WO2013145868A1 - 耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト - Google Patents

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洋介 松本
淳 稲田
千葉　政道
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • Patent Document 1 proposes a steel material that has improved delayed fracture resistance by defining the contents of V, N, Si, and the like. However, it is difficult to satisfy the strength, delayed fracture resistance, and corrosion resistance at the same time only by specifying the content of the above components.
  • Patent Document 2 proposes a bainite steel that does not vary in mechanical properties, but it is difficult to apply to a bolt in a bainite structure because wire drawing workability and cold forgeability deteriorate.
  • the present invention has been made under such circumstances, and its purpose is to prevent delay even at a tensile strength of 1100 MPa or more without adding a large amount of expensive alloy elements such as Cr and Mo.
  • An object of the present invention is to provide a boron-added high-strength bolt steel excellent in destructibility and a high-strength bolt made of such a boron-added high-strength bolt steel.
  • the austenite grain size number of the bolt shaft portion after quenching and tempering is 8 or more.
  • FIG. 1 is a graph showing the effect of [Si] / [C] on tensile strength and delayed fracture strength ratio.
  • C is an element useful for ensuring the strength of the steel, but increasing its content deteriorates the toughness and corrosion resistance of the steel and tends to cause delayed fracture.
  • Si is also an element useful for ensuring the strength of steel, but the relationship with delayed fracture was unclear. Therefore, the present inventors investigated the influence of Si on delayed fracture. As a result, it was possible to balance tensile strength and delayed fracture resistance at a high level by increasing the addition amount of Si more than the C content, thereby achieving both a tensile strength of 1100 MPa or more, toughness, and corrosion resistance. .
  • the ratio of the Si content [Si] and the C content [C] is 1.0 or more for the above purpose. It is necessary to be. As a result, the amount of addition of C can be relatively reduced and the corrosion resistance can be improved as much as the strength can be secured with Si, and therefore, excellent delayed fracture resistance is exhibited.
  • the value of the ratio ([Si] / [C]) is preferably 2.0 or more, and more preferably 3.0 or more. However, even if the ratio ([Si] / [C]) satisfies 1.0 or more, if the chemical component composition is out of the proper range, there is a disadvantage that the delayed fracture resistance and other characteristics deteriorate. Arise.
  • the ratio ([Si] / [C]) is set to 2.0 or more, and (b) C: 0.25 to When the ratio is less than 0.29%, the ratio ([Si] / [C]) is set to 1.5 or more.
  • C When C is 0.29% or more (that is, 0.29 to 0.40%). Less) and the ratio ([Si] / [C]) is preferably 1.0 or more.
  • C 0.23 to less than 0.40%
  • C is an element indispensable for forming carbides and securing tensile strength necessary for high-strength steel. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.23% or more. However, when C is contained excessively, the delayed fracture resistance deteriorates due to a decrease in toughness and a deterioration in corrosion resistance. In order to avoid such an adverse effect of C, the C content needs to be less than 0.40%.
  • the minimum with preferable C content is 0.25% or more, More preferably, it is good to set it as 0.27% or more.
  • the upper limit with preferable C content is 0.38% or less, More preferably, it is good to set it as 0.36% or less.
  • Si acts as a deoxidizer during melting and is an element necessary as a solid solution element for strengthening the matrix. By containing 0.23% or more, sufficient strength can be ensured. Further, by adding Si, carbonitrides are difficult to dissolve at the time of quenching, so that the pinning effect is increased, and the coarsening of crystal grains is suppressed. However, if Si is contained excessively exceeding 1.50%, the cold workability of the steel material is deteriorated even when spheroidizing annealing is performed, and the grain boundary oxidation in the heat treatment at the time of quenching is promoted. Deteriorating delayed fracture.
  • the minimum with preferable Si content is 0.3% or more, More preferably, it is good to set it as 0.4% or more.
  • the upper limit with preferable Si content is 1.0% or less, More preferably, it is good to set it as 0.8% or less.
  • Mn is an element that improves hardenability, and is an important element for achieving high strength. The effect can be exhibited by containing 0.30% or more of Mn. However, if the Mn content is excessive, segregation to the grain boundary is promoted and the grain boundary strength is lowered, and the delayed fracture resistance is lowered, so 1.45% was made the upper limit.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.4% or more, It is good to set it as 0.6% or more more preferably.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.3% or less, More preferably, it is good to set it as 1.1% or less.
  • P 0.03% or less (excluding 0%)
  • P is contained as an impurity, but if it is present in an excessive amount, it causes segregation at the grain boundary, lowers the grain boundary strength, and deteriorates delayed fracture characteristics. Therefore, the upper limit of the P content is 0.03%.
  • the upper limit with preferable P content is 0.01% or less, More preferably, it is good to set it as 0.005% or less.
  • the upper limit of the S content is set to 0.03%.
  • the upper limit with preferable S content is 0.01% or less, More preferably, it is good to set it as 0.006% or less.
  • Cr 0.05 to 1.5%
  • Cr is an element for improving corrosion resistance, and exhibits an effect by adding 0.05% or more. However, if it is contained in a large amount, the steel material cost increases, so the upper limit is made 1.5%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.10% or more, More preferably, it is 0.13% or more.
  • the upper limit with preferable Cr content is 1.0% or less, More preferably, it is 0.70% or less.
  • V is a carbon / nitride-forming element. It contains 0.02% or more, and by adding Si, V charcoal / nitride is difficult to dissolve at the time of quenching. To do. However, if contained in a large amount, coarse charcoal / nitride is formed and cold forgeability is lowered, so the upper limit is made 0.30%.
  • the minimum with preferable V content is 0.03% or more, More preferably, it is 0.04% or more.
  • the upper limit with preferable V content is 0.15% or less, More preferably, it is 0.11% or less.
