CN120826486A

CN120826486A - 螺栓

Info

Publication number: CN120826486A
Application number: CN202480018283.4A
Authority: CN
Inventors: 新贝康晴; 小此木真; 平上大辅; 根石丰
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2023-03-15
Filing date: 2024-03-14
Publication date: 2025-10-21
Also published as: JP7773102B2; WO2024190874A1; JPWO2024190874A1; KR20250149785A

Abstract

该螺栓具有规定的化学组成，将轴部直径设为D，在D/4位置处的金属组织的95%以上为硬质组织，螺栓头部与所述轴部的连接部的轴部中心处的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从所述连接部的表面起朝向轴部的中心轴线深度500μm为止的区域中的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下，拉伸强度为800~1700MPa。

Description

螺栓

技术领域

本发明涉及螺栓。本发明所涉及的螺栓特别涉及非调质螺栓。

本申请基于2023年3月15日向日本申请的日本特愿2023-041287号主张优先权，在此援引其内容。

背景技术

在车辆等各种机械、土木/建筑领域中，从轻量化、小型化、成本降低等观点出发，使用具有800MPa以上的拉伸强度的高强度螺栓。然而，通常已知在高强度螺栓中容易产生氢脆，为了实现螺栓的高强度化，需要与强度一起提高耐氢脆特性。

作为提高高强度螺栓这样的高强度部件的耐氢脆特性的方法，已知有将组织制成珠光体组织、贝氏体组织，通过拉丝加工来强化组织的方法，迄今为止提出了很多方案(例如，专利文献1~5)。

然而，为了进一步实现的空间的效率化，期望螺栓的进一步高强度化，特别是为了应对非调质螺栓的高强度化，仅凭现有技术可能不充分。

作为制造拉伸强度为800MPa以上的高强度螺栓的方法，例如有如下方法：将添加了Cr、Mo、V等合金元素的合金钢的钢丝成型为规定的形状之后，通过进行淬火回火处理来制造高强度螺栓。然而，在该方法中，花费热处理成本，在制造成本方面是不利的。

另一方面，为了降低制造成本，公知有如下方法：省略成型后的淬火回火，对通过急速冷却、析出强化等提高了强度的线材施加拉丝加工，从而制造赋予了规定的强度的高强度螺栓。通过该方法制造出的螺栓被称为非调质螺栓。

例如，在对拉丝加工珠光体组织或贝氏体组织而强化的钢丝进行冷加工而制造出的非调质螺栓中，由于在珠光体组织或贝氏体组织的内部的渗碳体相与铁素体相的界面捕捉氢，因此认为抑制氢向钢材内部的侵入，耐氢脆特性提高。然而，仅凭该技术不容易充分提高耐氢脆特性，期望进一步的提高。

作为非调质螺栓的制造方法，在专利文献6中记载了如下的螺栓的锻造方法：通过对棒状的金属材料进行预成型，形成按压侧鼓出的螺栓预成型材料，接着，将螺栓预成型材料的轴部体积成型为大于螺栓精加工成型材料的轴部体积。然而，即使是通过专利文献6的方法制造出的螺栓，耐氢脆特性也不充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-315348号公报

专利文献2：日本特开2001-348618号公报

专利文献3：日本特开2005-281860号公报

专利文献4：国际公开第2016/121820号

专利文献5：国际公开第2017/122830号

专利文献6：日本特开2007-136460号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明是鉴于上述情况而完成的，提供一种拉伸强度为800MPa~1700MPa、耐氢脆特性优异的螺栓。

用于解决技术问题的手段

本发明的主旨如下。

[1]一种螺栓，其化学组成按质量%计含有：

C：0.18~0.80%、

Si：0.01~1.50%、

Mn：0.50~2.00%、

Al：0.005~0.080%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Ti：0.005~0.100%、

B：0.0003~0.0050%、

N：0.0150%以下、

O：0.0100%以下、

剩余部分：由Fe和杂质构成，

在该螺栓中，

将轴部直径设为D，在D/4位置处的金属组织的95%以上为硬质组织，

螺栓头部与所述轴部的连接部的轴部中心处的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从所述连接部的表面起朝向轴部的中心轴线深度500μm为止的区域中的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下，拉伸强度为800~1700MPa。

[2]一种螺栓，其化学组成按质量%计含有：

C：0.18~0.80%、

Si：0.01~1.50%、

Mn：0.50~2.00%、

Al：0.005~0.080%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Ti：0.005~0.100%、

B：0.0003~0.0050%、

N：0.0150%以下、

O：0.0100%以下、

选自下述A组、B组和C组中的1种或2种以上、

剩余部分：由Fe和杂质构成，

在该螺栓中，

螺栓头部与所述轴部的连接部的轴部中心处的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从所述连接部的表面起朝向轴部的中心轴线深度500μm为止的区域中的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下，

拉伸强度为800~1700MPa。

[A组]选自Cr：1.50%以下、Mo：0.50%以下、Nb：0.050%以下、V：0.20%以下、W：0.20%以下中的1种或2种以上。

[B组]选自Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下中的1种或2种。

[C组]选自Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、Ce：0.020%以下、Sn：0.0400%以下中的1种或2种以上。

