耐延迟断裂性优异的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓

摘要

本发明提供一种不用大量添加Cr和Mo等高价的合金元素，即使为1100MPa以上的抗拉强度，耐延迟断裂性仍优异的加硼高强度螺栓用钢，和由这样的加硼高强度螺栓用钢构成的高强度螺栓。本发明的高强度螺栓用钢，分别含有C：0.23～低于0.40％(质量％的意思，以下均同)、Si：0.23～1.50％、Mn：0.30～1.45％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％以下(不含0％)、Cr：0.05～1.5％、V：0.02～0.30％、Ti：0.02～0.1％、B：0.0003～0.0050％、A1：0.01～0.10％和N：0.002～0.010％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且，Si的含量[Si]与C的含量[C]的比([Si]/[C])为1.0以上，并且为铁素体与珠光体的混合组织。

说明书

技术领域

本发明涉及用于汽车和各种工业机械等的螺栓用钢，和使用该螺栓用 钢得到的高强度螺栓，特别是即使抗拉强度在1100MPa以上，仍发挥着 优异的耐延迟断裂性的加硼高强度螺栓用钢和高强度螺栓。

背景技术

目前，关于抗拉强度达到1100MPa的螺栓，虽然向加硼钢过渡而带 来的低廉化被推进，但是在达到更高强度的螺栓中，依然多使用SCM等 的规格钢。在SCM规格钢中，因为大量添加有Cr和Mo等的合金元素， 所以伴随钢材成本削减的要求，对于减少Cr和Mo的SCM代用钢的期望 高涨。但是，只是单纯地减少合金元素，则难以确保强度和耐延迟断裂性。

因此，作为高强度螺栓的原材，使用利用了来自加硼的淬火性提高效 果的加硼钢受到研究。但是，伴随着强度上升，耐延迟断裂性大幅恶化， 因此在使用环境严酷的部位的应用有困难。

关于用于改善耐延迟断裂性的技术，迄今为止提出有种种。例如，在 专利文献1中提出有一种钢材，其通过规定V、N、Si等的含量使耐延迟 断裂性提高。但是，只规定上述成分的含量，难以同时满足强度、耐延迟 断裂性和耐腐蚀性时。

另外在专利文献2中，提出有一种机械的特性上没有偏差的贝氏体钢， 但贝氏体组织使拉丝加工性和冷锻性恶化，因此面向螺栓的应用困难。

在专利文献3中，提出有一种热处理应变小的表面硬化硼钢，但若进 行渗碳淬火，则钢材表层的硬度上升，耐延迟断裂性大幅劣化，因此面向 螺栓的应用困难。

另外在专利文献4和专利文献5中，是通过晶粒微细化来实现耐延迟 断裂性的提高，但只凭晶粒微细化的效果，面向更严酷环境下的应用仍然 困难。

为了改善耐延迟断裂性，至今为止提出的技术，在强度、严酷环境下 的耐延迟断裂性和制造方面均有问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-217718号公报

专利文献2：日本特开平05-239589号公报

专利文献3：日本特开昭61-217553号公报

专利文献4：日本专利第3535754号公报

专利文献5：日本专利第3490293号公报

发明内容

本发明是在这样的状况之下完成的，其目的在于，提供一种不用大量 添加Cr和Mo等的高价的合金元素，即使是1100MPa以上的抗拉强度， 耐延迟断裂性也很优异的加硼高强度螺栓用钢，和由这种加硼高强度螺栓 用钢构成的高强度螺栓。

能够达成上述目的的所谓本发明的加硼高强度螺栓用钢，在以下的点 具有要旨：分别含有C：0.23～低于0.40％(质量％的意思，以下均同)、 Si：0.23～1.50％、Mn：0.30～1.45％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.03％ 以下(不含0％)、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％、和N：0.002～0.010％，余量由铁和 不可避免的杂质构成，且Si的含量[Si]和C的含量[C]的比([Si]/ [C])为1.0以上，并且是铁素体和珠光体的混合组织。