  • Ti 0.02 to 0.1%
  • Ti is an element that forms charcoal / nitride, and by adding 0.02% or more, crystal grains are refined and toughness is improved. Moreover, since free B increases by fixing N in steel as TiN, hardenability can be improved. However, if the Ti content is excessive and exceeds 0.1%, the workability is reduced.
  • the minimum with preferable Ti content is 0.03% or more, More preferably, it is good to set it as 0.045% or more.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.08% or less, More preferably, it is good to set it as 0.065% or less.
  • B is an element effective in improving the hardenability of steel, and in order to exhibit the effect, it is necessary to contain 0.0003% or more and to add Ti in combination. However, if the B content becomes excessive and exceeds 0.0050%, the toughness is lowered instead.
  • the minimum with preferable B content is 0.0005% or more, More preferably, it is good to set it as 0.001% or more.
  • the upper limit with preferable B content is 0.004% or less, More preferably, it is good to set it as 0.003% or less.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • AlN austenite grains can be prevented from becoming coarse. Further, by fixing N, the free B increases, so that the hardenability is improved.
  • the Al content needs to be 0.01% or more. However, even if the Al content exceeds 0.10% and becomes excessive, the effect is saturated.
  • the minimum with preferable Al content is 0.02% or more, More preferably, it is good to set it as 0.03% or more.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.08% or less, More preferably, it is good to set it as 0.05% or less.
  • Mo 0.10% or less
  • Mo is an element that improves hardenability and has high resistance to temper softening, and is therefore an effective element for securing strength. However, if it is contained in a large amount, the production cost increases, so the content is made 0.10% or less.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.03% or more, More preferably, it is 0.04% or more.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.07% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • the boron-added high-strength bolt steel having the above chemical composition is heated to 950 ° C. or higher at the time of billet reheating before rolling, and finished into a wire or bar shape in the temperature range of 800 to 1000 ° C.
  • the structure after rolling basically becomes a mixed structure of ferrite and pearlite (sometimes referred to as “ferrite / pearlite”).
  • the finish rolling temperature is preferably 1000 ° C. or lower.
  • the finish rolling temperature is higher than 1000 ° C., Ti and V charcoal / nitrides are difficult to precipitate, and the effect of grain refinement during quenching is reduced.
  • the finish rolling temperature is too low, there is an increase in rolling load and an increase in the occurrence of surface flaws, which is unrealistic.
  • the finish rolling temperature is the average surface temperature that can be measured with a radiation thermometer before the final rolling pass or before the rolling roll group.
  • the heating at the time of quenching In the heating at the time of quenching, heating at 850 ° C. or higher is necessary for stable austenitization treatment. However, when heated to a high temperature exceeding 920 ° C., the V charcoal / nitride dissolves, so that the pinning effect is reduced, the crystal grains become coarse, and the delayed fracture characteristics are deteriorated. Therefore, in order to prevent coarsening of crystal grains, it is useful to quench by heating at 920 ° C. or lower.
  • the preferable upper limit of the heating temperature at the time of hardening is 900 degrees C or less, More preferably, it is 890 degrees C or less.
  • the minimum with the preferable heating temperature at the time of hardening is 860 degreeC or more, More preferably, it is 870 degreeC or more.
  • the boron-added high-strength bolt steel of the present invention suppresses dissolution of V-based precipitates at the time of quenching by adding V and Si in a composite manner, and increases the pinning effect to refine the crystal grains. . Therefore, V-type precipitates (V-containing carbide, V-containing nitride, V-containing carbonitride) remain in the bolt after quenching or quenching and tempering, and the precipitate (precipitate of 0.1 ⁇ m or more) ) Is preferably 10% or more of the V content of the steel material (VI value defined by the following formula (1) is 10% or more). By satisfying these requirements, the crystal grains can be further refined, and the delayed fracture resistance is further improved by the hydrogen trap effect. This VI value is more preferably 15% or more, and still more preferably 20% or more.
  • VI value (%) (V content contained in precipitates of 0.1 ⁇ m or more / V content of steel material) ⁇ 100 (1)
  • the as-quenched bolts have low toughness and ductility and do not become bolt products as they are, so they need to be tempered. For this purpose, it is effective to perform a tempering treatment at a temperature of at least 350 ° C. or higher. However, when the tempering temperature exceeds 550 ° C., the steel material having the above chemical composition cannot secure a tensile strength of 1100 MPa or more.
  • the austenite crystal grains (former austenite crystal grains) in the shaft portion are preferable because the delayed fracture resistance is improved as the size is reduced. From such a viewpoint, it is preferable that the austenite crystal grains in the bolt shaft portion be 8 or more in crystal grain size number (JIS G 0551).
  • the grain size number is more preferably 9 or more, and still more preferably 10 or more.
  • Steel materials (steel types A to Y) having the chemical composition shown in Table 1 below were melted and then rolled (billet reheating temperature: 1000 ° C., finish rolling temperature: 800 ° C.) to obtain a wire rod having a diameter of 14 mm ⁇ . .
  • Table 1 shows the structure of each wire after rolling. The rolled material was subjected to wire drawing and spheroidizing annealing after descaling / coating treatment, and finishing wire drawing after further descaling / coating treatment. In Table 1, the part represented by “ ⁇ ” means no addition.
  • the structure was observed by observing the D / 4 position with an SEM after filling the cross section of the rolled material with resin.
  • Table 1 when the structure after rolling is “ferrite / pearlite”, the structure other than ferrite and pearlite is 10 area% or less. In the case where the structure after rolling is “many bainite”, bainite is more than 10 area%. In steel type S, bainite reached about 20%.
