耐延迟断裂性和螺栓成形性优异的高强度螺栓用钢和螺栓

摘要

提供一种即使在严酷的环境下，也能够发挥充分的耐延迟断裂性，而且螺栓成形性的良好的高强度螺栓用钢。本发明的高强度螺栓用钢，一边为C：0.10～0.30％，Ni：0.4～0.7％，一边适当地调整化学成分组成，并且，满足下述(1)式和(2)式。0.85≤[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≤1.3…(1)[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≤0.20…(2)。

说明书

技术领域

本发明涉及汽车和各种工业机械等所用的螺栓用钢，和使用该螺栓用钢得到的螺 栓。特别是涉及即使抗拉强度在1100MPa以上，仍发挥着优异的耐延迟断裂性和螺栓成形性 的作为高强度螺栓的原材有用的螺栓用钢和高强度螺栓。

背景技术

作为一般的螺栓用钢，特别通用的是SCM435、SCM440等的JIS规格钢。然而，在这些 普通钢中存在的问题是，若抗拉强度为1100MPa以上，则使用一段期间后，容易突然发生脆 性断裂这种所谓的延迟断裂。因此，以改善针对于延迟断裂的特性为目的，即以改善耐延迟 断裂性为目的，提出有实现了回火软化阻抗提高的高强度螺栓用钢。

例如，在专利文献1中提出有一种技术，其通过用Mo系化合物、Ti系化合物、V系化 合物、以及含有从Mo、Ti、V中选择的两种以上的元素的碳化物和氮化物等的复合化合物，使 大小为50nm以下的复合化合物适量分散在钢中，从而提高耐氢脆化特性，改善耐延迟断裂 性。

另外在专利文献2、3中提出有一种技术，其是通过适当调整钢的化学成分组成，并 且适当调整螺栓制造时的淬火·回火条件，从而改善耐延迟断裂性的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-17985号公报

专利文献2：日本特开2004-84010号公报

专利文献3：日本特开2007-31734号公报

如上述，通过使碳化物、氮化物等的复合化合物大量地析出而使氢捕获点生成，或 筹划螺栓的制造工序而使回火软化阻抗增加，由此能够一定程度地改善耐延迟断裂性。然 而，若螺栓的使用环境变得更加严酷，则相比由碳化物、氮化物进行的氢捕获中能够使之无 力化的极限氢量而言，从使用环境侵入到螺栓中的侵入氢量超过这一极限，成为延迟断裂 的原因的扩散性氢增加，由此达到断裂。

在上述专利文献1中，水中施加恒定载荷而评价延迟断裂性，在上述专利文献2中， 通过在盐酸中浸渍一定时间之后，在大气中负荷恒定载荷，由此评价耐延迟断裂性。但是， 无论什么情况，如果评价的环境更加严酷，则耐延迟断裂性仍有可能降低。

另一方面，上述专利文献3涉及抗拉强度为1400MPa以上，耐延迟断裂性优异的高 强度螺栓。但是，若抗拉强度为1400MPa以上，则在钢材的腐蚀和氢进入同时进行的严酷的 环境中，耐延迟断裂性有可能降低。另外，在上述专利文献3中，因为需要付与螺钉底部以压 缩残余应力，所以有招致制造成本增大的可能性。

如此，在为了改善耐延迟断裂性而至今所提出的现有技术中，在严酷的环境下的 耐延迟断裂性均说不上充分。

发明内容

本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种高强度螺栓用钢和 由上述螺栓用钢得到的螺栓，该螺栓用钢可以制造在维持螺栓所要求的高强度的状态下， 即使在向螺栓侵入的氢量、腐蚀量多的严酷的环境下，也能够发挥充分的耐延迟断裂性，而 且螺栓成形性也良好的螺栓。

能够解决上述课题的本发明的高强度螺栓用钢，在以下方面具有要旨：以质量％ 计，分别含有C：0.10～0.30％(“质量％”的意思，涉及化学成分组成以下均同)、Ni：0.4～ 0.7％、Si：0％以上且0.2％以下、Mn：0.3～0.8％、P：高于0％并在0.03％以下、S：高于0％并 在0.03％以下、Cr：0.8～1.2％、Mo：0.8～1.5％、V：0.05～0.13％、Ti：0.02～0.08％、Al： 0.01～0.1％、N：0.001～0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且，满足下述(1)式和 (2)式。

