本發(fā)明涉及汽車和各種工業(yè)機(jī)械等所用的螺栓用鋼，和使用該螺栓用鋼得到的螺栓，特別是涉及即使抗拉強(qiáng)度在1100mpa以上，仍發(fā)揮著優(yōu)異的抗延遲斷裂性和冷鍛性的螺栓用鋼和螺栓。
背景技術(shù)：
關(guān)于對鐵鋼材料施加應(yīng)力起經(jīng)過一定時(shí)間之后發(fā)生的延遲斷裂的原因，認(rèn)為是因種種要因錯(cuò)綜復(fù)雜地交織在一起，所以難以確定其原因。但一般來說，在氫脆化現(xiàn)象有所參與這一點(diǎn)上是具備共識的。
另一方面，作為左右延遲斷裂現(xiàn)象的因素，雖然大致認(rèn)為是受到回火溫度、組織、材料硬度、晶粒度、各種合金元素的影響等，但是并沒有確立延遲斷裂的防止手段，實(shí)際情況不過是反復(fù)試驗(yàn)性地提出各種方法。
至今為止，也提出有針對延遲斷裂的特性(以下，將其稱為“抗延遲斷裂性”)優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材和螺栓。例如專利文獻(xiàn)1～3是關(guān)于抗延遲斷裂性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材和螺栓的技術(shù)，公開的是通過提高表層的氮濃度來確保優(yōu)異的抗延遲斷裂性。但是，在螺栓的使用環(huán)境下腐蝕進(jìn)行，氮化層脫落時(shí)，存在抗延遲斷裂性大幅降低這樣的問題。而且，為了形成氮化層而需要特殊的熱處理，生產(chǎn)率和成本面留有課題。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：國際公開第2011/111872號
專利文獻(xiàn)2：日本特開2009－299180號公報(bào)
專利文獻(xiàn)3：日本特開2009－299181號公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明鑒于上述這樣的情況而形成，其目的在于，提供一種在維持作為鋼材的強(qiáng)度的狀態(tài)下，冷鍛性優(yōu)異，并且抗延遲斷裂性也優(yōu)異的螺栓用鋼，和由這樣的螺栓用鋼得到的螺栓。
所謂本發(fā)明的螺栓用鋼，在以下方式具有要旨：以質(zhì)量％計(jì)分別含有c：0.20～0.40％、si：1.5～2.5％、mn：0.20～1.5％、p：高于0％并在0.03％以下、s：高于0％并在0.03％以下、cr：0.05～1.5％、al：0.01～0.10％、b：0.0003～0.01％、n：0.002～0.020％、并且含有從ti：0.02～0.10％和nb：0.02～0.10％所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。
在本發(fā)明的高強(qiáng)度螺栓用鋼，根據(jù)需要，再含有如下等元素也有用：
(a)從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％以下所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種以上；
(b)mo：高于0％并在1.5％以下；
(c)從v：高于0％并在0.5％以下、w：高于0％并在0.5％以下、zr：高于0％并在0.3％以下、mg：高于0％并在0.01％以下和ca：高于0％并在0.01％以下所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種以上，由此，高強(qiáng)度螺栓用鋼的特性得到進(jìn)一步改善。
本發(fā)明也包括具有上述這樣的化學(xué)成分組成，并滿足下述(1)式的關(guān)系的螺栓。
(l/l0)×100≤60…(1)
其中，l：表示在奧氏體結(jié)晶晶界析出的厚度為50nm以上的析出物的合計(jì)長度，
l0：表示奧氏體結(jié)晶晶界的長度。
本發(fā)明的螺栓不具有氮化處理層。另外，本發(fā)明的螺栓，優(yōu)選奧氏體晶粒度號為8以上。
根據(jù)本發(fā)明，因?yàn)檫m當(dāng)控制著鋼的化學(xué)成分組成，所以能夠以高水平使螺栓用鋼的冷鍛性和抗延遲斷裂性并立。
具體實(shí)施方式
本發(fā)明者們，為了實(shí)現(xiàn)冷鍛性與抗延遲斷裂性能夠并立的螺栓用鋼，特別從恰當(dāng)控制化學(xué)成分組成這樣的觀點(diǎn)出發(fā)進(jìn)行研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果使si含量比較高而盡可能減少在結(jié)晶晶界析出的析出物，并且恰當(dāng)調(diào)整化學(xué)成分組成，則能夠?qū)崿F(xiàn)適合上述目的的螺栓用鋼，從而完成了本發(fā)明。