  • a flange bolt of M12 x 1.25P, length 100mmL is produced by cold heading, and bolt formability (cold heading) is determined by the presence or absence of cracks in the flange part. Evaluation was made (in Table 3 below, the case where the flange portion was cracked was indicated as “x”, and the case where the flange portion was not cracked was indicated as “bolt formability“ ⁇ ”). Thereafter, quenching and tempering were performed under the conditions shown in Table 2 below.
  • quenching heating time 20 minutes
  • quenching furnace atmosphere air
  • quenching cooling condition oil cooling (70 ° C.)
  • tempering heating time 30 minutes
  • tempering furnace atmosphere Air and tempering cooling conditions: Oil cooling (25 ° C.).
  • the bolts subjected to quenching and tempering were evaluated for VI value, crystal grain size, tensile strength, corrosion resistance and delayed fracture resistance in the following manner.
  • the tensile strength of the bolt was determined by conducting a tensile test in accordance with JIS B1051, and those having a tensile strength (tensile strength) of 1100 MPa or more were regarded as acceptable.
  • Corrosion resistance was evaluated by corrosion weight loss before and after immersion when a bolt was immersed in a 15% HCl aqueous solution for 30 minutes.
  • Delayed fracture resistance is obtained by immersing a bolt in a 15% HCl aqueous solution for 30 minutes, washing with water and drying, then applying a constant load, and comparing the load that does not break for more than 100 hours. Carried out. At this time, a value obtained by dividing the load that does not break for 100 hours or more after acid immersion by the maximum load when the tensile test is performed without acid immersion is defined as a delayed fracture strength ratio, and this value (delayed fracture strength ratio) is 0.70. The above was judged as acceptable.
  • Test No. Examples 1 to 13 are examples (invention examples) that satisfy the requirements [chemical composition and ratio ([Si] / [C]), structure] defined in the present invention, and have high strength and excellent delay resistance. It can be seen that it is destructive. Among these, test No. From 1 to 3, 6 to 8, the influence of the VI value can be seen. It can be seen that the larger the VI value, the finer the crystal grains, and the delayed fracture resistance is improved.
  • test no. Nos. 14 to 30 do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, test no. No. 14 is an example using a steel type (steel type I) with a low C content, and high strength cannot be achieved by ordinary heat treatment.
  • No. No. 15 is an example using a steel type with excessive C content (steel type J), and delayed fracture resistance deteriorated due to a decrease in toughness.
  • Test No. No. 16 is an example using a steel type with low Si content (steel type K) (ratio of [Si] / [C] is also less than 1.0), and high strength can be achieved by ordinary heat treatment. In addition, the crystal grains were not sufficiently refined. Test No. In Nos. 17 to 20, although the content of each additive element is satisfactory (steel types L, M, N, and O), the ratio of [Si] / [C] is less than 1.0, so the corrosion resistance is deteriorated. However, the delayed fracture strength ratio decreased.
  • Test No. No. 21 is an example using a steel type (steel type P) having a low Mn content, and high strength could not be achieved due to a decrease in hardenability (other evaluation was not performed).
  • Test No. No. 22 is an example using a steel type (steel type Q) having an excessive Mn content, and the grain boundary strength is reduced due to segregation, resulting in poor delayed fracture resistance.
  • Test No. No. 23 is an example using a steel type with excessive P content (steel type R). P caused grain boundary segregation, resulting in a decrease in grain boundary strength and a deterioration in delayed fracture resistance.
  • Test No. No. 24 is an example using a steel type with excessive S content (steel type S), and the segregation of sulfides to the crystal grain boundaries reduced the grain boundary strength and deteriorated delayed fracture resistance.
  • Test No. No. 25 is an example using a steel type to which Cr is not added (steel type T), the corrosion resistance is deteriorated, and the delayed fracture resistance is low.
  • Test No. No. 26 is an example using a steel type with less V (steel type U), and since the crystal grains were not sufficiently refined, the toughness deteriorates and the delayed fracture resistance is low.
  • Test No. No. 27 is an example using a steel type with excessive V content (steel type V), and because of the formation of coarse charcoal / nitride, the cold heading (bolt formability) was reduced (other evaluations were made) Absent).
  • Test No. No. 28 is an example using a steel type to which Ti is not added (steel type W). The formation of BN deteriorated the hardenability and lowered the delayed fracture resistance.
  • Test No. No. 29 is an example using a steel type with excessive Ti content (steel type X), and because of the formation of coarse charcoal / nitride, the cold heading (bolt formability) was reduced (other evaluations were made) Absent).
  • Test No. No. 30 is an example in which a rolled wire rod containing a large amount of bainite in the structure is obtained because the cooling rate after rolling is higher than 3 ° C./second, and the hardness is sufficiently lowered even when spheroidizing annealing is performed. As a result, the cold forgeability deteriorated.
  • the evaluation results are collectively shown in Table 3 below (“Good” when good, “No” when not deteriorated, “ ⁇ ” not evaluated).
  • Figure 1 shows test no. 1 to 13 (invention examples) and test no. For 16 to 20 (comparative examples), the effect of [Si] / [C] on the tensile strength (tensile strength) and delayed fracture strength ratio is shown. As is clear from this result, it is useful to appropriately control [Si] / [C] in order to make delayed fracture resistance excellent even at a tensile strength of 1100 MPa or more. I understand.

