬質であるため、変形時の破壊の起点となり冷間加工性を低下させる。よって、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする。好ましくは、０．００２０％以下である。なお、Ｏを０．０００６％未満に抑制するには多大な製鋼コストを要するため、コストの観点からは、０．０００６％以上とすることが好ましい。
Ｏは、酸化系介在物として鋼中に残存している。かような酸化物は硬質であるため、変形時の破壊の起点となり冷間加工性を低下させる。よって、Ｏ含有量は０．００２５％以下とする。好ましくは、０．００２０％以下である。なお、Ｏを０．０００６％未満に抑制するには多大な製鋼コストを要するため、コストの観点からは、０．０００６％以上とすることが好ましい。
以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
まず、本発明では、以下の理由で、さらにＮｉを含むことができる。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕ、ＮｂおよびＳｎと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果を有する。Ｎｉは、錆粒を微細化することで緻密な錆層を形成し、鋼材の耐食性を向上させる効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有すると、Ｎｉ消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量を０．０１％以上１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上０．６５％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕ、ＮｂおよびＳｎと共存させることにより、鋼の耐食性を著しく向上させる効果を有する。Ｎｉは、錆粒を微細化することで緻密な錆層を形成し、鋼材の耐食性を向上させる効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．００％を超えて含有すると、Ｎｉ消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量を０．０１％以上１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上０．６５％以下である。
さらに本発明では、以下の理由で、Ｃｒを含むことができる。
Ｃｒ：０．２０％未満
Ｃｒは、スクラップ等の原料から混入することがあるが、飛来塩分の多い環境においては、耐食性を劣化させる、おそれがある。したがって、Ｃｒが混入される場合は、０．２０％未満とすることが好ましい。より好ましくは、０．１６％未満、更には０．１４％以下とする。なお、Ｃｒは０％であってもよいが、含有量を０．０１％未満まで低下させるには生産コストが著しく増大することから、好ましくは、０．０１％以上とする。
Ｃｒ：０．２０％未満
Ｃｒは、スクラップ等の原料から混入することがあるが、飛来塩分の多い環境においては、耐食性を劣化させる、おそれがある。したがって、Ｃｒが混入される場合は、０．２０％未満とすることが好ましい。より好ましくは、０．１６％未満、更には０．１４％以下とする。なお、Ｃｒは０％であってもよいが、含有量を０．０１％未満まで低下させるには生産コストが著しく増大することから、好ましくは、０．０１％以上とする。
さらに、本発明では、以下の理由で、Ｍｏ：０．００１％以上０．４２０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下およびＷ：０．００１％以上２．０００％以下のうちから選ばれる１種以上を含むことができる。
Ｍｏ：０．００１％以上０．４２０％以下
Ｍｏは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴ってＭｏＯ4 2-が溶出し、錆層中にＭｏＯ4 2-が分布することにより、腐食促進因子の塩化物イオンが錆層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、鋼材表面にＭｏを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、０．４２０％を超えると、焼入れ性の上昇により冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ添加量は０．００１％以上０．４２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２％以上０．３５０％以下である。
Ｍｏは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴ってＭｏＯ4 2-が溶出し、錆層中にＭｏＯ4 2-が分布することにより、腐食促進因子の塩化物イオンが錆層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、鋼材表面にＭｏを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、０．４２０％を超えると、焼入れ性の上昇により冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ添加量は０．００１％以上０．４２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２％以上０．３５０％以下である。
Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｖは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴って溶出し、インヒビター作用によりアノード反応およびカソード反応を抑制する効果を有する。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有することが好ましい。一方、０．２００％を超えると、上記効果が飽和するとともにＶ消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ添加量は０．００５％以上０．２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。