在此所说的铁素体·珠光体组织，基本上是铁素体与珠光体混合的组 织。除铁素体、珠光体以外，也有例如贝氏体微量混入的可能性。铁素体、 珠光体以外的组织的比例不超过10面积％。

在本发明的加硼高强度螺栓用钢中，根据需要，再使之含有Mo：0.10％ 以下(不含0％)也有效，通过含有Mo，加硼高强度螺栓用钢的特性得到 进一步改善。

另一方面，能够达成上述目的的所谓本发明的高强度螺栓，在以下的 点具有要旨：其使用上述这样的钢材(加硼高强度螺栓用钢)，成形加工 成螺栓形状后，在850℃以上、920℃以下加热并进行淬火处理，然后进行 回火处理而成。

本发明的高强度螺栓，其在以下的点具有要旨：是使用上述这样的钢 材(加硼高强度螺栓用钢)，成形加工成螺栓形状后，进行淬火处理，然 后进行回火处理的高强度螺栓，关于0.1μm以上的析出物中所含的V量和 钢材的V含量，由下述(1)式规定的VI值为10％以上。

VI值(％)＝(0.1μm以上的析出物中所含的V量/钢材的V含量) ×100…(1)

在本发明的高强度螺栓中，优选淬火回火后的螺栓轴部的奥氏体晶粒 度编号为8以上。

在本发明中，通过严密地规定化学成分组成，并且将Si与C的含量 的比([Si]/[C])的值控制在适当的范围，能够实现即使在严酷的环境 下仍发挥着优异的耐延迟断裂性的加硼高强度螺栓用钢，如果使用这样的 钢材，则能够实现耐延迟断裂性优异的高度螺栓。

附图说明

图1是表示[Si]/[C]对于抗拉强度和延迟断裂强度比造成的影响 的标绘图。

具体实施方式

本发明者们对于不用大量添加Mo和Cr等的高价的合金元素，即使 抗拉强度为1100MPa以上的高强度，仍显示出优异的耐延迟断裂性的加 硼钢反复锐意研究。其结果发现，抗拉强度为1100MPa以上的加硼钢中， 相比使之含有合金元素，极力减少C含量对确保耐延迟断裂性非常有效。 虽然减少C会带来强度不足，但使Si含量达到C含量的同等以上[即， Si与C的含量的比([Si]/[C])为1.0以上]，则判明能够充分弥补因减 少C含量所造成的强度降低。

另外还发现，通过减少C含量，耐腐蚀性也有所提高，但为了在严酷 环境下确保充分的耐延迟断裂性，除了使Si含量达到C含量的同等以上 之外，通过含有V和Ti的碳/氮化物形成元素(“碳/氮化物”包含“碳化 物”、“氮化物”或“碳氮化物”)，对于奥氏体晶粒微细化有效，此外通 过调整其他的各化学成分，能够实现1100MPa以上的抗拉强度下也具有 优异的耐延迟断裂性的加硼钢，从而完成了本发明。另外，本发明的钢材 也可以根据需要在螺栓成形前实施球状化退火处理。

C在确保钢的强度上是有用的元素，但若使其含量增加，则钢的韧性 和耐腐蚀性恶化，容易引起延迟断裂。另一方面，Si在确保钢的强度上也 是有用的元素，但与延迟断裂的关系不明确。因此本发明者们对于Si所带 来的延迟断裂的影响进行调查。其结果是，相比C的含量而增多Si的添 加量，能够使1100MPa以上的抗拉强度与韧性、耐腐蚀性并立，因此能 够使抗拉强度与耐延迟断裂性以高水平平衡。

即，若想仅凭C的单独添加来确保1100MPa以上的抗拉强度，则钢 的耐腐蚀性恶化，钢表面的氢发生量增加，结果是侵入到钢中的氢量也增 加，延迟断裂容易发生。即使通过添加Ti和V等具有晶粒微细化的效果 的元素来实现韧性的改善，因为V碳化物在淬火的加热时容易固溶，所以 晶粒微细化的效果仍很少，另外，C增量带来的对耐腐蚀性恶化的影响又 大，因此无法显示出明显的改善效果。