本發(fā)明的螺栓用鋼的化學(xué)成分組成的規(guī)定理由如下述。
c：0.20～0.40％
c在用于確保鋼的強(qiáng)度上是有效的元素。為了確保作為目標(biāo)的抗拉強(qiáng)度：1100mpa以上，需要使c含有0.20％以上。c量的優(yōu)選的下限為0.23％以上，更優(yōu)選的下限為0.25％以上。但是，若c含量變得過剩，則抗延遲斷裂性劣化，因此使其上限為0.40％以下。c量的優(yōu)選的上限為0.35％以下，更優(yōu)選的上限為0.32％以下。
si：1.5～2.5％
si作為脫氧劑起作用，并用在用于確保鋼的強(qiáng)度上是有效的元素。另外，si還發(fā)揮的作用是，抑制對后述的g值產(chǎn)生影響的粗大的滲碳體的析出，使抗延遲斷裂性提高。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使si含有1.5％以上。si量的優(yōu)選的下限為1.6％以上，更優(yōu)選的下限為1.7％以上。另一方面，若si含量變得過剩，則冷鍛性劣化，因此需要使其上限為2.5％以下。si量的優(yōu)選的上限為2.2％以下，更優(yōu)選的上限為2.0％以下。
mn：0.20～1.5％
mn在發(fā)揮如下作用上是有效的元素，即確保鋼的強(qiáng)度，并且與s形成化合物，使抗延遲斷裂性劣化的fes的生成得到抑制。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使mn含有0.20％以上。mn量的優(yōu)選的下限為0.30％以上，更優(yōu)選的下限為0.40％以上。另一方面，若mn含量變得過剩，則抗延遲斷裂性劣化，因此需要使其上限為1.5％以下。mn量的優(yōu)選的上限為1.3％以下，更優(yōu)選的上限為1.1％以下。
p：高于0％并在0.03％以下
p在結(jié)晶晶界稠化而使鋼的韌性延展性降低，是使抗延遲斷裂性劣化的雜質(zhì)元素。使p的含量在0.03％以下，則抗延遲斷裂性大幅提高。p量優(yōu)選為0.015％以下，更優(yōu)選為0.010％以下。p的含量越少越優(yōu)選，但達(dá)到0在制造上困難，可含有0.003％左右。
s：高于0％并在0.03％以下
s也與p同樣，在結(jié)晶晶界上稠化而使鋼的韌性延展性降低，是使抗延遲斷裂性劣化的雜質(zhì)元素。使s的含量為0.03％以下，則抗延遲斷裂性大幅提高。s量優(yōu)選為0.015％以下，更優(yōu)選為0.010％以下。s的含量越少越優(yōu)選，但達(dá)到0在制造上有困難，可含有0.003％左右。
cr：0.05～1.5％
cr使鋼的耐腐蝕性提高，并且在用于抗延遲斷裂性上是有效的元素。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使cr含有0.05％以上。cr量的優(yōu)選的下限為0.10％以上，更優(yōu)選的下限為0.20％以上。另一方面，若cr含量變得過剩，則粗大的碳化物生成，冷鍛性劣化，并且招致成本增加，因此需要使其上限為1.5％以下。cr量的優(yōu)選的上限為1.3％以下，更優(yōu)選的上限為1.0％以下。
al：0.01～0.10％
al作為脫氧劑起作用，并且形成氮化物，從而在用于使晶粒微細(xì)化和使冷鍛性提高上是有效的元素。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使al含有0.01％以上。al量的優(yōu)選的下限為0.03％以上，更優(yōu)選的下限為0.04％以上。另一方面，若al含量變得過剩，則生成粗大的氮化物，冷鍛性劣化，因此需要使其上限為0.10％以下と。al量的優(yōu)選的上限為0.08％以下，更優(yōu)選的上限為0.06％以下。
b：0.0003～0.01％
b是使鋼的淬火性提高，并且分散在舊奧氏體結(jié)晶晶界上而抑制p和s等的晶界偏析元素的稠化，使結(jié)晶晶界潔凈化，由此在用于提高抗延遲斷裂性上是有效的元素。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使b含有0.0003％以上。b量的優(yōu)選的下限為0.0008％以上，更優(yōu)選的下限為0.001％以上。另一方面，若b含量變得過剩，則生成粗大的化合物，抗延遲斷裂性劣化，因此使其上限為0.01％以下。b量的優(yōu)選的上限為0.005％以下，更優(yōu)選的上限為0.003％以下。
n：0.002～0.020％