[3]根据[2]所述的螺栓，其具有按质量%计含有所述A组的化学组成。

[4]根据[2]所述的螺栓，其具有按质量%计含有所述B组的化学组成。

[5]根据[2]所述的螺栓，其具有按质量%计含有所述C组的化学组成。

发明效果

根据本发明，能够提供一种拉伸强度为800MPa~1700MPa、耐氢脆特性优异的螺栓。

附图说明

图1是对作为本发明的实施方式的螺栓的钢的硬质组织的面积率的测定位置进行说明的轴部的剖面示意图。

图2是表示作为本发明的实施方式的螺栓的变形例1的β_MAX/β_C的测定位置的图，是包含螺栓头部与轴部的连接部附近的轴部中心轴的剖面示意图。

图3是表示作为本发明的实施方式的螺栓的β_MAX/β_C的测定位置的图，是包含螺栓头部与轴部的连接部附近的轴部中心轴的剖面示意图。

图4是表示作为本发明的实施方式的螺栓的变形例2的β_MAX/β_C的测定位置的图，是包含螺栓头部与轴部的连接部附近的轴部中心轴的剖面示意图。

图5是对作为本发明的实施方式的螺栓的制造方法的工序1进行说明的工序图。

图6是对作为本发明的实施方式的螺栓的制造方法的工序2进行说明的工序图。

图7是对作为本发明的实施方式的螺栓的制造方法的工序3进行说明的工序图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式所涉及的螺栓详细地进行说明。

本发明的实施方式的螺栓的化学组成按质量%计含有：C：0.18~0.80%、Si：0.01~1.50%、Mn：0.50~2.00%、Al：0.005~0.080%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Ti：0.005~0.100%、B：0.0003~0.0050%、N：0.0150%以下、O：0.0100%以下、剩余部分：由Fe和杂质构成，在该螺栓中，将轴部直径设为D，在D/4位置处的金属组织的95%以上为硬质组织，螺栓头部与轴部的连接部的轴部中心处的铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从连接部的表面起朝向轴部的中心轴线的深度500μm为止的区域中的铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下，拉伸强度为800~1700MPa。

在进行了热处理的螺栓的情况下，在螺栓头部、螺栓头部与轴部的连接部周边，无论在哪个位置测定，铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽都不变(其中，在进行了热处理之后通过滚压形成螺纹部的螺栓的情况下，在螺纹部周边，铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽有时会变化)。本公开的螺栓由于加工的影响，铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽根据测定的位置而变化。

《化学组成》

以下，对本发明所涉及的实施方式的螺栓的钢的化学组成进行说明。在以下的说明中，化学组成的各元素的含量的“%”表示“质量%”。此外，使用“~”表示的数值范围意指包含在“~”的前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。另外，在“~”的前后记载的数值上附加“超过”或“低于”的情况下的数值范围意指不包含这些数值作为下限值或上限值的范围。

[C：0.18%~0.80%]

C是确保拉伸强度所需的必要的元素。在C含量低于0.18%的情况下，难以得到所希望的拉伸强度。因此，将C含量的下限设为0.18%以上。优选为0.20%以上。此外，在C含量超过0.80%的情况下，冷加工性劣化。因此，将C含量的上限设为0.80%以下。优选为0.75%以下。

[Si：0.01~1.50%]

Si(硅)是脱氧元素，并且是通过固溶强化提高拉伸强度的元素。在Si含量低于0.010%的情况下，Si的含有效果不会充分表现。因此，将Si含量的下限设为0.01%以上。优选为0.05%以上。此外，在Si含量超过1.50%的情况下，Si的含有效果饱和，并且热轧时的延展性劣化而容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将Si含量的上限设为1.50%以下。优选为1.00%以下。

[Mn：0.50~2.00%]

Mn(锰)是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高钢的拉伸强度的元素。在Mn含量低于0.50%的情况下，Mn的含有效果不会充分表现。因此，将Mn含量的下限设为0.50%以上。优选为0.60%以上。此外，在Mn含量超过2.00%的情况下，有时会局部地生成马氏体组织，冷加工性会劣化。因此，将Mn含量的上限设为2.00%以下。优选为1.50%以下。

[Al：0.005~0.080%]

Al(铝)是脱氧元素，并且是形成作为针扎粒子而发挥功能的AlN的元素。AlN使晶粒细粒化，由此提高冷加工性。此外，Al是具有降低固溶N来抑制动态应变时效的作用、以及提高耐氢脆特性的作用的元素。因此，将Al含量设为0.005%以上。优选为0.010%以上。此外，在Al含量超过0.080%的情况下，上述效果饱和，并且形成Al₂O₃等粗大的氧化物，有时会成为疲劳断裂的原因。因此，将Al含量的上限设为0.080%以下。优选为0.060%以下。

[P：0.030%以下]

P(磷)是不可避免地混入钢中的杂质元素，是在晶粒边界偏析而使耐氢脆特性劣化，并使冷加工性劣化的元素。本实施方式所涉及的螺栓无需含有P，因此P含量的下限值为0%。但是，从降低制造成本(脱磷成本)的观点出发，P含量可以超过0%，也可以为0.002%以上，还可以为0.005%以上。在P含量超过0.030%的情况下，耐氢脆特性的劣化和冷加工性的劣化变得显著。因此，P含量限制为0.030%以下。优选为0.015%以下。

[S：0.030%以下]

S(硫)与P同样，是不可避免地混入钢中的杂质元素，是在晶粒边界偏析而使耐氢脆特性劣化，并使冷加工性劣化的元素。因此，本实施方式所涉及的螺栓无需含有S，所以S含量的下限值为0%。但是，从降低制造成本(脱硫成本)的观点出发，S含量可以超过0%，也可以为0.002%以上，还可以为0.005%以上。在S含量超过0.030%的情况下，耐氢脆特性的劣化和冷加工性的劣化变得显著。因此，S含量限制为0.030%以下。优选为0.015%以下，更优选为0.010%以下。

[Ti：0.005~0.100%]