相对于此，C和Si复合添加时，则能够以Si提高强度，因此能够相 对地减少C的含量。即，通过降低基体的C含量，用对于钢的耐腐蚀性不 怎么造成影响的Si来担保强度，而耐腐蚀性和耐延迟断裂性优异，可以确 保1100MPa以上的抗拉强度。另外，通过减少C含量，基体的韧性也提 高，而且通过添加Ti、V等具有晶粒微细化效果的元素，能够使韧性进一 步提高。

另外Si在V和Ti等的碳化物周边稠化，也有抑制C扩散的效果。由 此，淬火时V和Ti的碳化物难以溶解，钉扎效应增加，因此可以进一步 促进晶粒的微细化。

在本发明的加硼螺栓用钢中，从上述的宗旨来看，Si的含量[Si]与 C的含量[C]的比([Si]/[C])需要为1.0以上。由此，在能够以Si 确保强度的程度下，能够相对性地减少C的添加量，实现耐腐蚀性的提高， 因此显示出优异的耐延迟断裂性。上述比([Si]/[C])的值，优选为2.0 以上，更优选为3.0以上。但是，即使上述比([Si]/[C])满足1.0以上， 如果化学成分组成脱离适当的范围，仍会发生耐延迟断裂性及其他的特性 劣化这样的问题。

上述比([Si]/[C])的值，根据C的含量，控制其适当的范围也有 效。具体来说，优选构成如下：(a)C：0.23以上且低于0.25％时，使比 ([Si]/[C])的值为2.0以上；(b)C：0.25以上且低于0.29％时，使比 ([Si]/[C])的值为1.5以上，(c)C：0.29％以上时(即，0.29以上且 低于0.40％)，使比([Si]/[C])的值为1.0以上。

在本发明的钢材中，为了满足作为此钢材的基本的特性，需要适当地 调整C、Si、Mn、P、S、Cr、V、Ti、B、Al、N等的成分。这些成分的 范围限定理由如下。

[C：0.23以上且低于0.40％]

C形成碳化物，并且在确保作为高强度钢所需要的抗拉强度上是不能 缺少的元素。为了发样的效果，需要使之含有0.23％以上。但是，若使C 过剩地含有，则招致韧性降低和耐腐蚀性恶化，耐延迟断裂性劣化。为了 避免这样的C的不利影响，C含量需要低于0.40％。还有，C含量的优选 的下限为0.25％以上，可以更优选为0.27％以上。另外，C含量的优选的 上限为0.38％以下，可以更优选为0.36％以下。

[Si：0.23～1.50％]

Si作为熔炼时的脱氧剂起作用，并且是作为使基体强化的固溶元素所 需要的元素，通过使之含有0.23％以上，能够确保充分的强度。另外，通 过添加Si，淬火时碳氮化物难以固溶，因此钉扎效应增加，由此可抑制晶 粒的粗大化。但是，若超过1.50％而使Si过剩地含有，则即使实施球状化 退火，钢材的冷加工性也降低，并且助长淬火时的热处理下的晶界氧化， 使耐延迟断裂性劣化。还有，Si含量的优选的下限为0.3％以上，可以更 优选为0.4％以上。另外，Si含量的优选的上限为1.0％以下，可以更优选 为0.8％以下。

[Mn：0.30～1.45％]

Mn是淬火性提高元素，在达成高强度化上是重要的元素。使Mn含 有0.30％以上，能够发挥该效果。但是，若Mn含量变得过剩，则助长向 晶界的偏析，晶界强度降低，耐延迟断裂性反而降低，因此以1.45％为上 限。还有，Mn含量的优选的下限为0.4％以上，可以更优选为0.6％以上。 另外，Mn含量的优选的上限为1.3％以下，可以更优选为1.1％以下。