Ｖは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴って溶出し、インヒビター作用によりアノード反応およびカソード反応を抑制する効果を有する。これらの効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有することが好ましい。一方、０．２００％を超えると、上記効果が飽和するとともにＶ消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｖを添加する場合、Ｖ添加量は０．００５％以上０．２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。
Ｗ：０．００１％以上２．０００％以下
Ｗは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴ってＷＯ4 2-が溶出し、錆層中にＷＯ4 2-として分布することによって、腐食促進因子の塩化物イオンが錆層を透過して地鉄に到達するのを防止する。さらに、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、２．０００％を超えると、Ｗの消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｗ含有量は０．００１％以上２．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００５％以上１．０００％以下である。さらにより好ましくは、０．０２０％以上０．６００％以下である。
Ｗは、焼入れ性の向上に対して有効な元素である。また、鋼材のアノード反応に伴ってＷＯ4 2-が溶出し、錆層中にＷＯ4 2-として分布することによって、腐食促進因子の塩化物イオンが錆層を透過して地鉄に到達するのを防止する。さらに、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。これらの効果を充分に得るためには、０．００１％以上で含有することが好ましい。一方、２．０００％を超えると、Ｗの消費量増加に伴うコスト上昇を招く。したがって、Ｗ含有量は０．００１％以上２．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００５％以上１．０００％以下である。さらにより好ましくは、０．０２０％以上０．６００％以下である。
さらに本発明では、以下の理由で、Ｚｒ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことができる。
Ｚｒ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｚｒは、Ｚｒ系炭窒化物の微細析出物としてピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。また、フリーＮをＺｒ系窒化物として固定することでＢ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有することが好ましい。一方、０．２００％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．００５％以上０．２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。さらにより好ましくは、０．０１５％以上０．０５０％以下である。
Ｚｒは、Ｚｒ系炭窒化物の微細析出物としてピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。また、フリーＮをＺｒ系窒化物として固定することでＢ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果を有する。この効果を充分に得るためには、０．００５％以上で含有することが好ましい。一方、０．２００％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量は０．００５％以上０．２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下である。さらにより好ましくは、０．０１５％以上０．０５０％以下である。
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｃａは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには、０．０００１％以上で含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには、０．０００１％以上で含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％以下
Ｍｇは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｇは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上０．００５０％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
ＲＥＭは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０１００％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭは、鋼中のＳを固定し、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。この効果を十分に得るためには０．０００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０１００％を超えると鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上０．０１００％以下とすることが好ましい。
本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
次に、本発明に係るボルト用鋼材の好適な製造方法について述べる。