Ti(钛)是脱氧元素，并且是形成作为针扎粒子而发挥功能的TiN的元素。此外，Ti是具有降低固溶N来抑制动态应变时效的作用、以及提高耐氢脆特性的作用的元素。此外，具有抑制钢中的BN的生成的效果。在Ti含量低于0.005%的情况下，有时会发生动态应变时效引起的冷加工性的劣化、耐氢脆特性的劣化、钢中的BN的过量生成的情况。因此，将Ti含量的下限设为0.005%以上。优选为0.007%以上，更优选为0.0010%以上。另一方面，在Ti含量超过0.100%的情况下，上述效果饱和，并且在热轧时变得容易产生瑕疵。因此，将Ti含量设为0.100%以下。优选为0.080%以下，更优选为0.040%以下。

[B：0.0003~0.0050%]

B(硼素)是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高拉伸强度的元素。在B含量低于0.0003%的情况下，不促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)，在恒温相变处理时，有时会过量生成先共析铁素体组织、珠光体组织。因此，将B含量的下限设为0.0003%以上。优选为0.0005%以上，更优选为0.0007%以上。另一方面，若B含量超过0.0050%，则在钢中生成BN、Fe₂₃(BC)₆等，冷加工性有时会劣化。因此，将B含量设为0.0050%以下。优选为0.0030%以下。

[N：0.0150%以下]

N(氮)是因动态应变时效而使冷加工性劣化的元素。本实施方式所涉及的螺栓无需含有N，因此N含量的下限值为0%。但是，从降低制造成本(脱氮成本)的观点出发，N含量可以超过0%，也可以为0.0002%以上，还可以为0.0005%以上。在N含量超过0.0150%的情况下，动态应变时效引起的冷加工性的劣化显著。因此，将N含量限制为0.0150%以下。优选为0.0040%以下。

[O：0.0100%以下]

O(氧)是不可避免地混入钢中的杂质元素，在钢中作为Al和Ti等的氧化物而存在。本实施方式所涉及的螺栓无需含有O，因此O含量的下限值为0%。但是，从降低制造成本(脱氧成本)的观点出发，O含量可以超过0%，也可以为0.0002%以上，还可以为0.0005%以上。在O含量超过0.0100%的情况下，粗大的氧化物在钢中生成，容易产生疲劳断裂。因此，将O含量设为0.0100%以下。优选为0.0050%以下。

[剩余部分：Fe和杂质]

在本实施方式所涉及的螺栓的钢的化学组成中，除了上述各元素之外的剩余部分为Fe和杂质。这里，所谓杂质是指原材料中包含的成分或在制造的工序中混入的成分，指并非有意使钢含有的成分。

需要说明的是，本实施方式所涉及的螺栓的钢的化学组成也可以含有选自下述A组、B组和C组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。

[B组]选自Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下中的1种或2种。

关于[A组]

本实施方式所涉及的螺栓的钢的化学组成也可以按质量%计含有Cr、Mo、Nb、V、W中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高拉伸强度的元素。

[Cr：1.50%以下]

Cr(铬)为任选的元素，是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高钢的拉伸强度的元素。为了表现Cr的含有效果，更优选为0.02%以上，进一步优选为0.03%以上，进一步优选为0.05%以上，特别优选为0.10%以上。另一方面，在Cr含量超过1.50%的情况下，局部生成马氏体组织，有时冷加工性会劣化。因此，将Cr含量设为1.50%以下。优选为1.30%以下，更优选为1.00%以下。

[Mo：0.50%以下]

Mo(钼)为任选的元素，与Cr同样，是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高钢的拉伸强度的元素。为了表现Mo的含有效果，更优选为0.02%以上，进一步优选为0.03%以上，进一步优选为0.05%以上，特别优选为0.10%以上。另一方面，在Mo含量超过0.50%的情况下，局部生成马氏体，有时冷加工性会劣化。因此，将Mo含量设为0.50%以下。优选为0.40%以下，更优选为0.35%以下。

[Nb：0.050%以下]

Nb(铌)为任选的元素，是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高拉伸强度的元素。为了表现Nb的含有效果，优选为0.002%以上。另一方面，在Nb含量超过0.050%的情况下，钢的热轧延展性降低，在线材轧制时变得容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将Nb含量设为0.050%以下。优选为0.040%以下。

[V：0.20%以下]

V(钒)为任选的元素，是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高拉伸强度的元素。从得到这些效果的观点出发，V含量优选超过0%或为0.02%以上，更优选为0.04%以上。另一方面，在V含量超过0.20%的情况下，钢的热轧延展性降低，在线材轧制时变得容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将V含量设为0.20%以下。优选为0.15%以下。

[W：0.20%以下]

W(钨)为任选的元素，是促进向硬质组织的相变(贝氏体相变)、提高拉伸强度的元素。从得到这些效果的观点出发，W的含量优选超过0%或为0.02%以上，更优选为0.04%以上。另一方面，在W的含量超过0.20%的情况下，钢的热轧延展性降低，在线材轧制时变得容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将W的含量设为0.20%以下。优选为0.15%以下。

关于[B组]

此外，本实施方式所涉及的螺栓的钢的化学组成也可以含有Cu、Ni中的1种或2种来代替Fe的一部分。

[Cu：0.50%以下]

Cu(铜)为任选的元素，也可以在想要提高耐氢脆特性时含有。Cu可以超过0%，也可以为0.02%以上。另一方面，若Cu含量超过0.50%，则钢的热轧延展性降低，在线材轧制时变得容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将Cu含量设为0.50%以下。优选为0.35%以下。

[Ni：0.50%以下]

Ni(镍)为任选的元素。在含有Cu的情况下，也可以含有Ni以抑制Cu引起的钢材的热轧延展性的降低。Ni可以超过0%，也可以为0.02%以上。另一方面，若Ni含量超过0.50%，则钢的热轧延展性降低，在线材轧制时变得容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将Ni含量设为0.50%以下。优选为0.35%以下。