0.85≤[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≤1.3…(1)

[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≤0.20…(2)

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]分别表示以质量％计的C、Si、Mn、Ni、 Cr、Mo和V的含量。

在本发明的高强度螺栓用钢中，根据需要，还含有Cu：高于0％并在0.70％以下也 有用。通过Cu的添加，耐延迟断裂性得到进一步改善。

另外，能够解决上述课题的本发明的耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，是使用上 述的高强度螺栓用钢得到的螺栓，旧奥氏体晶粒度的晶粒度号数为10.0以上。

另外，能够解决上述课题的本发明的耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，使用上述 的高强度螺栓用钢，通过以880～960℃淬火，进行550～650℃的回火而取得，抗拉强度满足 1100～1400MPa。

根据本发明，通过一边使钢中的化学成分组成满足既定的关系式一边对其严密地 规定，能够得到耐延迟断裂性和螺栓成形性优异的高强度螺栓用钢。通过对于这样的高强 度螺栓用钢以既定的淬火·回火条件进行热处理，能够在维持螺栓所要求的高强度的状态 下，得到即使在侵入氢量多的严酷的环境下也能够发挥充分的耐延迟断裂性，而且显示出 良好的螺栓成形性的高强度螺栓。因此，本发明的高强度螺栓用钢，作为耐延迟断裂性和螺 栓成形性优异的高强度螺栓的原材极其有用。

附图说明

图1是表示拉伸试验用试验片的形状的模式图。

图2是表示腐蚀试验用试验片的形状的模式图。

图3是表示延迟断裂试验用试验片的形状的模式图。

图4是表示压缩试验用试验片的形状的模式图。

具体实施方式

本发明者们，为了改善螺栓用钢的耐延迟断裂性，从各种角度进行研究。可知延迟 断裂主要是螺栓的强度越升高，越容易发生，特别是若抗拉强度达到1100MPa以上，则显著 恶化。由此出发，以往提出通过使碳化物、氮化物等的复合化合物大量析出，从而生成氢捕 获点，以使耐延迟断裂性提高的技术。但是，在严酷的环境下，即使如上述这样利用复合化 合物析出提高极限氢量，因为侵入到钢中的氢量非常，所以发挥优异的耐延迟断裂性仍困 难。

本发明者们，对于即使在严酷的环境下仍能够发挥充分的耐延迟断裂性的螺栓用 钢，和螺栓反复锐意研究。其结果发现，通过将C含量抑制在0.30％以下，并且使各元素满足 既定的关系式而加以控制，则能够在维持螺栓所要求的高强度的状态下，使延展性飞跃性 地提高，改善耐延迟断裂性。另外还发现，通过将C含量抑制在0.30％以下，并且含有既定量 的Ni，则能够使螺栓的耐腐蚀性飞跃性地提高，进一步改善耐延迟断裂性，从而完成了本发 明。

以下，对于达到本发明的经纬详细地加以说明。历来，通过将C含量多于0.30％的 钢在550℃以上回火，从而使强度和耐延迟断裂性并立。但是可知，若C含量比0.30％多，则 即便使含有Cr、Mo、V、Ti等的析出硬化型元素的碳氮化物形成的氢捕获点析出，在严酷的环 境下，因为耐腐蚀性低，所以侵入氢量仍比极限氢量多，难以确保优异的耐延迟断裂性。

另外还可知，若C含量多于0.30％，则即使通过回火使碳化物析出，因为钢中的固 溶C量多，所以回火后的延展性仍然低，钢中氢量达到一定高度时，容易发生延迟断裂。

相对于此，在本发明的螺栓用钢中，将C含量抑制在0.30％以下，并且，通过满足上 述(1)式和(2)式的关系，可以在维持强度的状态下使延展性大幅提高。另外，将C含量抑制 在0.30％以下之后，通过添加Ni，与C含量高的状态下添加Ni的情况相比，能够大幅提高耐 腐蚀性。其结果是，如果使用本发明的螺栓用钢，则能够飞跃性地提高严酷的环境下的耐延 迟断裂性。