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Abstract

　ＣｒやＭｏ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、１１００ＭＰａ以上の引張強さであっても耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼、およびこのようなボロン添加高強度ボルト用鋼からなる高強度ボルトを提供する。本発明の高強度ボルト用鋼は、Ｃ：０．２３～０．４０％未満、Ｓｉ：０．２３～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～１．４５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０５～１．５％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ｔｉ：０．０２～０．１％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、およびＮ：０．００２～０．０１０％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つＳｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライトおよびパーライトの混合組織である。

Description

耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルト
　本発明は、自動車や各種産業機械等に用いられるボルト用鋼、およびこのボルト用鋼を用いて得られる高強度ボルトに関し、特に引張強さが１１００ＭＰａ以上であっても、優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加高強度ボルト用鋼および高強度ボルトに関するものである。
　現在、引張強さが１１００ＭＰａまでのボルトは、ボロン添加鋼への移行による低廉化が進められているが、それよりも高強度となるボルトでは、ＳＣＭ等の規格鋼が依然として多用されている。ＳＣＭ規格鋼には、ＣｒやＭｏ等の合金元素が多量に添加されているため、鋼材コスト低減の要請に伴い、ＣｒやＭｏを低減したＳＣＭ代替鋼への要望が高まっている。しかしながら、合金元素を単純に低減するだけでは、強度と耐遅れ破壊性の確保が困難となる。
　そこで、ボロン添加による焼入れ性向上効果を利用したボロン添加鋼を高強度ボルトの素材として用いることが検討されている。しかしながら、強度上昇に伴って耐遅れ破壊性が大幅に悪化するため、使用環境の厳しい部位での適用は困難である。
　耐遅れ破壊性を改善するための技術が、これまでにも様々提案されている。例えば、特許文献１では、Ｖ、Ｎ、Ｓｉ等の含有量を規定することにより耐遅れ破壊性を向上させた鋼材が提案されている。しかしながら、上記成分の含有量を規定するだけでは、強度と耐遅れ破壊性、耐食性を同時に満足することは困難である。
　また特許文献２には、機械的特性にばらつきが出ないベイナイト鋼が提案されているが、ベイナイト組織では伸線加工性や冷間鍛造性が悪化するためボルトへの適用は困難である。
　特許文献３には、熱処理歪の小さい肌焼ボロン鋼が提案されているが、浸炭焼入れを行うと鋼材表層の硬さが上がり、耐遅れ破壊性が大きく劣化するため、ボルトへの適用は困難である。
　また特許文献４や特許文献５では、結晶粒微細化によって耐遅れ破壊性の向上を図っているが、結晶粒微細化の効果のみでは更なる過酷環境下への適用は困難である。
　耐遅れ破壊性を改善するためにこれまで提案されている技術は、いずれも強度、過酷環境下での耐遅れ破壊性や製造面で問題を有している。
特開２００７－２１７７１８号公報 特開平０５－２３９５８９号公報 特開昭６１－２１７５５３号公報 特許第３５３５７５４号公報 特許第３４９０２９３号公報
　本発明はこのような状況の下でなされたものであって、その目的は、ＣｒやＭｏ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、１１００ＭＰａ以上の引張強さであっても耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼、およびこのようなボロン添加高強度ボルト用鋼からなる高強度ボルトを提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼とは、Ｃ：０．２３～０．４０％未満（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．２３～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～１．４５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０５～１．５％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ｔｉ：０．０２～０．１％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、およびＮ：０．００２～０．０１０％、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つＳｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライトとパーライトの混合組織である点に要旨を有するものである。
　ここで言うフェライト・パーライト組織は、基本的にはフェライトとパーライトが混合した組織である。フェライト、パーライト以外にも、例えばベイナイトが微量に混入される可能性がある。フェライト、パーライト以外の組織の割合は１０面積％を超えない。
　本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼においては、必要によって、更に、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有させることも有効であり、Ｍｏを含有させることによってボロン添加高強度ボルト用鋼の特性が更に改善される。
　一方、上記目的を達成することのできた本発明の高強度ボルトとは、上記のような鋼材（ボロン添加高強度ボルト用鋼）を使用し、ボルト形状に成形加工した後、８５０℃以上、９２０℃以下で加熱して焼入れ処理を行い、その後、焼戻し処理を行ったものである点に要旨を有するものである。
　本発明の高強度ボルトは、上記のような鋼材（ボロン添加高強度ボルト用鋼）を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れ処理を行い、その後、焼戻し処理を行った高強度ボルトであり、０．１μｍ以上の析出物中に含まれるＶ量と、鋼材のＶ含有量とで下記（１）式で規定されるＶＩ値が１０％以上である点にも要旨を有するものである。
　ＶＩ値（％）＝（０．１μｍ以上の析出物中に含まれるＶ量／鋼材のＶ含有量）×１００　　　…（１）
　本発明の高強度ボルトにおいては、焼入れ焼戻し後のボルト軸部のオーステナイト結晶粒度番号が８以上であることが好ましい。
　本発明においては、化学成分組成を厳密に規定すると共に、ＳｉとＣの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を適正な範囲に制御することによって、過酷な環境下でも優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加高強度ボルト用鋼が実現でき、こうした鋼材を用いれば、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが実現できる。
図１は、［Ｓｉ］／［Ｃ］が引張強さや遅れ破壊強度比に与える影響を示すグラフである。