关于[C组]

此外，本实施方式所涉及的螺栓的钢的化学组成也可以含有Ca、Mg、Sn的1种或2种以上来代替Fe的一部分。

[Ca：0.0100%以下]

Ca(钙)为任选的元素。Ca为脱氧元素，具有将钢中的MnS的形状球状化，提高冷加工性、可切削性的效果，因此，在想要提高这些特性的情况下也可以含有。Ca可以超过0%，也可以为0.0002%以上，还可以为0.0005%以上。另一方面，若Ca含量超过0.0100%，则Ca类夹杂物容易混入钢中，有时冷加工性会降低。因此，将Ca含量设为0.0100%以下。优选为0.0050%以下。

[Mg：0.0100%以下]

Mg(镁)为任选的元素。Mg为脱氧元素，具有将钢材中的MnS的形状球状化，提高冷加工性、可切削性的效果，因此在想要提高这些特性的情况下也可以添加。Mg可以超过0%，也可以为0.0002%以上，还可以为0.0005%以上。另一方面，若Mg含量超过0.0100%，则Mg类夹杂物容易混入钢中，有时冷加工性会降低。因此，将Mg含量设为0.0100%以下。优选为0.0050%以下。

[Ce：0.020%以下]

Ce(铈)为任选的元素。Ce为脱氧元素，具有将钢材中的MnS的形状球状化，提高冷加工性、可切削性的效果，因此在想要提高这些特性的情况下也可以添加。Ce可以超过0%，也可以为0.002%以上，还可以为0.005%以上。另一方面，若Ce含量超过0.020%，则Ce类夹杂物容易混入钢中，冷加工性有时会降低。因此，将Ce含量设为0.020%以下。优选为0.015%以下。

[Sn：0.0400%以下]

Sn(锡)为任选的元素。Sn具有提高耐腐蚀性的效果，因此在想要提高耐腐蚀性的情况下也可以含有。Sn可以超过0%，也可以为0.0002%以上，还可以为0.0005%以上。另一方面，若Sn含量超过0.0400%，则钢的热轧延展性降低，在线材轧制时容易产生表面瑕疵。由于该表面瑕疵，有时冷加工性会降低。因此，将Sn含量设为0.0400%以下。优选为0.0200%以下。

《金属组织》

接下来，对金属组织进行说明。关于本实施方式所涉及的螺栓的钢的金属组织，在轴部的C截面(相对于轴部的中心轴垂直的截面)中，在将螺栓的轴部直径设为D的情况下从轴部表面起深度D/4位置处的金属组织的95%以上为硬质组织。

进而，关于本实施方式所涉及的螺栓，轴部中心处的铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从轴部表层起500μm为止的区域中的铁素体的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下。

(硬质组织)

硬质组织是过冷相变组织，是通过恒温相变处理得到的组织。在用扫描电子显微镜观察时，硬质组织被观察为包含碳化物相分散的铁素体相的组织。硬质组织有时也被称作贝氏体组织。硬质组织不具有作为碳化物相和铁素体相的层状组织的珠光体组织。此外，在本发明中硬质组织中不包含马氏体组织。

需要说明的是，在本实施方式的钢材的微观组织中，在将马氏体组织、先共析铁素体组织和珠光体组织以外的组织定义为“硬质组织”时，若微观组织中的硬质组织的面积率为95%以上，并且，螺栓的钢的拉伸强度为800~1700MPa，则该螺栓的钢的微观组织实质上为硬质组织。

硬质组织具有高强度和优异的加工性。由此，螺栓的钢的强度及冷加工性提高。本实施方式所涉及的螺栓的钢的金属组织在热轧后连续冷却后，进行恒温相变处理，因此，除了硬质组织以外，有时还包含先共析铁素体组织和珠光体组织。通过扫描电子显微镜的观察，先共析铁素体组织和珠光体组织被明确识别为硬质组织。在先共析铁素体组织和珠光体组织的面积率超过5%的情况下，金属组织变得不均匀，因此在锻造为螺栓的形状时容易产生裂纹。因此，期望先共析铁素体组织和珠光体组织为5%以下，进一步优选为1%以下，也可以为0%。此外，在马氏体组织包含在金属组织中的情况下，在锻造为螺栓的形状时容易产生裂纹。因此，在金属组织中不应含有马氏体组织。在扫描电子显微镜下，马氏体被观察为白色的组织，被明确识别为硬质组织。

(硬质组织的面积率的测定方法)

在本说明书中，硬质组织的面积率(%)指通过以下的步骤求出的值。

使用苦味醇(对100ml乙醇加入4g苦味酸的混合溶液)对螺栓的轴部的C截面(与螺栓轴方向垂直的截面)进行10秒的蚀刻，使金属组织显现出来。在难以判别组织的情况下，还可以追加10秒以内的蚀刻。

接着，如图1所示，从蚀刻后的轴部的C截面的轴部表面起深度D/4的位置(即，圆周状的位置)，沿圆周方向每隔90°选择4处观察位置，对于各个观察位置，使用FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜：Field Emission - Scanning Electron Microscope)拍摄倍率1000倍的SEM照片。

在得到的4张SEM照片中，以目视标记硬质组织以外的组织(先共析铁素体组织、珠光体组织)，通过图像解析求出硬质组织以外的组织相对于金属组织整体的面积率(%)。通过由100%减去所得到的硬质组织以外的组织的面积率(%)，能够得到硬质组织的面积率(%)。需要说明的是，将螺栓的轴部的C截面的位置设为从螺栓支承面起沿螺栓轴方向离开7mm的位置处的轴部的C截面。在未发现硬质组织以外的组织的情况下，可以将硬质组织的面积率设为100%。

(β_MAX/β_C)