另外，在本发明中，如上述这样，对于C含量抑制在0.30％以下的上述钢进行既定 的淬火、回火，特别是以550℃以上的温度回火，由此能够使Cr、Mo、V、Ti等的上述析出硬化 型元素作为合金碳化物析出。因此，能够使螺栓用钢的母相包含的固溶C量比0.30％进一步 降低。含有上述析出硬化型元素的微细碳化物，不仅能够提高强度，而且也能够提高钢中的 极限氢量，通过组合C含量降低带来的延展性的提高，和侵入氢量的抑制效果，能够飞跃性 地提高耐延迟断裂性。

本发明的螺栓用钢如上述，在以下方面具有特征，即，通过使C含量为0.30％以下， 在一定的范围含有Ni和其他的析出硬化型元素，使螺栓的耐腐蚀性和延展性提高，提高严 酷的环境下的耐延迟断裂性。为了确保作为螺栓需要的其他的特性，需要如下述这样满足 化学成分组成。

(C：0.10～0.30％)

C是用于确保淬火性和强度所需要的元素，但随着其含量增大，延展性和耐腐蚀性 降低。在本发明的螺栓用钢中，C含量越低，延展性越提高，但若C含量低于0.10％，则在量产 工序中，淬火时难以发生马氏体相变，其后的析出强化也不充分。因此，难以使淬火·回火 后的螺栓的强度高度稳定。另一方面，若C含量高于0.30％，则由于延展性的恶化导致耐延 迟断裂性劣化。C含量的优选的下限为0.15％以上，更优选为0.20％以上，优选的下限为 0.27％以下，更优选为0.25％以下。

(Ni：0.4～0.7％)

Ni使耐腐蚀性提高而抑制氢侵入，在改善耐延迟断裂性上是有效的元素。为了充 分发挥这样的效果，需要如上述这样将C含量抑制在0.30％以下之后，再使Ni含有0.4％以 上。另一方面，若过剩地含有Ni，则其效果饱和，并且招致成本上升。因此，使Ni含量的上限 为0.7％以下。Ni含量的优选的下限为0.45％以上，更优选为0.50％以上，优选的下限为 0.65％以下，更优选为0.60％以下。

(Si：0％以上0.2％以下)

Si对于确保强度是有效的元素，但若其含量过剩，则螺栓成形性降低。因此，Si含 量需要为0.2％以下。优选为0.15％以下，更优选为0.1％以下。还有，Si含量的下限也可以 为0％，但因为从原料和耐火物等的混入，所以优选Si例如为0.005％以上，特别是0.01％以 上的程度。

(Mn：0.3～0.8％)

Mn是淬火性提高元素，在用于达成高强度上是有用的元素。为了使这样的效果显 现，需要使Mn含有0.3％以上。另一方面，若Mn含量过剩，则助长向晶界的偏析，晶界强度降 低，因此容易发生延迟断裂。从这一观点出发，Mn含量的上限抑制在0.8％以下。Mn含量的优 选的下限为0.40％以上，更优选为0.45％以上，优选的下限为0.70％以下，更优选为0.60％ 以下。

(P：高于0％并在0.03％以下)

P助长因晶界偏析造成的晶界断裂，是使耐延迟断裂性劣化的元素，因此优选低的 方法，使其上限为0.03％以下。使P含量达到0％有困难，优选大致为0.001％以上。P含量的 优选的下限为0.02％以下，更优选为0.01％以下。

(S：高于0％并在0.03％以下)

S在钢中形成MnS，该MnS在负荷应力时成为应力集中处，能够成为延迟断裂的起 点。因此，为了改善耐延迟断裂性，需要尽可能减少S含量，在本发明中抑制在0.03％以下。 使S含量达到0％有困难，优选大致为0.001％以上。S含量的优选的下限为0.02％以下，更优 选为0.01％以下。

(Cr：0.8～1.2％)