　本発明者らは、ＭｏやＣｒ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度でも優れた耐遅れ破壊性を示すボロン添加鋼について鋭意研究を重ねた。その結果、引張強さが１１００ＭＰａ以上のボロン添加鋼では、合金元素を含有させるよりもＣ含有量を極力低減することが耐遅れ破壊性の確保に非常に有効であることを見出した。Ｃを低減することは強度が不足することにつながるが、Ｓｉ含有量をＣ含有量と同等以上とすることで［即ち、ＳｉとＣの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上］、Ｃ含有量を低減することによる強度低下を十分補うことができることが判明した。
　またＣ含有量を低減することによって耐食性も向上するが、過酷環境下で十分な耐遅れ破壊性を確保するためには、Ｓｉ含有量をＣ含有量と同等以上とすることに加え、ＶやＴｉの炭・窒化物形成元素（「炭・窒化物」は、「炭化物」、「窒化物」若しくは「炭窒化物」を含む）を含有することにより、オーステナイト結晶粒を微細化することが有効であり、更に他の各化学成分を調整することで、１１００ＭＰａ以上の引張強さでも優れた耐遅れ破壊性を有するボロン添加鋼が実現できることを見出し、本発明を完成した。また、本発明の鋼材は必要に応じてボルト成形前に球状化焼鈍処理を実施してもよい。
　Ｃは、鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、その含有量を増加させると鋼の靭性や耐食性が悪化し、遅れ破壊を引き起こしやすくなる。一方、Ｓｉも鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、遅れ破壊との関係は不明確であった。そこで本発明者らは、Ｓｉによる遅れ破壊への影響について調査した。その結果、Ｃの含有量よりもＳｉの添加量を多くすることで、１１００ＭＰａ以上の引張強さと靭性、耐食性を両立できたため、引張強さと耐遅れ破壊性を高い水準でバランスさせることができた。
　即ち、Ｃの単独添加のみで１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保しようとすると、鋼の耐食性が悪化し、鋼表面での水素発生量が増加して、結果的に鋼に侵入する水素量も増加し、遅れ破壊が発生しやすくなる。ＴｉやＶ等の結晶粒微細化の効果を有する元素を添加することによって靭性の改善を図っても、Ｖ炭化物は焼入れの加熱時に固溶しやすいため、結晶粒微細化の効果が少なく、またＣ増量による耐食性悪化への影響も大きいため大きな改善効果は現れなかった。
　これに対して、ＣとＳｉの複合添加では、Ｓｉで強度を上げることができるため、相対的にＣの含有量を減少させることができる。即ち、マトリクスのＣ含有量を低下し、鋼の耐食性にあまり影響を与えないＳｉで強度を担保することによって、耐食性および耐遅れ破壊性に優れ、１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保することが可能となったのである。また、Ｃ含有量を低減することでマトリクスの靭性も上がり、加えてＴｉ，Ｖ等の結晶粒微細化効果を有する元素を添加することにより靭性を更に向上させることができた。
　またＳｉは、ＶやＴｉなどの炭化物周辺に濃化し、Ｃの拡散を抑制する効果もある。このことにより、焼入れ時にＶやＴｉの炭化物が溶解しにくくなり、ピンニング効果が増加するため結晶粒の微細化をさらに促進することが可能である。
　本発明のボロン添加ボルト用鋼においては、上記の趣旨からして、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であることが必要である。これによって、Ｓｉで強度を確保できる分、相対的にＣの添加量を低減することができ、耐食性の向上が図れるため、優れた耐遅れ破壊性を示すものとなる。上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値は、好ましくは２．０以上であり、より好ましくは３．０以上である。但し、上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上を満たしていても、化学成分組成が適正な範囲から外れる場合は、耐遅れ破壊性その他の特性が劣化するような不都合が生じる。
　上記比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値は、Ｃの含有量に応じて、その適正な範囲を制御することも効果的である。具体的には、（ａ）Ｃ：０．２３～０．２５％未満のときには、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を２．０以上とし、（ｂ）Ｃ：０．２５～０．２９％未満のときには、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を１．５以上とし、（ｃ）Ｃ：０．２９％以上のときには（即ち、０．２９～０．４０％未満）、比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）の値を１．０以上とする構成が好ましい。
　本発明の鋼材では、その鋼材としての基本的特性を満足させるために、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ａｌ，Ｎ等の成分を適切に調整する必要がある。これらの成分の範囲限定理由は、次の通りである。
　［Ｃ：０．２３～０．４０％未満］
　Ｃは、炭化物を形成すると共に、高強度鋼として必要な引張強さ確保する上で欠くことができない元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．２３％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃを過剰に含有させると、靭性低下や耐食性悪化を招いて耐遅れ破壊性が劣化する。このようなＣの悪影響を避けるためには、Ｃ含有量は０．４０％未満とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．２５％以上であり、より好ましくは０．２７％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％以下であり、より好ましくは０．３６％以下とするのが良い。
　［Ｓｉ：０．２３～１．５０％］
　Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として作用すると共に、マトリクスを強化する固溶元素として必要な元素であり、０．２３％以上含有させることによって十分な強度を確保できる。また、Ｓｉを添加することにより焼入れ時に炭窒化物が固溶しにくくなるため、ピンニング効果が増加することにより結晶粒の粗大化が抑制される。しかしながら、１．５０％を超えてＳｉを過剰に含有させると、球状化焼鈍を実施しても鋼材の冷間加工性が低下すると共に、焼入れ時の熱処理での粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上とするのが良い。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．０％以下であり、より好ましくは０．８％以下とするのが良い。
　［Ｍｎ：０．３０～１．４５％］
　Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、高強度化を達成する上で重要な元素である。Ｍｎは０．３０％以上含有させることで、その効果を発揮させることができる。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、粒界への偏析を助長して粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が却って低下するため、１．４５％を上限とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４％以上であり、より好ましくは０．６％以上とするのが良い。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３％以下であり、より好ましくは１．１％以下とするのが良い。