[P：0.03％以下(不含0％)]

P作为杂质含有，但若过剩地存在，则发生晶界偏析而使晶界强度降 低，使延迟断裂特性恶化。因此，P含量的上限为0.03％。还有，P含量 的优选的上限为0.01％以下，可以更优选为0.005％以下。

[S：0.03％以下(不含0％)]

若S过剩地存在，则硫化物在结晶晶界偏析，招致晶界强度的降低， 耐延迟断裂性降低。因此，使S含量的上限为0.03％。还有，S含量的优 选的上限为0.01％以下，可以更优选为0.006％以下。

[Cr：0.05～1.5％]

Cr是耐腐蚀性提高元素，通过添加0.05％以上而发挥效果。但是，若 大量使之含有，则招致钢材成本的增大，因此上限为1.5％。还有，Cr含 量的优选的下限为0.10％以上，更优选为0.13％以上。另外，Cr含量的优 选的上限为1.0％以下，更优选为0.70％以下。

[V：0.02～0.30％]

V是碳/氮化物形成元素，含有0.02％以上，且通过复合添加Si，在淬 火时V碳/氮化物难以固溶，因此发挥着晶粒微细化的效果。但是，若大 量使之含有，则形成粗大的碳/氮化物而招致冷锻性的降低，因此上限为 0.30％。还有，V含量的优选的下限为0.03％以上，更优选为0.04％以上。 另外，V含量的优选的上限为0.15％以下，更优选为0.11％以下。

[Ti：0.02～0.1％]

Ti是形成碳/氮化物的元素，添加0.02％以上而使晶粒微细化，韧性提 高。另外，通过将钢中的N作为TiN固定，游离B增加，因此能够使淬 火性提高。但是，若Ti含量过剩而超过0.1％，则会招致加工性的降低。 还有，Ti含量的优选的下限为0.03％以上，可以更优选为0.045％以上。另 外，Ti含量的优选的上限为0.08％以下，可以更优选为0.065％以下。

[B：0.0003～0.0050％]

B在使钢的淬火性提高上是有效的元素，为了发挥这一效果而含有 0.0003％以上，且需要复合添加Ti。但是，若B含量变得过剩而超过 0.0050％，则韧性反而降低。还有，B含量的优选的下限为0.0005％以上， 可以更优选为0.001％以上。另外，B含量的优选的上限为0.004％以下， 可以更优选为0.003％以下。

[Al：0.01～0.10％]

Al是对钢的脱氧有效的元素，且形成AlN，从而能够防止奥氏体晶粒 的粗大化。另外通过固定N，游离B增加，因此淬火性提高。为了发挥这 样的效果，Al含量需要为0.01％以上。但是，即使Al含量超过0.10％而 变得过剩，其效果也是饱和。还有，Al含量的优选的下限为0.02％以上， 可以更优选为0.03％以上。另外，Al含量的优选的上限为0.08％以下，可 以更优选为0.05％以下。

[N：0.002～0.010％]

N在熔炼后的凝固阶段，与Ti和V结合而形成氮化物(TiN、VN)， 实现晶粒的微细化而使耐延迟断裂性提高。这样的效果在N的含量为 0.002％以上时得到有效地发挥。但是，若TiN和VN大量地被形成，则在 1300℃左右的加热下不会溶解，阻碍Ti碳化物的形成。另外，过剩的N 对于延迟断裂特性反而有害，特别是若含量过剩而超过0.010％，则使延迟 断裂特性显著降低。还有，N含量的优选的下限为0.003％以上，可以更优 选为0.004％以上。另外，N含量的优选的上限は0.008％以下，可以更优 选为0.006％以下。

本发明的高强度螺栓用钢的基本成分如上述，余量是铁和不可避免的 杂质(上述P、S以外的杂质)，但作为该不可避免的杂质，能够允许根据 原料、物资、制造设备等的状况而掺入的元素的混入。另外，本发明的加 硼高强度螺栓用钢中，除了上述成分以外，根据需要还使Mo含有也有效。 含有Mo时的适当的范围和作用如下述。