Cr具有提高钢的淬火性和耐腐蚀性的作用，并且如前述，回火时作为碳化物析出， 因此在使强度和耐延迟断裂性提高上有效地发挥作用。为了充分发挥这样的效果，需要使 Cr含有0.8％以上。另一方面，若Cr含量变得过剩，则冷加工性劣化，螺栓成形性降低，因此 需要处于1.2％以下。Cr含量的优选的下限为0.90％以上，更优选为0.95％以上，优选的下 限为1.10％以下，更优选为1.05％以下。

(Mo：0.8～1.5％)

Mo是淬火性提高元素，且也是析出硬化型元素，因此在提高回火后的强度上是有 效的元素。如前述在本发明的螺栓用钢中，因为将C含量抑制在0.30％以下，所以为了确保 螺栓所要求的高强度，需要使Mo含有0.8％以上。另一方面，若Mo含量过剩，则冷加工性恶 化，螺栓成形性降低，因此使Mo含量的上限为1.5％以下。Mo含量的优选的下限为0.85％以 上，更优选为0.90％以上，优选的下限为1.20％以下，更优选为1.10％以下。

(V：0.05～0.13％)

V使钢的晶粒微细化，并且利用回火时析出的碳化物，能够使强度和耐延迟断裂性 提高。为了发挥这些作用，需要使V含量为0.05％以上。但是，若V含量过剩，则轧制时作为粗 大的碳化物析出，冷加工性恶化，或成为成本上升的要因，因此V含量的上限需要为0.13％ 以下。V含量的优选的下限为0.06％以上，更优选为0.08％以上，优选的下限为0.10％以下， 更优选为0.09％以下。

(Ti：0.02～0.08％)

Ti在轧制阶段成为TiN和TiC，能够作为氢捕获点活用。为了发挥这样的效果，需要 使Ti含量为0.02％以上。但是，若Ti含量过剩，则粗大的碳化物析出，冷加工性劣化，或成为 成本上升的要因，因此使上限为0.08％以下。Ti含量的优选的下限为0.03％以上，更优选为 0.04％以上，优选的下限为0.07％以下，更优选为0.06％以下。

(Al：0.01～0.1％)

Al作为脱氧剂是有效的元素，另外也具有形成AlN而使晶粒微细化的效果。若考虑 作为脱氧剂利用，则实际上高于0％，从发挥晶粒微细化效果的观点出发，使之存在0.01％ 以上。优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，随着Al含量的增加，粗大的碳氮 化物系夹杂物量增大，耐延迟断裂性容易降低。因此Al含量抑制在0.1％以下。优选为 0.08％以下，更优选为0.06％以下。

(N：0.001～0.01％)

N在钢的熔炼后的凝固阶段与Ti结合而形成TiN。TiN即使以高温加热也不会熔化， 因此使回火时生成的TiC量降低，招致耐延迟断裂性的降低。因此，N需要为0.01％以下。使N 达到0％有困难，通常为0.001％以上。N含量的优选的下限为0.005％以上，更优选为 0.006％以上，优选的下限为0.009％以下，更优选为0.008％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。详细 地说，是上述P、S以外的杂质，但作为该不可避免的杂质，也能够允许因原料、物资、制造设 备等的状况而掺入的元素混入。

本发明的高强度螺栓用钢中，根据需要，还含有Cu：高于0％并在0.70％以下也有 用。

(Cu：高于0％并在0.70％以下)

Cu与前述的Ni一样，提高耐腐蚀性，抑制氢侵入，对于进一步提高耐延迟断裂性是 有效的元素。但是，若使Cu过剩地含有，则效果饱和，并且成为成本上升的原因。从这一观点 出发，Cu含量的上限优选为0.70％以下。Cu含量的更优选的下限为0.65％以下，进一步优选 为0.60％以下。另外，用于有效地发挥上述的效果的Cu含量的优选的下限为0.40％以上，更 优选为0.45％以上，进一步优选为0.50％以上。

本发明的螺栓用钢，仅如上述这样适当调整各成分的范围，不能达成本发明的目 的，还需要满足下述(1)式和(2)式的关系式。其作用效果如下述。

0.85≤[C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2≤1.3…(1)

[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])≤0.20…(2)

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]和[V]分别表示以质量％计的C、Si、Mn、Ni、 Cr、Mo和V的含量。