　［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
　Ｐは不純物として含有するが、過剰に存在すると粒界偏析を起こして粒界強度を低下させて、遅れ破壊特性を悪化させる。そのため、Ｐ含有量の上限は０．０３％とした。尚、Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下とするのが良い。
　［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
　Ｓが過剰に存在すると、硫化物が結晶粒界に偏析し、粒界強度の低下を招いて耐遅れ破壊性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０３％とした。尚、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１％以下であり、より好ましくは０．００６％以下とするのが良い。
　［Ｃｒ：０．０５～１．５％］
　Ｃｒは耐食性向上元素であり、０．０５％以上添加することで効果を発揮する。しかしながら、多量に含有させると鋼材コストの増大を招くため、上限は１．５％とする。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％以上であり、より好ましくは０．１３％以上である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
　［Ｖ：０．０２～０．３０％］
　Ｖは炭・窒化物形成元素であり、０．０２％以上含有し、且つＳｉを複合添加することにより焼入れ時にＶ炭・窒化物が固溶しにくくなるため、結晶粒微細化の効果を発揮する。しかしながら、多量に含有させると粗大な炭・窒化物を形成して冷間鍛造性の低下を招くため、上限は０．３０％とする。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。また、Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％以下であり、より好ましくは０．１１％以下である。
　［Ｔｉ：０．０２～０．１％］
　Ｔｉは、炭・窒化物を形成する元素であり、０．０２％以上添加することで結晶粒が微細化し、靭性が向上する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固着することにより、フリーＢが増加するため、焼入れ性を向上することができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になって０．１％を超えると、加工性の低下を招くことになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４５％以上とするのが良い。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６５％以下とするのが良い。
　［Ｂ：０．０００３～０．００５０％］
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる上で有効な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０００３％以上含有し、且つＴｉを複合添加する必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．００５０％を超えると靭性が却って低下する。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１％以上とするのが良い。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下とするのが良い。
　［Ａｌ：０．０１～０．１０％］
　Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、且つＡｌＮを形成することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止することができる。またＮを固着することで、フリーＢが増加するため、焼入れ性が向上する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えて過剰になっても、その効果が飽和する。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上とするのが良い。また、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下とするのが良い。
　［Ｎ：０．００２～０．０１０％］
　Ｎは、溶製後の凝固段階で、ＴｉやＶと結合して窒化物（ＴｉＮ，ＶＮ）を形成し、結晶粒の微細化を図って耐遅れ破壊性を向上させる。こうした効果は、Ｎの含有量が０．００２％以上で有効に発揮される。しかしながら、ＴｉＮやＶＮが多量に形成されると、１３００℃程度の加熱では溶解せず、Ｔｉ炭化物の形成を阻害する。また過剰のＮは、遅れ破壊特性に対し却って有害となり、特に含有量が０．０１０％を超えて過剰になると、遅れ破壊特性を著しく低下させる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４％以上とするのが良い。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下とするのが良い。
　本発明に係る高強度ボルト用鋼における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（上記Ｐ，Ｓ以外の不純物）であるが、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼には、上記成分の他に必要によって、更に、Ｍｏを含有させることも有効である。Ｍｏを含有させるときの適正な範囲および作用は下記の通りである。
　［Ｍｏ：０．１０％以下］
　Ｍｏは、焼入れ性を向上する元素であり、焼戻し軟化抵抗も高いため、強度確保に有効な元素である。しかしながら、多量に含有させると製造コストが増大するため、０．１０％以下とする。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。また、Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　上記化学成分組成を有するボロン添加高強度ボルト用鋼は、圧延前のビレット再加熱時に９５０℃以上に加熱し、８００～１０００℃の温度域で線材または棒鋼形状に仕上げ圧延した後、３℃／秒以下の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで除冷することにより、圧延後の組織が基本的にフェライトとパーライトの混合組織（「フェライト・パーライト」と表示することがある）となる。
　［ビレット再加熱温度：９５０℃以上］
　ビレット再加熱では、結晶粒微細化に有効なＴｉやＶの炭・窒化物を、オーステナイト域に固溶させる必要があり、そのためにはビレットの再加熱温度を９５０℃以上にすることが好ましい。この温度が９５０℃未満では炭・窒化物の固溶量が不十分となり、後の熱間圧延で微細なＴｉやＶの炭・窒化物が生成しにくくなるため、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。この温度は、より好ましくは１０００℃以上である。