在本实施方式所涉及的螺栓中，螺栓头部与轴部的连接部的轴部中心处的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽β_C、与从连接部的表面起朝向轴部的中心轴线的深度500μm为止的区域中的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C为1.50以下。本发明的发明人等为了提高螺栓的耐氢脆特性，进行了深入研究，其结果，发现了铁素体相的X射线衍射峰的半高宽与耐氢脆特性的相关性。更具体地，发现了当β_MAX/β_C为1.50以下时，螺栓的耐氢脆特性优异。

在β_MAX/β_C超过1.50的情况下，螺栓的耐氢脆特性不充分，容易产生由氢脆引起的断裂。优选为1.40以下，更优选为1.35以下。另一方面，β_MAX/β_C的下限没有特别规定，但从制造性的方面考虑，优选为0.50以上。此外，β_MAX/β_C的下限可以为0.70以上，也可以为0.80以上。

(X射线衍射峰的半高宽的测定位置及测定方法)

作为β_MAX/β_C的分母的半高宽β_C在螺栓头部与轴部的连接部的轴部中心处进行测定。此外，作为β_MAX/β_C的分子的β_MAX是在从螺栓头部与轴部的连接部的表面起朝向轴部的中心轴线深度500μm为止的区域的多个位置处测定X射线衍射峰的半高宽，并取其中的最大值。本实施方式所涉及的螺栓是所谓的非调质螺栓，在用于精加工成螺栓形状的冷加工时导入的应变残留在螺栓上。因此，根据测定位置，X射线衍射峰的半高宽可能较大地变化。在连接部处测定X射线衍射峰的半高宽之比的理由是因为发现了螺栓头部与轴部的连接部是容易受到应力集中的位置，容易成为氢脆所引起的延迟断裂的起点，通过控制该连接部的X射线衍射峰的半高宽之比，能够提高耐氢脆特性。以下，参照附图，对测定位置进行说明。

图2是对半高宽β_MAX和半高宽β_C的测定位置进行说明的剖面示意图。在图2中，示出了L截面(与螺栓轴方向平行的截面)，其是螺栓头部与轴部的连接部附近的截面，包含轴部的中心轴。

首先，在图2中，符号1是L截面中的螺栓的支承面的轮廓线，符号2是L截面中的圆筒部的轮廓线，符号3是螺栓头部与轴部的连接部的表面的轮廓线。需要说明的是，全螺纹螺栓的情况下的圆筒部的轮廓线呈不完全螺纹部的轮廓。螺栓头部的下表面的轮廓线1和轴部的表面的轮廓线2朝向相互交叉的方向。这里，所谓螺栓的支承面是指在紧固螺纹部件时直接受力的面的部分(其中，螺纹的侧(flank)面除外)。圆筒部是指位于外螺纹部件的头部与螺纹部之间的圆筒部分。在图2的例子中，轮廓线1与轴部的表面的轮廓线2大致正交，但如后述的另一例所示，不必一定正交。此外，由于螺栓头部的下表面和轴部的表面的连接部分呈微小的R面，因此连接部的表面的轮廓线3能够以连接在交叉方向上延伸的轮廓线1、2的方式近似表示为凹曲线。

这里，将螺栓头部的下表面的轮廓线1的延长线设为l_flg，将轴部的表面的轮廓线2的延长线设为l_axis，将延长线l_flg与延长线l_axis的交点设为A。

接下来，如图2所示，从交点A向连接部的表面的轮廓线3描绘线段，将线段与轮廓线3的交点设为O。从交点A向轮廓线3描绘的线段是与延长线l_flg所成的角为45°的线段。

接着，如图2所示，从交点O向轴部的中心轴线4延伸与延长线l_flg平行的延长线l_measure。将延长线l_measure与中心轴线4的交点设为C。

然后，如图2所示，将交点C设为半高宽β_C的测定位置。此外，如图2所示，将从交点O沿着延长线l_measure深度500μm为止的区域D设为半高宽β_MAX的测定区域。

如图2所示，如下那样对L截面进行镜面精加工，该L截面是螺栓头部与轴部的连接部附近的截面，是包含螺栓的中心轴的连接部的L截面。然后，在图2的交点C处进行X射线衍射测定，在交点C处测定与铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰的半高宽(半高宽意指FWHM：Full Width Half Maximum(半高全宽))。X射线衍射测定进行5次。将通过5次测定得到的5个半高宽的平均值设为半高宽β_C。

此外，如图2所示，从沿着延长线l_measure深度500μm为止的区域D中设定5点的测定位置。例如，将距离交点O 100μm、200μm、300μm、400μm、500μm的5点设为测定位置，在各测定位置处，测定与测定铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰的半高宽(半高宽意指FWHM：Full Width Half Maximum(半值全宽))。X射线衍射测定在各测定点处分别进行5次，将5次的平均设为各个测定位置处的半高宽。并且，将在5处测定位置得到的半高宽中最大的半高宽设为半高宽β_MAX。

然后，求出半高宽β_C与半高宽的最大值β_MAX之比β_MAX/β_C。

作为测定对象的铁素体相主要是指包含在硬质组织中的、具有体心立方结构的α-Fe。更详细地，是构成硬质组织的碳化物以外的部分(有时也称为贝氏体铁素体)。此外，与铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰是在下述条件下进行X射线衍射测定的情况下，在150~170°的范围内存在峰位置的X射线衍射峰。

通过X射线衍射测定得到的衍射曲线按下述步骤进行预处理。以下，以在X射线衍射测定的测定区间内不包含与铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰以外的X射线衍射峰为前提。