[Mo：0.10％以下]

Mo是提高淬火性的元素，也提高回火软化阻力，因此对于确保强度 是有效的元素。但是，若大量使之含有，则制造成本增大，因此为0.10％ 以下。还有，Mo含量的优选的下限为0.03％以上，更优选为0.04％以上。 另外，Mo含量的优选的上限为0.07％以下，更优选为0.06％以下。

具有上述化学成分组成的加硼高强度螺栓用钢，在轧制前的坯段再加 热时加热至950℃以上，在800～1000℃的温度域终轧成线材或棒钢形状 后，以3℃/秒以下的平均冷却速度徐冷至600℃以下的温度，轧制后的组 织基本上成为铁素体和珠光体的混合组织(表示为“铁素体·珠光体”)。

[坯段再加热温度：950℃以上]

在坯段再加热中，需要使对于晶粒微细化有效的Ti和V的碳/氮化物， 在奥氏体域固溶，为此，优选使坯段的再加热温度达到950℃以上。该温 度低于950℃时，碳/氮化物的固溶量不充分，经之后的热轧难以生成微细 的Ti和V的碳/氮化物，淬火时的晶粒微细化的效果减少。该温度更优选 为1000℃以上。

[终轧温度：800～1000℃]

在轧制中，需要使坯段再加热时固溶的Ti和V作为微细的碳/氮化物 在钢中析出，为此，优选使终轧温度处于1000℃以下。若终轧温度比1000℃ 高，则Ti和V的碳/氮化物难以析出，因此淬火时的晶粒微细化的效果减 少。另一方面，若终轧温度过低，则轧制载荷的增加和表面瑕疵的发生增 大，是不现实的，因此使其下限为800℃以上。在此，终轧温度为最终轧 制道次前或轧制辊群前的可以由放射温度计测量的表面的平均温度。

[轧制后的平均冷却速度：3℃/秒以下]

在轧制后的冷却中，为了使之后的螺栓加工的成形性提高，重要的是 使组织成为铁素体·珠光体组织，为此，优选使轧制后的平均冷却速度处 于3℃/秒以下。若平均冷却速度比3℃/秒快，则贝氏体和马氏体生成，因 此螺栓成形性大幅恶化。期望平均冷却速度更优选为2℃/以下。

本发明的加硼高强度螺栓用钢，根据需要实施或不实施球状化处理， 成形加工为螺栓形状后，进行淬火和回火处理，使组织成为回火马氏体， 由此能够确保规定的抗拉强度，并且具有优异的耐延迟断裂性。这时的淬 火和回火处理的适当的条件如下述。

在淬火时的加热中，稳定地进行奥氏体化处理，需要850℃以上的加 热。但是，若加热至超过920℃这样的高温，则V碳/氮化物溶解导致钉扎 效应减少，晶粒粗大化，成为反而使延迟断裂特性劣化的原因。因此，为 了防止晶粒粗大化，有用的是在920℃以下加热并淬火。还有，淬火时的 加热温度的优选的上限为900℃以下，更优选为890℃以下。另外，淬火 时的加热温度的优选的下限为860℃以上，更优选为870℃以上。

本发明的加硼高强度螺栓用钢，通过复合添加V和Si，抑制淬火时的 V系析出物的溶解，提高钉扎效应，从而实现晶粒的微细化。因此，淬火 后或淬火回火后的螺栓中残留有V系的析出物(含V碳化物、含V氮化 物、含V碳氮化物)，该析出物(0.1μm以上的析出物)中所含的V量， 优选为钢材的V含量的10％以上(由下述(1)式规定的VI值为10％以 上)。通过满足这一要件，除了能够使晶粒更微细化以外，利用氢陷阱效 应，还会使耐延迟断裂性进一步提高。该VI值更优选为15％以上，进一 步优选为20％以上。