n與al、ti和nb形成氮化物，在用于使晶粒微細(xì)化上是有效的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使n含有0.002％以上。n量的優(yōu)選的下限為0.003％以上，更優(yōu)選的下限為0.0035％以上。另一方面，若n含量變得過剩，則沒有形成化合物而成為固溶狀態(tài)的n量增加，冷鍛性降低，因此使其上限為0.020％以下。n量的優(yōu)選的上限為0.010％以下，更優(yōu)選的上限為0.008％以下。
從ti：0.02～0.10％和nb：0.02～0.10％所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種
ti和nb與n形成氮化物，在使晶粒微細(xì)化方面是有效的元素。另外，形成ti和nb的氮化物，而b的氮化物便難以形成，游離的b增加，從而鋼的淬火性提高。為了有效地發(fā)揮這些效果，需要使ti和nb的至少一種含有0.02％以上。ti量和nb量的優(yōu)選的下限均為0.03％以上，更優(yōu)選的下限為0.04％以上。另一方面，若ti含量和nb含量變得過剩，則形成粗大的碳氮化物，冷鍛性和抗延遲斷裂性劣化。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使其上限均為0.10％以下。ti量和nb量的優(yōu)選的上限均為0.08％以下，更優(yōu)選的上限為0.06％以下。
本發(fā)明的螺栓用鋼的基本成分如上所述，余量實(shí)質(zhì)上是鐵。但是，當(dāng)然允許因根據(jù)原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而混入的不可避免的雜質(zhì)包含在鋼中。
另外本發(fā)明的螺栓用鋼中，根據(jù)需要含有以下的元素也有效。
(a)從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％以下所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種以上
cu、ni和sn在使鋼的耐腐蝕性提高，并且在使抗延遲斷裂性提高上是有效的元素。這些元素隨著其含量增加而該效果增大，若各個(gè)元素變得過剩，則發(fā)生下述這樣的問題。即，若cu含量變得過剩，則上述效果飽和，并且熱延性降低，鋼的生產(chǎn)率降低。另外，也招致冷鍛性的降低和韌性的降低。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使cu含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.5％以下。cu量的更優(yōu)選的上限為0.4％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.35％以下。
另外，若ni含量變得過剩，則上述效果飽和，招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使ni含有時(shí)的上限優(yōu)選為1.0％以下。ni量的更優(yōu)選的上限為0.8％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.7％以下。
此外，若sn含量變得過剩，則上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使sn含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.5％以下。sn量的更優(yōu)選的上限為0.4％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.3％以下。
還有，為了發(fā)揮上述的效果，cu含量的下限優(yōu)選的0.03％以上。cu量的更優(yōu)選的下限為0.1％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.15％以上。另外，含有ni時(shí)的優(yōu)選的下限為0.1％以上，更優(yōu)選的下限為0.2％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.3％以上。關(guān)于sn，優(yōu)選的下限為0.03％以上，更優(yōu)選的下限為0.1％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.15％以上。
(b)mo：高于0％并在1.5％以下