通过Savitsky-Golay的方法(A. Savitzky and M.J.E. Golay, Anal. Chem.,36(1964), p.1627-1639.)对所得到的衍射曲线进行平滑化处理。将平滑化点数(相当于Savitzky and Golay(1964)中的2m+1的值)设为7。

接着，使用X射线衍射测定的扫描起始角度和扫描结束角度处的强度，用直线连接测定起始角度与测定结束角度之间，并以该直线为背景从平滑化后的衍射曲线减去。对减去了背景后的衍射曲线应用Rachinger的方法(Rachinger, W. A., J. Sci. Instrum.,25(1948), p.254-255.)，从减去了背景的衍射曲线中的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰中除去与Kα₂线对应的X射线衍射峰。将与Kα₁线对应的X射线衍射峰和与Kα₂线对应的X射线衍射峰的强度比设为2：1。根据由以上步骤求出的衍射曲线，求出FWHM，将其设为该测定位置处的铁素体相的(211)面所对应的X射线衍射峰的半高宽。

需要说明的是，满足下述测定条件中除衍射装置以外的条件即可，因此X射线衍射装置也可以使用与Rigaku制同等的装置。

(X射线衍射的测定条件)

X射线衍射装置：Rigaku AutoMATE

X射线靶：CrKα

加速电压：40kV

加速电流：40mA

准直器直径：φ150μm

X射线扫描范围(扫描起始角度~扫描结束角度)：146°~165°

需要说明的是，在进行X射线衍射测定的情况下，可以如以下说明的那样对螺栓的轴部的L截面进行处理后进行测定。

具体而言，首先用＃400至＃1500的砂纸(碳化硅耐水研磨纸)来对螺栓的轴部的L截面进行湿式研磨。然后，通过用渗有金刚石悬浮液(将颗粒大小1~6μm的金刚石粉末分散在酒精等稀释液、纯水中而得的液体)的抛光布对试验片进行抛光，将试验片精加工为镜面。然后，通过胶体二氧化硅抛光除去试验片表层的加工变质层。然后，在从轴部中心和连接部的表面起500μm为止的区域内(例如从表层起100μm、200μm、300μm、400μm、500μm这5点)，测定与铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰的半高宽。

此外，在螺栓的轴部的表层存在电镀锌等涂层的情况下，不将涂层部分的表层作为测定的起点，而将钢基部分的表层作为测定的起点。此外，以在测定的起点处的X射线的照射区域(与准直器径直径相同的圆区域)内不包含钢基以外的区域的方式设定测定的起点。即，设定测定的起点，以使测定的起点处的X射线的照射区域外接于钢基部分的表层部分。

进一步地，作为螺栓的另一例，例如，如图3所示，有轴部的头部侧的端部呈锥形的螺栓。在图3中，符号1是L截面中的螺栓的支承面的轮廓线，符号2是L截面中的圆筒部的轮廓线，符号3是螺栓头部和轴部的连接部的表面的轮廓线。进而，在该例中，在轮廓线2、3之间，有设置于轴部的锥形的轮廓线2a。

螺栓头部的下表面的轮廓线1和锥形的轮廓线2a朝向相互交叉的方向。在图3中，轴部的锥形部分的轮廓线2a相对于轴部的轮廓线2倾斜锥形部分的量，此外，与轮廓线1不正交。此外，螺栓头部的下表面与轴部的表面的连接部分呈微小的R面，因此连接部的表面的轮廓线3以连接在交叉方向上延伸的轮廓线1、2a的方式近似表示为凹曲线。

这样，在具有锥形的螺栓的情况下，如图3所示，将螺栓头部的下表面的轮廓线1的延长线设为l_flg，将轴部的锥形部分的轮廓线2a的延长线设为l_axis，将延长线l_flg与延长线l_axis的交点设为A。接着，从交点A向轮廓线3描绘线段，将线段与轮廓线3的交点设为O。从交点A向轮廓线3描绘的线段是与延长线l_flg所成的角为45°的线段。接着，从交点O向轴部的中心轴线4延伸与延长线l_flg平行的延长线l_measure。将延长线l_measure与中心轴线4的交点设为C。然后，将交点C设为半高宽β_C的测定位置。此外，将从交点O起到沿着延长线l_measure深度500μm为止的区域D设为半高宽β_MAX的测定区域。

进而，如图4所示，作为螺栓的又一例，在轴部与头部的连接部分，有头部的下表面被切底(undercut)的螺栓。在图4中，符号1是L截面中的螺栓的支承面的轮廓线，符号2是L截面中的圆筒部的表面的轮廓线，符号3a是螺栓头部与轴部的连接部的表面的轮廓线。轮廓线3a呈被切底的形状的轮廓线。作为轴部的轮廓线2与切底形状的轮廓线3a的连接点的点B在图中位于比头部的下表面低的位置。此外，头部的下表面的轮廓线1和轴部的轮廓线2a朝向相互正交的方向。连接部的表面的轮廓线3a呈切底的形状，并以连接沿交叉方向延伸的轮廓线1、2a的方式近似表示为凹曲线。

这样，在具有切底的螺栓的情况下，如图4所示，将螺栓头部的下表面的轮廓线1的延长线设为l_flg，将轴部的轮廓线2的延长线设为l_axis，将延长线l_flg与延长线l_axis的交点设为A。接着，从交点A向轮廓线3a描绘线段，将线段与轮廓线3a的交点设为O。从交点A向轮廓线3a描绘的线段是与延长线l_flg所成的角为45°的线段。接着，从交点O向轴部的中心轴线4延伸与延长线l_flg平行的延长线l_measure。将延长线l_measure与中心轴线4的交点设为C。然后，将交点C设为半高宽β_C的测定位置。此外，将从交点O起到沿着延长线l_measure深度500μm为止的区域D设为半高宽β_MAX的测定区域。