VI值(％)＝(0.1μm以上的析出物中所含的V量/钢材的V含量) ×100…(1)

淬火状态的螺栓因为韧性和延展性低，直接在此状态无法成为螺栓制 品，所以需要实施回火处理。为此，有效的是至少以350℃以上的温度进 行回火处理。但是，若回火温度超过550℃，则上述化学成分组成的钢材 不能确保1100MPa以上的抗拉强度。

如上述这样进行了淬火和回火的螺栓，轴部的奥氏体晶粒(旧奥氏体 晶粒)越微细化，耐延迟断裂性越提高，因此越优选。从这一观点出发， 螺栓轴部的奥氏体晶粒，优选晶粒度编号(JIS G 0551)为8以上。该晶 粒度编号更优选为9以上，进一步优选为10以上。

【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，在能够符合前述和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的范围内。

熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢材(钢种A～Y)后，进行轧 制(坯段再加热温度：1000℃，终轧温度：800℃)，成为直径：的线材。各线材的轧制后的组织一并记述在表1中。对于所述轧制原材进 行脱氧化皮、皮膜处理后，实施拉丝、球状化退火，再进行脱氧化皮、皮 膜处理后，实施精拉。还有，在表1中，由“-”表示的位置意思是无添 加。

组织的观察是通过将轧制材横截面进行树脂填埋后，以SEM观察D/4 位置而进行。表1之中轧制后的组织为“铁素体·珠光体”的轧材，其铁 素体、珠光体以外的组织在10面积％以下。轧制后的组织为“贝氏体多” 的轧材，其贝氏体多于10面积％。钢种S，其贝氏体达到20％左右。

[表1]

使用零件成型机(パ一ツフオ一マ一)，由所得到钢线通过冷镦锻制 作M12×1.25P、长100mmL的凸缘螺栓，根据凸缘部有无裂纹评价螺栓成 形性(冷镦锻性)(后述表3中，凸缘部有裂纹的情况表示为螺栓成形性 “×”，凸缘部无裂纹的情况表示为螺栓成形性“○”)。之后，以下述 表2所示的条件实施淬火和回火。关于其他的淬火回火条件为，淬火的加 热时间：20分钟，淬火的炉内气氛：大气，淬火的冷却条件：油冷(70℃)， 回火的加热时间：30分钟，回火的炉内气氛：大气，回火的冷却条件：油 冷(25℃)。

对于进行了淬火回火的螺栓，按以下的要领评价VI值、轴部的晶粒 度、抗拉强度、耐腐蚀性和耐延迟断裂性。

(1)VI值的测定

螺栓中所含的0.1μm以上的析出物中的V量，使用萃残渣法测定。 这时，在表2所示这样的回火条件下，析出物中的V量在淬火后(回火前) 和回火淬火后，析出物中的V量几乎没有发生变化，因此以淬火后(回火 前)的螺栓为对象测量析出物中的V量。对于淬火后的螺栓，使用10％ 的乙酰丙酮溶液进行电解萃取残渣测定，以具有0.1μm的间隙的筛网回收 析出物后，使用IPC发光光谱分析法测定析出物中所含的V量。用所得到 的V量除以钢材的V含量(钢材整体的总V量)，乘以100[所述(1) 式]而求得VI值。

(2)奥氏体晶粒度的测定

以横截面(相对于螺栓的轴垂直的截面。下同)切断螺栓的轴部后， 用光学显微镜观察(倍率：400倍)D/4位置(D为轴部的直径)的任意 的0.039mm²的区域，依据JIS G0551测量晶粒度编号。测量在4个视野 中进行，将其平均值作为奥氏体晶粒度，晶粒度编号在8以上的为合格 (“○”)。