　［仕上げ圧延温度：８００～１０００℃］
　圧延では、ビレット再加熱時に固溶させたＴｉやＶを微細な炭・窒化物として鋼中に析出させる必要があり、そのためには仕上げ圧延温度を１０００℃以下にすることが好ましい。仕上げ圧延温度が１０００℃よりも高くなるとＴｉやＶの炭・窒化物が析出しにくくなるため、焼入れ時の結晶粒微細化の効果が減少する。一方、仕上げ圧延温度が低くなりすぎると、圧延荷重の増加や表面疵の発生増大があり、非現実的となるためその下限を８００℃以上とした。ここで、仕上げ圧延温度は、最終圧延パス前または圧延ロール群前の放射温度計で測定可能な表面の平均温度とした。
　［圧延後の平均冷却速度：３℃／秒以下］
　圧延後の冷却では、後のボルト加工での成形性を向上させるため、組織をフェライト・パーライト組織にすることが重要であり、そのためには圧延後の平均冷却速度を３℃／秒以下にすることが好ましい。平均冷却速度が３℃／秒より速くなると、ベイナイトやマルテンサイトが生成するため、ボルト成形性が大幅に悪化する。平均冷却速度は、より好ましくは２℃／以下とすることが望ましい。
　本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼は、必要により球状化処理を実施し或は実施せずに、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、所定の引張強さを確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を有するものとなる。このときの焼入れおよび焼戻し処理の適正な条件は、下記の通りである。
　焼入れ時の加熱では、安定的にオーステナイト化処理するために、８５０℃以上の加熱が必要である。しかしながら、９２０℃を超えるような高温に加熱すると、Ｖ炭・窒化物が溶解することによりピンニング効果が減少し、結晶粒が粗大化して、遅れ破壊特性を却って劣化させる原因となる。従って、結晶粒粗大化を防止するため、９２０℃以下で加熱して焼入れすることが有用である。尚、焼入れ時の加熱温度の好ましい上限は９００℃以下であり、より好ましくは８９０℃以下である。また、焼入れ時の加熱温度の好ましい下限は８６０℃以上であり、より好ましくは８７０℃以上である。
　本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼は、ＶとＳｉを複合添加することによって、焼入れ時のＶ系析出物の溶解を抑制し、ピンニング効果を高めることで結晶粒の微細化を図っている。そのため、焼入れ後若しくは焼入れ焼戻し後のボルトにはＶ系の析出物（Ｖ含有炭化物、Ｖ含有窒化物、Ｖ含有炭窒化物）が残存しており、その析出物（０．１μｍ以上の析出物）中に含まれるＶ量が、鋼材のＶ含有量の１０％以上（下記（１）式で規定されるＶＩ値が１０％以上）であることが好ましい。こうした要件を満足することによって、結晶粒が更に微細化できることに加え、水素トラップ効果により耐遅れ破壊性が更に向上することになる。このＶＩ値は、より好ましくは１５％以上であり、更に好ましくは２０％以上である。
　ＶＩ値（％）＝（０．１μｍ以上の析出物中に含まれるＶ量／鋼材のＶ含有量）×１００　　　…（１）
　焼入れしたままのボルトは、靭性および延性が低く、そのままの状態ではボルト製品にならないので焼戻し処理を施す必要がある。そのためには、少なくとも３５０℃以上の温度で焼戻し処理することが有効である。但し、焼戻し温度が５５０℃を超えると、上記化学成分組成の鋼材では、１１００ＭＰａ以上の引張強さを確保することができなくなる。
　上記のようにして焼入れおよび焼戻しされたボルトでは、軸部でのオーステナイト結晶粒（旧オーステナイト結晶粒）は、微細化するほど耐遅れ破壊性が向上するので好ましい。こうした観点から、ボルト軸部でのオーステナイト結晶粒は、結晶粒度番号（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１）で８以上とすることが好ましい。この結晶粒度番号は、より好ましくは９以上であり、更に好ましくは１０以上である。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼材（鋼種Ａ～Ｙ）を溶製した後、圧延を行って（ビレット再加熱温度：１０００℃、仕上げ圧延温度：８００℃）、直径：１４ｍｍφの線材とした。各線材の圧延後の組織を表１に併記する。前記圧延素材を脱スケール・皮膜処理後、伸線、球状化焼鈍を実施し、更に脱スケール・皮膜処理後、仕上げ伸線を実施した。尚、表１において、「－」で表した箇所は無添加であることを意味する。
　組織の観察は、圧延材横断面を樹脂埋め後、Ｄ／４位置をＳＥＭで観察することにより行った。表１の中で圧延後の組織が「フェライト・パーライト」とあるものは、フェライト、パーライト以外の組織が１０面積％以下のものである。圧延後の組織が「ベイナイト多い」とあるものは、ベイナイトが１０面積％より多かったものである。鋼種Ｓでは、べイナイトが２０％程度にまで達していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋼線からパーツフォーマーを用いて、Ｍ１２×１．２５Ｐ、長さ１００ｍｍＬのフランジボルトを冷間圧造で作製し、フランジ部の割れの有無によりボルト成形性（冷間圧造性）を評価した（後記表３において、フランジ部の割れありの場合をボルト成形性「×」と示し、フランジ部の割れなしの場合をボルト成形性「○」と示している）。その後、下記表２に示す条件で焼入れおよび焼戻しを実施した。その他の焼入れ焼戻し条件については、焼入れの加熱時間：２０分、焼入れの炉内雰囲気：大気、焼入れの冷却条件：油冷（７０℃）、焼戻しの加熱時間：３０分、焼戻しの炉内雰囲気：大気、焼戻しの冷却条件：油冷（２５℃）とした。
　焼入れおよび焼戻しを行ったボルトについて、以下の要領で、ＶＩ値、軸部の結晶粒度、引張強さ、耐食性および耐遅れ破壊性を評価した。
　（１）ＶＩ値の測定
　ボルト中に含まれる０．１μｍ以上の析出物中のＶ量は、抽出残渣法を用いて測定した。このとき、表２に示したような焼戻し条件では、析出物中のＶ量は焼入れ後（焼戻し前）と焼戻し焼入れ後とでは析出物中のＶ量はほとんど変わらないため、焼入れ後（焼戻し前）のボルトを対象として析出物中のＶ量を測定した。焼入れ後のボルトについて１０％のアセチルアセトン溶液を用いた電解抽出残渣測定を行い、析出物を０．１μｍの隙間を有するメッシュで回収した後、ＩＰＣ発光分光分析法を用いて析出物中に含まれるＶ量を測定した。得られたＶ量を鋼材のＶ含有量（鋼材全体のトータルＶ量）で除し、１００を掛けることによって［前記（１）式］、ＶＩ値を求めた。
　（２）オーステナイト結晶粒度の測定
　ボルトの軸部を横断面（ボルトの軸に対して垂直な断面。以下同じ）で切断後、Ｄ／４位置（Ｄは軸部の直径）の任意の０．０３９ｍｍ２の領域を、光学顕微鏡で観察し（倍率：４００倍）、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に従って結晶粒度番号を測定した。測定は４視野について行い、これらの平均値をオーステナイト結晶粒度とし、結晶粒度番号が８以上のものを合格（「○」）とした。
　（３）引張強さの測定
　ボルトの引張強さは、ＪＩＳ　Ｂ１０５１に従って引張試験を行って求め、引張強さ（引張強度）が１１００ＭＰａ以上のものを合格とした。
　（４）耐食性の評価
　耐食性は、１５％ＨＣｌ水溶液にボルトを３０分浸漬した際の浸漬前後の腐食減量によって評価した。
　（５）耐遅れ破壊性の評価
　耐遅れ破壊性は、１５％ＨＣｌ水溶液にボルトを３０分浸漬し、水洗および乾燥した後、一定荷重を負荷し、１００時間以上破断しない荷重を比較することで実施した。このとき、酸浸漬後に１００時間以上破断しない荷重を、酸浸漬なしで引張試験した際の最大荷重で除した値を遅れ破壊強度比として定義し、この値（遅れ破壊強度比）が０．７０以上のものを合格と判断した。