上記成分組成を有する溶鋼を、通常の転炉、電気炉等の溶製方法で溶製し、通常の連続鋳造や分塊法により鋼素材とする。次いで、鋼素材を必要に応じ加熱し、鋼片圧延、線棒圧延等の熱間圧延によりボルト用鋼材とする。上記の加熱、圧延条件は特に限定されないが、要求される材質に応じて適宜決定すればよく、例えば、その後のボルト部品成形のための鍛造や機械加工等に有利なように、加熱、圧延条件を決定し組織制御を行えばよい。
上記成分組成を有する溶鋼を、通常の転炉、電気炉等の溶製方法で溶製し、通常の連続鋳造や分塊法により鋼素材とする。次いで、鋼素材を必要に応じ加熱し、鋼片圧延、線棒圧延等の熱間圧延によりボルト用鋼材とする。上記の加熱、圧延条件は特に限定されないが、要求される材質に応じて適宜決定すればよく、例えば、その後のボルト部品成形のための鍛造や機械加工等に有利なように、加熱、圧延条件を決定し組織制御を行えばよい。
本発明に係る鋼材からの高力ボルトの製造方法は、一般的な方法でよく、所望の寸法形状に応じ冷間鍛造、熱間鍛造、機械加工などから選択して成形加工を施し、焼入れ焼戻し処理を施して製造される。なお、焼入れ温度は８３０℃以上９５０℃以下が好ましく、焼戻し温度は３００℃以上６００℃以下の温度とすることが好ましい。
また、各元素の含有量は、スパーク放電発光分光分析法、蛍光Ｘ線分析法、ICP発光分光分析法、ICP質量分析法、燃焼法等により求めることができる。
その他の製造条件は、鋼材の一般的な製造方法に従えばよい。
その他の製造条件は、鋼材の一般的な製造方法に従えばよい。
次に、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は以下の実施例のみに限定されるものではない。
表１および２に示す成分組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延により２２ｍｍφの丸棒にした。この丸棒、あるいは、この丸棒を７３０〜７８０℃で５〜７時間保持した後に徐冷する球状化焼鈍（ＳＡ）処理を行ったものについて、冷間加工性を評価した。この評価結果を表３および４に示す。
冷間加工性は、限界据え込み率および変形抵抗の２項目で評価した。すなわち、変形抵抗は、圧延ままの棒鋼の直径の1/4深さ位置から、図１に示す直径ｄ0が１５ｍｍおよび高さｈ0が２２．５ｍｍの試験片（１号試験片）を採取し、３００ｔプレス機を用いて、６０％据え込み時の圧縮荷重を測定し、日本塑性加工学会が提唱している端面拘束圧縮により、変形抵抗測定方法を用いて求めた。また、限界据え込み率は、上記と同様の位置から、図２に示す直径ｄ0が１５ｍｍおよび高さｈ0が２２．５ｍｍかつ側面に深さ０．８ｍｍノッチ底Ｒ０．１５ｍｍの切欠きを有する試験片（２号試験片）を用い、上記変形抵抗の測定と同様に圧縮加工を行い、端部に割れが入ったときの据え込み率を限界据え込み率とした。
かくして得られる変形抵抗が９２０ＭＰａ以下、限界据え込率が４５％以上であれば、冷間加工性に優れているといえる。
表１および２に示す成分組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延により２２ｍｍφの丸棒にした。この丸棒、あるいは、この丸棒を７３０〜７８０℃で５〜７時間保持した後に徐冷する球状化焼鈍（ＳＡ）処理を行ったものについて、冷間加工性を評価した。この評価結果を表３および４に示す。
冷間加工性は、限界据え込み率および変形抵抗の２項目で評価した。すなわち、変形抵抗は、圧延ままの棒鋼の直径の1/4深さ位置から、図１に示す直径ｄ0が１５ｍｍおよび高さｈ0が２２．５ｍｍの試験片（１号試験片）を採取し、３００ｔプレス機を用いて、６０％据え込み時の圧縮荷重を測定し、日本塑性加工学会が提唱している端面拘束圧縮により、変形抵抗測定方法を用いて求めた。また、限界据え込み率は、上記と同様の位置から、図２に示す直径ｄ0が１５ｍｍおよび高さｈ0が２２．５ｍｍかつ側面に深さ０．８ｍｍノッチ底Ｒ０．１５ｍｍの切欠きを有する試験片（２号試験片）を用い、上記変形抵抗の測定と同様に圧縮加工を行い、端部に割れが入ったときの据え込み率を限界据え込み率とした。
かくして得られる変形抵抗が９２０ＭＰａ以下、限界据え込率が４５％以上であれば、冷間加工性に優れているといえる。
また、棒鋼を、８３０〜９５０℃の温度に加熱し、焼入れを行い、その後、常温強度が１０００〜１２００ＭＰａとなるよう焼き戻し処理を行った。機械的特性はＪＩＳ４号引張試験片を採取し、引張強さ、降伏強さ、伸びを評価した。これら評価結果を表３および４に示す。降伏強さ９００ＭＰａ以上、引張強さ１０００〜１２００ＭＰａ、伸び１４％以上であれば引張特性に優れているといえる。
次に、無塗装での耐食性の評価について説明する。
前述した方法により得られた焼入れ焼き戻し後の丸棒の中心から、２５ｍｍ×３５ｍｍ×３ｍｍの矩形試験片を採取して腐食試験に供した。試験片は、表面を表面粗さＲａが１．６μｍ以下となるよう研削加工し、端面および裏面をテープシールし、表面露出部の面積が２０ｍｍ×３０ｍｍとなるよう表面もテープシールした。
前述した方法により得られた焼入れ焼き戻し後の丸棒の中心から、２５ｍｍ×３５ｍｍ×３ｍｍの矩形試験片を採取して腐食試験に供した。試験片は、表面を表面粗さＲａが１．６μｍ以下となるよう研削加工し、端面および裏面をテープシールし、表面露出部の面積が２０ｍｍ×３０ｍｍとなるよう表面もテープシールした。
以上により得られた試験片について、乾湿繰返し腐食試験を行い、耐食性を評価した。具体的な腐食試験の条件は以下のとおりである。
温度６０℃、相対湿度３５％ＲＨの乾燥工程を３時間、その後、移行時間を１時間とった後、温度を４０℃、相対湿度を９５％ＲＨの湿潤工程を３時間として、その後１時間移行時間をとり、合計８時間で１サイクルとした。また、１９サイクルに１回、乾燥工程中に、試験片表面に付着する塩分量が０．１０ｍｄｄとなるよう調整した人工海水溶液を試験片表面に滴下した。この条件にて７６サイクルの試験を行った。
温度６０℃、相対湿度３５％ＲＨの乾燥工程を３時間、その後、移行時間を１時間とった後、温度を４０℃、相対湿度を９５％ＲＨの湿潤工程を３時間として、その後１時間移行時間をとり、合計８時間で１サイクルとした。また、１９サイクルに１回、乾燥工程中に、試験片表面に付着する塩分量が０．１０ｍｄｄとなるよう調整した人工海水溶液を試験片表面に滴下した。この条件にて７６サイクルの試験を行った。