mo是提高鋼的強(qiáng)度，并且在鋼中形成微細(xì)的析出物，對于提高抗延遲斷裂性是有效的元素。這些效果隨著其含量增加而增大，但若mo含量變得過剩，則使制造成本劣化，因此其上限優(yōu)選為1.5％以下。mo量的更優(yōu)選的上限為1.2％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為1.1％以下。還有，為了發(fā)揮上述的效果，使mo含有時(shí)的下限優(yōu)選為0.03％以上。mo量的更優(yōu)選的下限為0.10％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.15％以上。
(c)從v：高于0％并在0.5％以下、w：高于0％并在0.5％以下、zr：高于0％并在0.3％以下、mg：高于0％并在0.01％以下和ca：高于0％并在0.01％以下所構(gòu)成的群中選擇的一種或兩種以上
v、w、zr、mg和ca形成碳氮化物，防止淬火加熱時(shí)的奧氏體晶粒的粗大化，使韌性延展性提高，對于提高抗延遲斷裂性有效。這些元素隨著其含量增加而該效果增大，但若各個(gè)元素變得過剩，則下述這樣的問題發(fā)生。即，若v含量變得過剩，則上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使v含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.5％以下。v量的更優(yōu)選的上限為0.3％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.2％以下。
若w含量變得過剩，則上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使w含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.5％以下。w量的更優(yōu)選的上限為0.3％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.2％以下。
另外若zr含量變得過剩，上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使zr含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.3％以下。zr量的更優(yōu)選的上限為0.2％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.1％以下。
若mg含量變得過剩，則上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使mg含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.01％以下。mg量的更優(yōu)選的上限為0.007％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.005％以下。
若ca含量變得過剩，則上述效果飽和而招致制造成本的增加。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，使ca含有時(shí)的上限優(yōu)選為0.01％以下。ca量的更優(yōu)選的上限為0.007％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的上限為0.005％以下。
還有，為了發(fā)揮上述的效果，v含量的下限優(yōu)選為0.01％以上。v量的更優(yōu)選的下限為0.03％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％以上。
使w含有時(shí)的優(yōu)選的下限為0.01％以上，更優(yōu)選的下限為0.03％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％以上。
使zr含有時(shí)的優(yōu)選的下限為0.01％以上，更優(yōu)選的下限為0.03％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.05％以上。
使mg含有時(shí)的優(yōu)選的下限為0.0003％以上，更優(yōu)選的下限為0.0005％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.001％以上。
使caを含有時(shí)的優(yōu)選的下限為0.0003％以上，更優(yōu)選的下限為0.0005％以上，進(jìn)一步優(yōu)選的下限為0.001％以上。