《拉伸强度》

将本实施方式所涉及的螺栓的拉伸强度设为800~1700MPa的范围。本实施方式所涉及的螺栓虽然是拉伸强度为800MPa以上的螺栓，但具有优异的耐氢脆特性。此外，由于拉伸强度为1700MPa以下，因此螺栓的制造适应性优异。

在本说明书中，螺栓的钢的拉伸强度意指基于JIS B 1051:2014所述的试验方法测定到的值。

接下来，对本实施方式所涉及的螺栓的制造方法进行说明。本实施方式所涉及的螺栓包含制造线材及钢丝的阶段和根据得到的钢丝制造螺栓的阶段。

<线材及钢丝的制造>

加热与本发明的实施方式所涉及的螺栓具有相同化学组成的钢片，以终轧温度超过900℃的方式进行热轧。在热轧之后，以10℃/秒以上的平均冷却速度(从卷绕结束温度到500℃的温度区间中的冷却速度的时间算术平均值)对从卷绕结束温度到500℃的温度区间进行冷却。接着，进行恒温保持(恒温相变处理)，得到线材。

具体而言，在热轧后的卷取结束后，立即将线材浸渍在350~500℃的熔融盐槽中，直接进行恒温保持。从线材充分的温度保持和生产率的观点出发，将向熔融盐槽的浸渍时间设为5~150秒。需要说明的是，在熔融盐槽中保持规定时间后的冷却可以是水冷也可以是自然冷却。需要说明的是，作为浸渍槽，即使使用铅浴槽、流化床等设备而不是熔融盐槽，也能够得到同样的效果。

然后，通过进行拉丝加工，制造钢丝。此时，通过单一道次或多个道次进行拉丝，将总截面收缩率设为15~65%。

不管是通过单一道次还是多个道次进行拉丝，都将总截面收缩率设为15%以上。在总截面收缩率过低的情况下，有时耐氢脆特性会降低。此外，有时无法得到充分的拉伸强度。

不管是通过单一道次还是多个道次进行拉丝，在总截面收缩率过高的情况下，在由钢丝制造螺栓时(冷锻)都容易产生加工裂纹，因此将总截面收缩率设为65%以下。

需要说明的是，制造的钢丝的直径没有特别限定，只要根据本发明的实施方式所涉及的螺栓的尺寸选择适当的直径即可，例如也可以设为10.0mm以下。螺栓的轴部直径也同样可以设为10.0mm以下。

接着，通过对得到的钢丝进行冷加工(冷锻)，加工为螺栓的形状。冷锻工序包含剪切工序、前方挤出工序、螺栓头部预成型工序、螺栓头部精加工工序。参照图5~图7对各工序进行说明。

本实施方式所涉及的螺栓不限于通过下述制造方法制造出的螺栓，即使是通过下述制造方法以外的制造方法制造出的螺栓，只要化学组成、金属组织和X射线衍射峰的半高宽之比(比β_MAX/β_C)满足本发明的范围，就包含在本发明的螺栓中。

在剪切工序中，切断得到的钢丝，加工成具有必要的长度的板料。

在前方挤出工序中，如图5所示，通过对板料1实施前方挤出加工，对板料1的一部分进行缩径，作为挤出加工材料1a。在挤出加工材料1a的缩径部2(前方挤出加工部)中，包含相当于精加工成带凸缘六角螺栓的形状时的颈下部的部分。然后，经过螺栓头部预成型工序、螺栓头部精加工工序，将螺栓头部成型(工序1)。

将前方挤出工序中的截面收缩比R例如设为0.10以上即可。在将挤出加工材料1a的大径部3的截面积设为A₀、将挤出加工材料1a的缩径部2的截面积设为A₁时，截面收缩比R被定义为(A₀-A₁)/A₀。通过前方挤出工序，能够调节螺栓的应变分布，将螺栓头部与轴部的连接部处的X射线衍射峰的半高宽之比(比β_MAX/β_C)设为1.50以下。

在螺栓头部预成型工序中，如图6所示，通过对进行了前方挤出加工的挤出加工材料1a的大径部3(未实施前方挤出加工的部分)进行镦锻，形成具有接受了镦锻加工的大径部13的预成型材料1b。相对于挤出加工材料1a的大径部3，预成型材料1b的大径部13的外径扩大，并且大径部13的高度变小(工序2)。

在螺栓头部精加工工序中，如图7所示，将螺栓头部预成型工序后的预成型材料1b插入精加工成型模具孔型21中，通过冲头20进行镦锻，从而加工成最终的螺栓的形状。此时，通过在预成型材料1b的下方配置顶出件22，对预成型材料1b进行定位。在将预成型材料1b插入精加工成型模具孔型21时，配置为预成型材料1b的大径部13(镦锻加工部)的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a不接触(工序3)。需要说明的是，也可以在冲头20上形成与成型的螺栓头部形状对应的适当的模孔。例如，在对带凸缘六角螺栓进行成型的情况下，使用形成有六边形的模孔的冲头。

期望大径部13(镦锻加工部)的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a之间的距离为(ΔL)mm以上、(ΔL+r)mm以下。这里，ΔL能够通过下式来求出。

ΔL＝L2×[(S2/S1)-1]

在上式中，S1：预成型材料1b的轴部截面积、S2：螺栓头部精加工工序后的轴部截面积、L2：螺栓头部精加工工序后的轴部长度、r：螺栓头部精加工工序后的轴部半径。

在下端13a与上端21a的距离低于(ΔL)mm的情况下，X射线衍射峰的半高宽之比β_MAX/β_C可能超过1.50，在超过(ΔL+r)mm的情况下，在螺栓头部精加工工序中可能会产生屈曲(buckling)。因此，下端13a与上端21a的距离优选为(ΔL)mm以上、(ΔL+r)mm以下。