　これらの結果を、焼入れおよび焼戻し条件、焼入れおよび焼戻し後の組織と共に、下記表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの結果から、次の様に考察できる。試験Ｎｏ．１～１３のものは、本発明で規定する要件［化学成分組成および比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）、組織］を満足する例（発明例）であり、高い強度と共に、優れた耐遅れ破壊性を発揮していることが分かる。このうち、試験Ｎｏ．１～３、６～８からでは、ＶＩ値の影響を見ることができる。ＶＩ値が大きくなるほど結晶粒が細かくなり、耐遅れ破壊性が向上することが分かる。
　これに対し、試験Ｎｏ．１４～３０のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１４のものは、Ｃ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｉ）を用いた例であり、通常の熱処理では高強度を達成することはできない。Ｎｏ．１５は、Ｃ含有量が過剰の鋼種（鋼種Ｊ）を用いた例であり、靭性低下により耐遅れ破壊性が悪化した。
　試験Ｎｏ．１６のものは、Ｓｉ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｋ）を用いた例であり（［Ｓｉ］／［Ｃ］の比も１．０未満）、通常の熱処理では高強度を達成することができず、結晶粒の微細化も不十分であった。試験Ｎｏ．１７～２０は、個々の添加元素の含有量は満足しているものの（鋼種Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ）、［Ｓｉ］／［Ｃ］の比が１．０未満であるため、耐食性が悪化し、遅れ破壊強度比が低下した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｍｎ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｐ）を用いた例であり、焼入れ性が低下したことにより高強度を達成することができなかった（その他の評価はしていない）。試験Ｎｏ．２２は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種（鋼種Ｑ）を用いた例であり、偏析によって粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が悪くなっている。
　試験Ｎｏ．２３は、Ｐ含有量が過剰な鋼種（鋼種Ｒ）を用いた例であり、Ｐが粒界偏析を起こしたことにより粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が悪化した。試験Ｎｏ．２４は、Ｓ含有量が過剰な鋼種（鋼種Ｓ）を用いた例であり、硫化物が結晶粒界に偏析することにより粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が悪化した。
　試験Ｎｏ．２５は、Ｃｒが添加されていない鋼種（鋼種Ｔ）を用いた例であり、耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている。試験Ｎｏ．２６は、Ｖが少ない鋼種（鋼種Ｕ）を用いた例であり、結晶粒が十分微細化されなかったため、靭性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている。試験Ｎｏ．２７は、Ｖ含有量が過剰の鋼種（鋼種Ｖ）を用いた例であり、粗大な炭・窒化物が形成されたため冷間圧造性（ボルト成形性）が低下した（その他の評価はしていない）。
　試験Ｎｏ．２８のものは、Ｔｉが添加されていない鋼種（鋼種Ｗ）を用いた例であり、ＢＮが生成することにより焼入れ性が悪化し、耐遅れ破壊性が低下した。試験Ｎｏ．２９は、Ｔｉ含有量が過剰の鋼種（鋼種Ｘ）を用いた例であり、粗大な炭・窒化物が形成されたため冷間圧造性（ボルト成形性）が低下した（その他の評価はしていない）。
　試験Ｎｏ．３０は、圧延後の冷却速度が３℃／秒よりも速くなったことにより、組織にベイナイトが多く含まれる圧延線材となった例であり、球状化焼鈍を行っても硬さが十分に下がらなかったため、冷間鍛造性が悪化した。これらの評価結果を、下記表３に一括して示す（良好な場合を「○」、劣化している場合を「×」、「－」は評価せず）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図１は、試験Ｎｏ．１～１３（発明例）と試験Ｎｏ．１６～２０（比較例）について、［Ｓｉ］／［Ｃ］が引張強さ（引張強度）や遅れ破壊強度比に与える影響を示したものである。この結果から明らかなように、［Ｓｉ］／［Ｃ］を適正に制御することは、１１００ＭＰａ以上の引張強さであっても耐遅れ破壊性に優れたものとする上で、有用であることが分かる。

Claims (5)

  1. 　Ｃ　：０．２３～０．４０％未満（質量％の意味、以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．２３～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．３０～１．４５％、
    　Ｐ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｓ　：０．０３％以下（０％を含まない）、
    　Ｃｒ：０．０５～１．５％、
    　Ｖ　：０．０２～０．３０％、
    　Ｔｉ：０．０２～０．１％、
    　Ｂ　：０．０００３～０．００５０％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、および
    　Ｎ　：０．００２～０．０１０％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　且つＳｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）が１．０以上であると共に、フェライトとパーライトの混合組織であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼。
  2. 　更に、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載のボロン添加高強度ボルト用鋼。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼を使用し、ボルト形状に成形加工した後、８５０℃以上、９２０℃以下で加熱して焼入れ処理を行い、その後、焼戻し処理を行ったものである耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
  4. 　請求項１または２に記載の高強度ボルト用鋼を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れ処理を行い、その後、焼戻し処理を行った高強度ボルトであり、０．１μｍ以上の析出物中に含まれるＶ量と、鋼材のＶ含有量とで下記（１）式で規定されるＶＩ値が１０％以上である耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
    　ＶＩ値（％）＝（０．１μｍ以上の析出物中に含まれるＶ量／鋼材のＶ含有量）×１００　　　…（１）
  5. 　焼入れおよび焼戻し後のボルト軸部のオーステナイト結晶粒度番号が８以上である請求項３または４に記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。
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