具有上述的化學(xué)成分組成的螺栓用鋼，在軋制前的鋼坯再加熱時(shí)，加熱到950℃以上(以下，將該溫度稱為“鋼坯再加熱溫度”)，在800～1000℃的溫度域終軋成線材或棒鋼形狀之后，以3℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻至600℃以下的溫度，由此軋制后的組織基本上成為鐵素體和珠光體的混合組織。對于上述條件進(jìn)行說明。但是，本發(fā)明的螺栓用鋼，軋制后的組織不需要一定是鐵素體和珠光體的混合組織。
鋼坯再加熱溫度：950℃以上
在鋼坯再加熱中，需要使對于晶粒微細(xì)化有效的ti或nb的碳化物、氮化物和碳氮化物(以下，將稱稱為“碳·氮化物”)固溶于奧氏體，為此優(yōu)選使鋼坯的再加熱溫度達(dá)到950℃以上。若該溫度低于950℃，則碳·氮化物的固溶不充分，在后面的熱軋中難以生成微細(xì)的ti和nb的碳·氮化物，淬火時(shí)的晶粒微細(xì)化的效果減小。該溫度更優(yōu)選為1000℃以上。但是，若鋼坯的再加熱溫度高于1400℃，則接近鋼的熔化溫度，因此再加熱溫度優(yōu)選為1400℃以下，更優(yōu)選為1300℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1250℃以下。
終軋溫度：800～1000℃
在軋制中，需要使鋼坯再加熱時(shí)固溶的ti、nb作為微細(xì)的碳·氮化物在鋼中析出。為此，優(yōu)選使終軋溫度為1000℃以下。終軋溫度更優(yōu)選為950℃以下。若終軋溫度比1000℃高，則ti和nb的碳·氮化物難以析出，因此淬火時(shí)的晶粒微細(xì)化的效果減小。
另一方面，若終軋溫度過低，則軋制載荷的增加和表面?zhèn)鄣陌l(fā)生增多，是不現(xiàn)實(shí)的，因此其下限優(yōu)選為800℃以上。終軋溫度更優(yōu)選為850℃以上。在此，終軋溫度為可由最終軋制道次前或軋輥群前的放射溫度計(jì)進(jìn)行測量的表面的平均溫度。
終軋后的平均冷卻速度：3℃/秒以下
在終軋后的冷卻中，為了使后面的螺栓加工中的成形性提高，優(yōu)選使組織為鐵素體+珠光體的混合組織。為此，使終軋后的平均冷卻速度為3℃/秒以下，優(yōu)選以該冷卻速度至少冷卻至600℃。若平均冷卻速度比3℃/秒快速，則貝氏體和馬氏體生成，因此螺栓成形性大幅劣化。平均冷卻速度更優(yōu)選為2℃/秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1℃/秒以下。
在本發(fā)明的螺栓用鋼中，熱軋時(shí)生成貝氏體和馬氏體時(shí)，也可以實(shí)施球化退火處理。
成形加工成螺栓形狀之后，進(jìn)行淬火和回火處理，通過使組織成為回火馬氏體，能夠確保規(guī)定的抗拉強(qiáng)度，并且具有優(yōu)異的抗延遲斷裂性。這時(shí)的淬火和回火處理的適當(dāng)條件如下述。
在淬火時(shí)的加熱中，為了穩(wěn)定地進(jìn)行奧氏體化處理，優(yōu)選使加熱溫度(以下，將該溫度稱為“淬火溫度”)為850℃以上。但是，若以高于950℃的高溫加熱，則ti和nb的碳·氮化物熔化，導(dǎo)致釘扎效應(yīng)減少，晶粒粗大化，存在抗延遲斷裂性劣化的情況。因此，為了防止晶粒粗大化，優(yōu)選淬火溫度為950℃以下。還有，淬火溫度的更優(yōu)選的上限為930℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為920℃以下。另外，淬火溫度的更優(yōu)選的下限為870℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為880℃以上。
經(jīng)過了淬火的狀態(tài)下的螺栓，韌性和延展性低，直接在這樣的狀態(tài)下無法耐受作為螺栓制品使用，因此需要實(shí)施回火處理。為此，至少以300℃以上的溫度進(jìn)行回火處理才有效。
另外，由本發(fā)明得到的螺栓，在表面具有氮化處理層，但是，通過使螺栓軸部的奧氏體結(jié)晶晶界上析出的厚度為50nm以上的析出物的比例為60％以下，則能夠進(jìn)一步提高抗延遲斷裂性。即，在下述(1)式中，設(shè)左邊的值，即(l/l0)×100的值為g值(％)時(shí)，該g值為60％以下。具有上述這樣的化學(xué)成分組成，并滿足下述(1)式的關(guān)系的螺栓，抗延遲斷裂性優(yōu)異。該g值更優(yōu)選為50％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為40％以下。g值的下限越低越優(yōu)選，但通常煙10％以上。還有，在螺栓軸部的奧氏體結(jié)晶晶界上之析出的“析出物”，主要是滲碳體，但不限于此，也可包括含有cr、ti、nb、al、v等的碳化物和碳氮化物等。
(l/l0)×100≤60…(1)