上記の腐食試験終了後、試験片を塩酸にヘキサメチレンテトラミンを加えた水溶液に浸漬して脱錆してから重量を測定し、得られた重量と初期重量との差を求め、テープシール部を除く試験片の表面積と鉄の密度から、片面の平均板厚減少量を求め、腐食量とした。この腐食量を表３および４に示す。腐食量（平均板厚減少量）が８．０μｍ以下であれば、耐食性が優れているといえる。表３および４に腐食量を示す。
次に、塗装での耐食性の評価について説明する。
２５ｍｍ×３５ｍｍ×３ｍｍの矩形試験片を採取して腐食試験に供した。この試験片の表面に、ＪＩＳ Ｚ ０３１３（２００４）に規定される除錆度Ｓａが２．５となるようショットブラストを施し、アセトン中での超音波脱脂を５分間行い、風乾した。ついで、試験片の片面を塗装面とし、防食下地として無機ジンクリッチペイント（関西ペイント株式会社製 ＳＤジンク１５００Ａ、厚さ：７５μｍ）を塗布し、ついでミストコートとしてエポキシ樹脂塗料（関西ペイント株式会社製 エポマリン下塗ミストコート用）を塗布し、次いで下塗りとしてエポキシ樹脂塗料（関西ペイント株式会社製 エポマリンＨＢ（Ｋ）、厚さ：１２０μｍ）を塗布し、ついで中塗りとしてふっ素樹脂上塗り塗料用の中塗り塗料（関西ペイント株式会社製 セラテクトＦ中塗塗料、厚さ：３０μｍ）を塗布し、次いで上塗りとしてふっ素樹脂塗料上塗り塗料（関西ペイント株式会社製 セラテクトＦ上塗塗料、厚さ：２５μｍ）を塗布し、防食下地層、下塗り層（ミストコートにより形成された塗膜も含む）、中塗り層および上塗り層からなる塗膜を形成した。なお、試験片の他方の片面と端面は、溶剤型のエポキシ樹脂塗料にてシールし、さらにシリコン系のシール剤にて被覆した。
２５ｍｍ×３５ｍｍ×３ｍｍの矩形試験片を採取して腐食試験に供した。この試験片の表面に、ＪＩＳ Ｚ ０３１３（２００４）に規定される除錆度Ｓａが２．５となるようショットブラストを施し、アセトン中での超音波脱脂を５分間行い、風乾した。ついで、試験片の片面を塗装面とし、防食下地として無機ジンクリッチペイント（関西ペイント株式会社製 ＳＤジンク１５００Ａ、厚さ：７５μｍ）を塗布し、ついでミストコートとしてエポキシ樹脂塗料（関西ペイント株式会社製 エポマリン下塗ミストコート用）を塗布し、次いで下塗りとしてエポキシ樹脂塗料（関西ペイント株式会社製 エポマリンＨＢ（Ｋ）、厚さ：１２０μｍ）を塗布し、ついで中塗りとしてふっ素樹脂上塗り塗料用の中塗り塗料（関西ペイント株式会社製 セラテクトＦ中塗塗料、厚さ：３０μｍ）を塗布し、次いで上塗りとしてふっ素樹脂塗料上塗り塗料（関西ペイント株式会社製 セラテクトＦ上塗塗料、厚さ：２５μｍ）を塗布し、防食下地層、下塗り層（ミストコートにより形成された塗膜も含む）、中塗り層および上塗り層からなる塗膜を形成した。なお、試験片の他方の片面と端面は、溶剤型のエポキシ樹脂塗料にてシールし、さらにシリコン系のシール剤にて被覆した。
塗装後、試験片に形成した塗膜の中央部に、地鉄に到達するように幅：１ｍｍ、長さ：２０ｍｍの直線のカットを入れ、初期欠陥を設けた。ついで、ＩＳＯ １６５３９（２０１３）に準拠し、以下に示す条件にて腐食試験を実施した。
すなわち、試験片表面の人工海塩の付着量が６．０ｇ／ｍ2となるように、人工海塩を純水で所定の濃度に希釈した溶液をスプレーし、試験片に人工海塩を付着させた。ついで、この試験片を用いて、（条件１．温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、（条件２．温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクルを１サイクルとして、これを３０４サイクル繰り返す腐食試験を実施した。なお、人工海塩の付着は、週に１回とした。
すなわち、試験片表面の人工海塩の付着量が６．０ｇ／ｍ2となるように、人工海塩を純水で所定の濃度に希釈した溶液をスプレーし、試験片に人工海塩を付着させた。ついで、この試験片を用いて、（条件１．温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、（条件２．温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクルを１サイクルとして、これを３０４サイクル繰り返す腐食試験を実施した。なお、人工海塩の付着は、週に１回とした。
そして、腐食試験終了後、塗装における初期欠陥部からの膨れ幅を測定し、塗装耐食性を評価した。初期欠陥の端部から５ｍｍピッチで５点、初期欠陥の両側の膨れ幅を測定し、片側の膨れ幅に換算して評価した。この評価結果を表３および４に示す。なお、膨れ幅が１．５ｍｍ以下であれば、塗装耐食性に優れると判断した。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上０．０６５％以下、
Ｃｕ：０．１２％以上０．４８％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｎ：０．００２０％以上０．０１００％以下および
Ｏ：０．００２５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有するボルト用鋼材。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
を含有する請求項１に記載のボルト用鋼材。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．２０％未満
を含有する請求項１または２に記載のボルト用鋼材。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．００１％以上０．４２０％以下、
Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下および
Ｗ：０．００１％以上２．０００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する請求項１から３のいずれかに記載のボルト用鋼材。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％以下および
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する請求項１から４のいずれかに記載のボルト用鋼材。
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