(3)抗拉强度的测定

螺栓的抗拉强度遵循JIS B1051进行抗拉试验而求得，抗拉强度(引 張強度)为1100MPa以上的为合格。

(4)耐腐蚀性的评价

耐腐蚀性是在15％HCl水溶液中将螺栓浸渍30分钟时，根据浸渍前 后的腐蚀减量进行评价。

(5)耐延迟断裂性的评价

关于耐延迟断裂性，其实施是通过在15％HCl水溶液中将螺栓浸渍30 分钟，水洗和干燥后，负荷一定载荷，比较100小时以上不发生断裂的载 荷。这时，用酸浸渍后100小时以上未发生断裂的载荷，除以未进行酸浸 渍而在抗拉试验时的最大载荷，所得到的值定义为延迟断裂强度比，该值 (延迟断裂强度比)为0.70以上的判断为合格。

这些结果与淬火和回火条件、淬火和回火后的组织一并记述在下述表 2中。

[表2]

由这些结果能够进行如下考察。试验No.1～13是满足本发明所规定 的要件[化学成分组成和比([Si]/[C])、组织]的例子(发明例)，可 知为高强度，并有发挥出优异的耐延迟断裂性。其中，从试验No.1～3、6～ 8中，能够看出VI值的影响。可知VI值越大，晶粒越细小，耐延迟断裂 性越提高。

相对于此，试验No.14～30是不满足本发明所规定的某一要件的例子， 某一特性劣化。即，试验No.14是使用了C含量少的钢种(钢种I)的例 子，在通常的热处理下不能成高强度。No.15是使用了C含量过剩的钢种 (钢种J)的例子，由于韧性降低致使耐延迟断裂性恶化。

试验No.16是使用了Si含量少的钢种(钢种K)的例子([Si]/[C] 的比也低于1.0)，在通常的热处理下不能达成高强度，晶粒的微细化也不 充分。试验No.17～20虽然各个添加元素的含量满足(钢种L、M、N、O)， 但[Si]/[C]的比低于1.0，因此耐腐蚀性恶化，延迟断裂强度比降低。

试验No.21是使用了Mn含量少的钢种(钢种P)的例子，由于淬火 性降低，从而不能达成高强度(未进行其他的评价)。试验No.22是使用 了Mn含量过剩的钢种(钢种Q)的例子，由于偏析导致晶界强度降低， 耐延迟断裂性变差。

试验No.23是使用了P含量过剩的钢种(钢种R)的例子，P发生晶 界偏析导致晶界强度降低，耐延迟断裂性恶化。试验No.24是使用了S含 量过剩的钢种(钢种S)的例子，硫化物在结晶晶界偏析导致晶界强度降 低，耐延迟断裂性发生了恶化。

试验No.25是使用了没添加Cr的钢种(钢种T)的例子，耐腐蚀性恶 化，耐延迟断裂性变低。试验No.26是使用了V少的钢种(钢种U)的例 子，晶粒未得到充分微细化，因此韧性恶化，耐延迟断裂性低。试验No.27 是使用了V含量过剩的钢种(钢种V)的例子，因为粗大的碳/氮化物被 形成，所以冷镦锻性(螺栓成形性)降低(未进行其他的评价)。

试验No.28是使用了没有添加Ti的钢种(钢种W)的例子，由于BN 生成导致淬火性恶化，耐延迟断裂性降低。试验No.29是使用了Ti含量过 剩的钢种(钢种X)的例子，因为粗大的碳/氮化物形成，所以冷镦锻性(螺 栓成形性)降低(未进行其他的评价)。

试验No.30是轧制后的冷却速度比3℃/秒快，从而成为在组织中大量 含有贝氏体的轧制线材的例子，即使进行球状化退火，硬度仍未充分降低， 因此冷锻性恶化。这些评价结果一并显示在下述表3中(良好的情况为 “○”，劣化的情况为“×”，“-”是未予评价)。

[表3]

图1是表示在试验No.1～13(发明例)和试验No.16～20(比较例) 中，[Si]/[C]对抗拉强度(引張強度)和延迟断裂强度比造成的影响。 由此结果可知，适当地控制[Si]/[C]在以下方面有用：即使是1100MPa 以上的抗拉强度，耐延迟断裂性仍优异。