以下，上述(1)式中，以将([C]+[Si]/7+[Mn]/5+[Ni]/20+[Cr]/9+[Mo]/2)所计算 出的值称为A值的情况。另外，上述(2)式中，有将[[C]-(0.07×[Mo]+0.20×[V])]所计算出 的值称为B值的情况。

上述(1)式是相当于钢的碳当量的算式。在本发明的螺栓用钢中，通过将C含量抑 制在0.30％以下，减少侵入氢量，但为了确保螺栓所要求的高强度，在上述(1)式中，需要使 A值所表示的碳当量处于0.85以上。A值比0.85小时，以550℃以上的回火温度确保1100MPa 以上的强度有困难。另一方面，若A值过大，则合金含量增大，成本高，因此使其上限为1.3以 下。A值的优选的下限为0.93以上，更优选为0.95以上，优选的下限为1.10以下，更优选为 1.05以下。

上述(2)式，是利用回火处理中作为碳化物析出的Mo和V，便利地表示钢中的碳消 耗到哪种程度的关系式。在此，作为Mo的系数的0.07是碳化物Mo₂C中的Mo与C的原子量比， 作为V的系数的0.20是碳化物V₄C₃中的V与C的原子量比。在上述(2)式中，B值虽然不意味着 钢中的固溶C量，但可以作为相对性地比较回火后的固溶C剩余到什么程度的数值加以利 用。因此，B值是表示延展性的好坏的指标，为了显示良好的延展性，B值需要为0.20以下。B 值的优选的下限为0.17以下，更优选为0.15以下，优选的下限为0.02以上，更优选为0.03以 上。

以上，对于本发明的螺栓用钢进行了说明。

本发明中，也包括使用上述螺栓用钢得到的螺栓。详细地说，本发明的螺栓，是使 用上述螺栓用钢，通过以880～960℃进行淬火，进行550～650℃的回火而得到的，耐延迟断 裂性优异，并且抗拉强度满足1100～1400MPa的高强度。

即，具有上述的化学成分组成的本发明的螺栓用钢，具有潜在的优异的强度特性 和耐延迟断裂性，而为了使用该钢得到强度特性和耐延迟断裂性十分优异的高强度螺栓， 推荐在加工成既定的螺栓形状后，以适当的条件进行淬火·回火。

具体来说，使淬火时的加热温度为880℃以上。若淬火时的加热温度比880℃低，则 Cr、Mo、V、Ti等的析出硬化型元素在钢中不固溶，即使其后进行回火，也不能确保充分的析 出物。另外，有在淬火前进行球化退火的情况，若淬火时的加热温度低，则有淬火前的组织 中存在球状碳化物的情况，该球状碳化物未熔剩余，难以得到既定的抗拉强度。淬火时的加 热温度优选为900℃以上。另一方面，若淬火时的加热温度过高，则淬火不均，产生淬火时的 晶粒粗大化等问题，招致设备改善等的成本升高。由此出发，淬火时的加热温度为960℃以 下。更优选为930℃以下。

另一方面，为了使淬火加热时固溶的Cr、Mo、V、Ti等的析出硬化型元素作为微细的 析出物析出，回火温度为550℃以上。即使以低于550℃的温度进行回火，微细碳化物也难以 析出，无法获得回火软化阻抗和氢捕获效果，因此不能充分改善耐延迟断裂性。另外，若回 火温度低，则渗碳体的析出也不充分，延展性的降低也发生。更优选为，回火时的加热温度 为570℃以上。另一方面，若回火温度过高，则回火软化阻抗的效果薄弱，得不到充分的软化 阻抗，无法取得既定的强度，因此使其上限为650℃以下。更优选为600℃以下。上述淬火温 度和回火温度，均测量成形为螺栓形状的钢的表面温度。

如上述，本发明的螺栓其特征在于，使用本发明的螺栓用钢进行上述温度的淬 火·回火。淬火·回火的上述加热温度以外的条件，能够考虑各自的加热温度和析出硬化 型元素的特性而适当设定。例如，能够采用下述的条件。

[淬火条件]