但是，l：表示在奧氏體結(jié)晶晶界析出的厚度為50nm以上的析出物的合計(jì)長度，l0：表示奧氏體結(jié)晶晶界的長度。
另外為了減少奧氏體結(jié)晶晶界上的析出物，重要的是回火溫度，通過使回火溫度為下述(2)式所表示的溫度t(℃)以下，能夠使g值達(dá)到60％以下。但是，ln表示自然對數(shù)，[si]表示鋼中的以質(zhì)量％計(jì)的si含量。
t(℃)＝68.2×ln[si]+480…(2)
以上述這樣的條件進(jìn)行了淬火和回火的螺栓，其奧氏體晶粒(即，舊奧氏體晶粒)越微細(xì)化，抗延遲斷裂性越提高，因此優(yōu)選。從這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，螺栓軸部的奧氏體晶粒，優(yōu)選jisg0551(2006)所規(guī)定的晶粒度號為8以上。該晶粒度號更優(yōu)選為9以上，進(jìn)一步優(yōu)選為10以上。
本申請基于2014年9月30日申請的日本國專利申請第2014－201945號主張優(yōu)先權(quán)。上述日本國專利申請第2014－201945號的說明書的全部內(nèi)容在本申請中為了參考而援引。
實(shí)施例
以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前述、后述的宗旨的范圍內(nèi)當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。
熔煉下述表1、2所示的化學(xué)成分組成的鋼種a～l、a1～r1的鋼材后，以鋼坯再加熱溫度：1000℃、終軋溫度：850℃的條件進(jìn)行軋制，成為直徑：
[表1]
[表2]
由得到的鋼線，使用多段成型設(shè)備，通過冷鐓制作m12mm×1.25pmm，長度：100mml的凸緣螺栓。還有，m意思是軸部的直徑，p意思是螺距。然后，根據(jù)凸緣部有無裂紋來評價(jià)冷鍛性。在沒有裂紋發(fā)生時(shí)冷鍛性評價(jià)為ok，在發(fā)生裂紋時(shí)評價(jià)為ng。
其后，以下述表3、4所示的條件實(shí)施淬火和回火。關(guān)于其他的淬火回火條件，淬火的加熱時(shí)間：20分鐘，淬火的爐內(nèi)氣氛：大氣，淬火的冷卻條件：油冷25℃，回火的加熱時(shí)間：45分鐘。
對于進(jìn)行了淬火和回火的螺栓，按照以下的要領(lǐng)，評價(jià)軸部的晶粒度、抗拉強(qiáng)度、耐腐蝕性、抗延遲斷裂性和g值。
(1)奧氏體晶粒度的測量
以相對于螺栓的軸為垂直的斷面切斷螺栓的軸部后，對于設(shè)軸部的直徑為d時(shí)的d/4位置的任意的0.039mm2的區(qū)域，以光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察(倍率：400倍)，遵循jisg0551(2006)中規(guī)定的“鋼－晶粒度的顯微鏡試驗(yàn)方法”，測量舊奧氏體晶粒度號。相對于螺栓的軸垂直的斷面，以下稱為“橫斷面”。測量在4個(gè)視野中進(jìn)行，將其平均值作為奧氏體晶粒度號。還有，關(guān)于冷鍛性不合格的，不進(jìn)行該測量。
(2)抗拉強(qiáng)度的測量
螺栓的抗拉強(qiáng)度，遵循jisb1051(2009)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)而求得，抗拉強(qiáng)度為1100mpa以上的為合格。還有，關(guān)于冷鍛性不合格的，不進(jìn)行這一測量。
(3)耐腐蝕性的評價(jià)
耐腐蝕性，根據(jù)在15％hcl水溶液中浸漬螺栓30分鐘時(shí)的浸漬前后的腐蝕減量(質(zhì)量％)進(jìn)行評價(jià)。該腐蝕減量低于0.05質(zhì)量％的評價(jià)為合格。還有，冷鍛性不合格的，或抗拉強(qiáng)度低于1100mpa的，不進(jìn)行這一評價(jià)。
腐蝕減量＝[(酸浸漬前的質(zhì)量－酸浸漬后的質(zhì)量)/酸浸漬前的質(zhì)量]×100
(4)抗延遲斷裂性的評價(jià)
抗延遲斷裂性通過如下方式評價(jià)，即，將螺栓瞄準(zhǔn)屈服點(diǎn)而緊固在夾具上之后，(a)連同夾具一起浸漬到1％hcl中15分鐘，(b)在大氣中曝露24小時(shí)，(c)確認(rèn)有無斷裂，以此作為1個(gè)循環(huán)，將其重復(fù)10個(gè)周期而進(jìn)行評價(jià)。螺栓針對1個(gè)水準(zhǔn)各評價(jià)10根，1根都未斷裂的為ok，有1根斷裂的便為ng。還有，冷鍛性不合格的，或抗拉強(qiáng)度低于1100mpa的，則不進(jìn)行這一評價(jià)。
(5)g值的測量