加热的保持时间：优选为10分钟以上，更优选为20分钟以上

优选为1小时以下，更优选为50分钟以下

冷却条件：优选为油冷或水冷

在此，淬火时的加热的保持时间，是为了使存在于钢中心部的析出硬化型元素充 分固溶而设定，优选为10分钟以上。另外，若淬火时的加热的保持时间变长，则晶粒有可能 粗大化，因此优选的上限为1小时以下。

[回火条件]

加热的保持时间：优选为30分钟以上，优选为70分钟以上

优选为3时间以下，优选为2时间以下

冷却条件：优选为油冷，水冷或空冷

在此，回火时的加热的保持时间，为了使合金碳化物析出而优选30分钟以上的加 热。另外，即使回火时的加热的保持时间超过3小时，效果也是饱和，因此优选的上限为3小 时以下。

在本发明中，上述以外的制造条件未限定，能够运用通常所用的方法制造螺栓。具 体来说，使用满足上述化学成分组成的螺栓用，例如在热轧后，根据需要进行球化退火后进 行拉丝。之后，能够进行冷锻等的冷加工成形为螺栓形状后，以滚轧成形进行螺钉加工，之 后进行前述的淬火、回火而制造螺栓。

在此，前述球化退火，是在制造抗拉强度1100MPa以上的高强度螺栓时一般进行的 处理，之后进行螺栓成形。但是，在本发明中，使用如前述这样将C含量抑制在0.30％以下的 螺栓用钢，因此即使不实施球化退火，也可以成形为螺栓形状。

如上述这样得到的本发明的螺栓，显示出抗拉强度1100MPa以上的高强度。而且本 发明的螺栓，尽管抗拉强度高达1100MPa以上，仍可发挥良好的耐延迟断裂性。具体来说，在 上述螺栓中，因为淬火时的晶粒粗大化得到防止，旧奥氏体晶粒度微细，晶粒度号数：10.0 以上，所以延展性提高，高负荷应力下和高温下的耐延迟断裂性也优异。更优选旧奥氏体晶 粒度号数为10.5以上，进一步优选为11.0以上。其结果表示后述的延迟断裂强度比为0.80 以上，优选为0.90以上。还有，旧奥氏体晶粒度号数的上限没有特别限定，但若考虑生产率 与成本等的平衡，优选大体控制在13.0以下。旧奥氏体晶粒度，例如通过适当控制钢中的Ti 量和淬火温度等便能够调整到上述范围。但是，若抗拉强度高于1400MPa，则难以确保良好 的耐延迟断裂性，因此本发明的螺栓的抗拉强度的上限为1400MPa以下。

本发明的高强度螺栓，例如能够适用于高抗拉螺栓、扭剪型螺栓、熔融镀锌高强螺 栓、防锈处理高强螺栓、耐火钢高强螺栓等。上述螺栓最适合作为汽车领域、建筑领域、工业 机械领域等的领域中所用的高强度，且耐腐蚀性、耐延迟断裂性优异的螺栓。

本申请基于2013年9月25日申请日本国专利申请第2013-198742号主张优先权的 利益。2013年9月25日申请的日本国专利申请第2013-198742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，但本发明不受下述实施例限制，在能够符 合前·后述的宗旨的范围内也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

将由下述表1所示的化学成分组成构成的钢种A～F、A1～T1热轧至后，以 下述表2所示的条件进行淬火·回火。热轧的条件如下。

钢坯的再加热温度：1000～1200℃，终轧温度：900～1100℃，其后，以0.05～10℃/ 秒的平均冷却速度冷却到300℃。

对于如此得到的各试料，按下述要领调查旧奥氏体晶粒度号数、抗拉强度(TS)、延 展性(断面收缩率)、腐蚀减量、延迟断裂强度比、和裂纹极限压缩率。

[表1]

[表2]

[旧奥氏体晶粒度号数的测量]

观察进行了淬火·回火的试料的横截面的D/4部(D：直径)，遵循JISG0551中规定 的“钢-晶粒度的显微镜试验方法”，测量旧奥氏体晶粒度号数。

[抗拉强度和延展性的测量]

测量上述旧奥氏体晶粒度号数后，通过切削加工制作图1所示的拉伸试验用试验 片，基于JISZ2241进行拉伸试验。图中的单位是mm。本实施例中，抗拉强度为1100MPa以上 的评价为显示出充分的抗拉强度。另外，基于JISZ2241，测量拉伸试验中的断面收缩率，断 面收缩率比65.0％大的，评价为延展性优异。

[腐蚀减量的测量]

测量上述旧奥氏体晶粒度号数之后，通过切削加工制作图2所示的腐蚀试验用试 验片，通过酸浸渍进行腐蚀试验。图中的单位是mm。腐蚀试验的进行，是将上述腐蚀试验用 试验片浸渍在15质量％HCl的酸性水溶液中30分钟。用浸渍前·后的试验片的质量变化量 除以试验片的初期质量后，换算成百分率的值，将其作为“腐蚀减量”求得。在本实施例中， 腐蚀减量为0.02％以下的，评价为耐腐蚀性优异。还有，对于抗拉强度低于1100MPa的试验 片不进行腐蚀试验，因此在表中记述为“-”。

[延迟断裂强度比的测量]

进行上述旧奥氏体晶粒度号数的测量和拉伸试验后，对于抗拉强度为1100MPa以 上的试验片，通过切削加工制作模拟图3所示的螺栓的螺钉部的延迟断裂试验用试验片，进 行延迟断裂试验。图中的单位是mm。上述试验片的延迟断裂试验结果，可知能够取得与实际 螺栓的延迟断裂试验结果密切相关性。延迟断裂试验中，将上述延迟断裂试验用试验片浸 渍在15质量％HCl的酸性水溶液中30分钟，用持续负荷各种水平的应力跨越100小时也没有 断裂的最大负荷应力，除以试验片的抗拉强度，求得该值作为“延迟断裂强度比”。在本实施 例中，延迟断裂强度比为0.80以上的，评价为耐延迟断裂性优异。延迟断裂强度比满足上述 数值的，可知延迟断裂的实际发生概率极小。还有，对于抗拉强度低于1100MPa的试验片，不 进行延迟断裂试验，因此在表中记述为“-”。

[裂纹限界压缩率的测量]

使用对热轧后的供试钢进行了球化退火的球化材，加工成图4所示的圆柱状的压 缩试验用试验片后，使用冲床实施压缩试验。图中的单位是mm。使压缩试验时的压缩率在70 ～80％的范围内变化，根据下述(a)～(c)的步骤，求得压缩试验片没有裂纹的极限的压缩 率，将其表述为裂纹发生极限压缩率。在本实施例中，裂纹极限压缩率为可以进行螺栓的凸 缘加工的75.0％以上的，评价为冷加工性优异，即，螺栓成形性优异。还有，在球化退火中， 各钢的Ac₁相变点根据下述(3)式求得，以(Ac₁相变点+10℃)的温度保持5小时，以10℃/Hr的 冷却速度冷却至680℃而实施。

Ac₁相变点＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]…(3)

其中，[Mn]、[Ni]、[Si]和[Cr]分别表示以质量％计，Mn、Ni、Si和Cr的含量。

(裂纹限界压缩率的测量步骤)

(a)由下述(4)式所示的压缩率为50％的压缩试验，对于各试验片进行3次，3次都 没发生裂纹时，将压缩率作为52.5％而使用新的试验片实施压缩试验。

压缩率＝[(h₀-h)/h₀]×100(％)…(4)

其中，h₀：意思是试验片的初始高度，为15mm

h：试验片的试验后的高度

(b)将压缩率为52.5％的压缩试验，对于各试验片分别进行3次，3次均未发生裂纹 时，以压缩率作为55.0％而使用新的试验片实施压缩试验。

(c)n＝3次的压缩试验中，1个裂纹也没有发生的压缩率的最大值作为“裂纹极限 压缩率”。

这些结果显示在下述表3中。

[表3]

由此结果能够进行如下考察。试验No.1～12满足本发明所规定的要件，显示出 1100MPa以上的高强度，可知严酷的环境下的耐延迟断裂性也优异。另外，裂纹极限压缩率 也高，螺栓成形性优异。