對于螺栓，如下述這樣進(jìn)行在奧氏體結(jié)晶晶界析出的析出物的觀察。
析出物的觀察
在奧氏體結(jié)晶晶界析出的析出物的觀察，是以橫斷面切斷上述螺栓的軸部后，通過聚焦離子束加工裝置(fib：focusedionbeamprocess，日立制作所制：商品名“fb－2000a”)制作薄膜試驗(yàn)片。接著，使用透射型電子顯微鏡(日立制作所制：商品名“fems－2100f”)對于每1個(gè)試料，以倍率：15萬倍各拍攝3張奧氏體結(jié)晶晶界，通過圖像分析，計(jì)算在結(jié)晶晶界析出的析出物的長度和厚度。還有，析出物的長度，意思是相對于奧氏體結(jié)晶晶界為平行方向的長度。析出物的厚度，意思是相對于奧氏體結(jié)晶晶界為垂直方向的長度。
而后，用合計(jì)在奧氏體結(jié)晶晶界析出的厚度為50nm以上的析出物的長度而計(jì)算出的合計(jì)長度(l)，除以奧氏體結(jié)晶晶界的長度(l0)，通過以百分率表示，從而求得奧氏體晶界上的析出物的占有率(g值)。對于3張照片分別求得g值(％)，將其平均值記述在下述表3、4中。
這些結(jié)果與淬火和回火條件、由前述(2)式求得的t(℃)一起，一并記述在下述表3、4中。
[表3]
[表4]
由這些結(jié)果，能夠進(jìn)行如下考察。試驗(yàn)no.1～14是滿足本發(fā)明中規(guī)定的要件的發(fā)明例，可知冷鍛性優(yōu)異，強(qiáng)度高，并且發(fā)揮著優(yōu)異的抗延遲斷裂性。
相對于此，試驗(yàn)no.15～33是不滿足本發(fā)明所規(guī)定的某一要件的例子，某種特性劣化。即，試驗(yàn)no.15其回火溫度高，g值變大，抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.16使用的是c含量少的鋼種a1，不能確保抗拉強(qiáng)度在1100mpa以上。
試驗(yàn)no.17使用的是c含量過多的鋼種b1，韌性延展性降低，抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.18使用的是si含量少的鋼種c1，粗大的析出物大量析出而g值變大，并且抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.19使用的是si含量多的鋼種d1，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.20使用的是mn含量少的鋼種e1，硫化鐵(fes)大量生成，抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.21使用的是mn含量多的鋼種f1，韌性延展性降低，抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.22使用的是p含量多的鋼種g1，在結(jié)晶晶界上稠化，韌性延展性降低，使抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.23使用的是s含量多的鋼種h1，與試驗(yàn)no.22的情況同樣在結(jié)晶晶界上稠化，韌性延展性降低，使抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.24使用的是cr含量少的鋼種i1，耐腐蝕性降低，并且抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.25使用的是cr含量多的鋼種j1，粗大的析出物生成，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.26、28使用的是不含ti和nb的鋼種k1或鋼種m1，晶粒均粗大化，抗延遲斷裂性劣化。
試驗(yàn)no.27使用的是ti含量多的鋼種l1，粗大的碳氮化物生成，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.29使用的是nb含量多的鋼種n1，粗大的碳氮化物生成，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.30用的是不含al的鋼種o1，軋制時(shí)鐵素體晶粒粗大化，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.31用的是al含量多的鋼種p1，粗大的氮化物生成，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.32用的是n含量少的鋼種q1，氮化物未充分形成，可預(yù)想到晶粒粗大化，冷鍛性劣化。
試驗(yàn)no.33用的是n含量多的鋼種r1，可預(yù)想到固溶狀態(tài)的n量增加，冷鍛性劣化。