相对于此，试验No.13～34不满足本发明所规定某一要件，某种特性劣化。

试验No.13、14，关于化学成分组成虽然满足本发明所规定的要件，但因为回火温 度均低，所以抗拉强度高于1400MPa，延迟断裂强度比降低。试验No.13与试验No.14相比，因 为回火温度更低，所以渗碳体的析出不充分，断面收缩率也低，延展性也降低。

试验No.15是使用了C含量少的表1的钢种A1的例子。因此，即使以既定的热处理条 件进行，淬火时也未发生马氏体相变，不能确保预期的强度。

试验No.16是使用了C含量多的表1的钢种B1的例子。因此，由于耐腐蚀性的劣化导 致侵入氢量增加，延迟断裂强度比变低，耐延迟断裂性劣化。

试验No.17是使用了Si含量多的表1的钢种C1的例子。因此，耐延迟断裂性虽然显 示为优异的值，但裂纹极限压缩率降低，螺栓成形困难。

试验No.18是使用了Mn含量少的表1的钢种D1的例子。因此，钢的淬火性低，淬火不 充分，不能确保既定的抗拉强度。

试验No.19是使用了Mn含量过剩的表1的钢种E1的例子。因此，晶界强度降低，延迟 断裂强度比低，耐延迟断裂性劣化。

试验No.20是使用了P和S的含量都多的表1的钢种F1的例子。因此，晶界脆化，耐延 迟断裂性劣化。

试验No.21是使用了Ni含量少的表1的钢种G1的例子。因此耐腐蚀性劣化，侵入氢 量增加，延迟断裂强度比变低，耐延迟断裂性劣化。

试验No.22是使用了Cr含量少的表1的钢种H1的例子。因此，淬火性低，回火时的析 出强化也不充分，因此不能确保既定的抗拉强度。

试验No.23也是使用了Cr含量少的表1的钢种I1的例子。因此，虽然能够确保抗拉 强度，但耐腐蚀性恶化。另外，侵入氢量增加，因此延迟断裂强度比低，耐延迟断裂性劣化。

试验No.24是使用了Cr含量过剩的表1的钢种J1的例子。因此，抗拉强度和耐延迟 断裂性虽然优异，但裂纹极限压缩率降低，因此螺栓成形困难。

试验No.25是使用了Mo含量少，A值低的表1的钢种K1的例子。因此淬火性低，回火 时的析出强化也不充分，因此不能确保既定的抗拉强度。

试验No.26是使用了Mo含量多的表1的钢种L1的例子。因此，耐延迟断裂性虽然优 异，但裂纹发生极限压缩率降低，因此螺栓成形困难。

试验No.27是使用了没有添加V含量的表1的钢种M1的例子。因此，如表2所示，即使 以580℃回火，也不会生成析出碳化物结晶，氢捕获效果未能充分，因此延迟断裂强度比低， 耐延迟断裂性劣化。

试验No.28是使用了V含量多的表1的钢种N1的例子。因此，粗大的碳化物析出，裂 纹极限压缩率降低，螺栓成形困难。

试验No.29是使用了未添加Ti含量的表1的钢种O1的例子。因此，旧奥氏体晶粒变 粗，延展性降低。另外，TiC带来的氢捕获效果丧失，因此延迟断裂强度比变低，耐延迟断裂 性劣化。

试验No.30是使用了Ti含量多的表1的钢种P1的例子。因此，粗大的碳化物析出，裂 纹极限压缩率降低，螺栓成形困难。

试验No.31、32，是使用各个添加元素满足本发明的要件，但A值小的表1的钢种Q1、 R1的例子。因此，不能确保高抗拉强度。

试验No.33是使用各个添加元素满足本发明的要件，但B值大的表1的钢种S1的例 子。因此，固溶C量多，延展性的劣化导致延迟断裂强度比低，耐延迟断裂性劣化。

试验No.34是使用了模拟现有钢的SCM435的表1的钢种T1的例子。详细地说，C量 多，不含Ni、V、Ti，A值小，B值大。因此，旧奥氏体晶粒变粗而延展性降低。另外，因为没有添 加Ni，所以耐腐蚀性降低。另外，TiC带来的氢捕获效果等丧失，所以延迟断裂强度比变低， 耐延迟断裂性降低。