这样，通过涉及螺栓头部预成型工序及螺栓头部精加工工序，能够将螺栓头部与轴部的连接部处的X射线衍射峰的半高宽之比β_MAX/β_C设为1.50以下。

在冷锻工序之后，通过滚压在螺栓的轴部形成螺纹部。

本实施方式所涉及的螺栓即便保持原样也是高强度的，但为了提高屈服强度、屈强比、延展性等作为螺栓所需的其他机械特性，也可以在精加工成螺栓形状后在200~600℃下保持10~300分钟，然后进行冷却。需要说明的是，该热处理不相当于用于调质的热处理。

此外，为了防锈，也可以进行电镀锌等涂层处理。此外，在所述防锈涂层处理导致氢侵入螺栓中的情况下，作为用于将氢释放至螺栓外部的热处理，也可以在150~250℃下保持60~480分钟，然后进行冷却。需要说明的是，该热处理不相当于用于调质的热处理。

这样，在本实施方式中，对于具有本发明的化学组成的钢丝，通过按照所述这样的、剪切工序，前方挤出工序、螺栓头部预成型工序、螺栓头部精加工工序进行冷锻，成型为螺栓的形状，能够使螺栓头部与轴部的连接部处的X射线衍射峰的半高宽之比β_MAX/β_C为1.50以下，能够防止由氢脆导致的以连接部为起点的延迟断裂。

实施例

<螺栓的制造>

首先，使用表1A~表2B所示的化学组成的钢片，按如下步骤制造钢丝。在表1A~表2B中的各钢种的化学组成中，表1A~表2B所示的元素以外的剩余部分为Fe和杂质。需要说明的是，可以视为钢丝的化学组成与钢片的化学组成相同。其理由是因为，下面的步骤中包含的热轧、恒温相变处理、水冷、风冷、拉丝加工都不会对钢丝的化学组成产生影响。

[表1A]

[表1B]

[表2A]

[表2B]

在水准1~63、65~68下，对钢片实施表2所示的条件的热轧，以10℃/秒以上的平均冷却速度对从卷绕结束温度到500℃的温度区间进行冷却，得到表2所示的线材直径的线材。接着，通过依次实施恒温相变处理、水冷和表3A及表3B所示的条件的拉丝加工，得到钢丝。需要说明的是，所有水准均为通过单一道次进行拉丝的水准。

在水准64下，对钢片实施表3B所示的条件的热轧，不进行恒温相变处理而进行自然冷却。然后，通过实施表3B所示的条件的拉丝加工，得到钢丝。

接着，通过在表3A及表3B所示的条件下对各水准的钢丝进行冷加工(冷锻)，加工成公称直径为8.0mm或4.0mm的带凸缘六角螺栓的形状(JIS B1189:2015中规定的M8、M4带凸缘六角螺栓)。

表3A及表3B中的“锻造1”为进行以下说明的冷加工的条件。即，进行剪切工序、前方挤出工序、螺栓头部预成型工序及螺栓头部精加工工序。在剪切工序中，将钢丝切断作为板料。在前方挤出工序中，如图5所示，对板料1进行前方挤出加工，作为具有缩径部2及大径部3的挤出加工材料1a。将截面收缩比设为0.12。在螺栓头部预成型工序中，如图6所示，通过对挤出加工材料1a的大径部3进行镦锻，形成具有接受了镦锻加工的大径部13的预成型材料1b。在螺栓头部精加工工序中，如图7所示，将预成型材料1b插入精加工成型模具孔型21中，通过由形成有六边形的模孔的冲头20进行镦锻，加工为最终的带凸缘六角螺栓的形状。在加工时，配置为预成型材料1b的大径部13的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a不接触。将大径部13(镦锻加工部)的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a之间的距离设为0.45mm。需要说明的是，在“锻造1”中ΔL＝0.30mm。ΔL+r超过0.45mm。

表3A及表3B中的“锻造2”在螺栓头部精加工工序中配置为使预成型材料1b的大径部13的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a接触。即，大径部13(镦锻加工部)的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a之间的距离为0mm，低于ΔL。除此以外的条件与“锻造1”相同。

表3A及表3B中的“锻造3”除了前方挤出工序中的截面收缩比为0.11、螺栓头部精加工工序中的大径部13(镦锻加工部)的下端13a与精加工成型模具孔型21的上端21a之间的距离为0.42mm以外，进行与“锻造1”相同的冷加工。需要说明的是，在“锻造3”中ΔL＝0.41mm。ΔL+r超过0.42mm。

需要说明的是，可以视为螺栓的钢的化学组成与钢丝的化学组成相同。其理由是因为，所述冷加工(冷锻)及热处理不会对螺栓的钢的化学组成产生影响。即，可以视为螺栓的钢的化学组成与钢片的化学组成相同。

[表3A]

[表3B]

<螺栓中的测定>

对于各水准的螺栓，通过上述方法分别进行D/4位置处的硬质组织(贝氏体组织)的面积率的测定、D/4位置处的硬质组织(贝氏体组织)以外的剩余部分的确认、X射线衍射峰的半高宽的测定、拉伸强度的测定。

<X射线衍射峰的半高宽的测定>

对于各水准的螺栓，通过所述测定方法测定与铁素体相的(211)面对应的X射线衍射峰的半高宽与最大值β_MAX之比β_MAX/β_C。在半高宽的计算中，使用了X射线衍射装置(RigakuAutoMATE)中附带的软件。

<螺栓的拉伸强度的测定>

对于各水准的螺栓，通过所述测定方法测定拉伸强度。将拉伸试验时的十字头位移速度设为3.0mm/min。

<螺栓的耐氢脆特性的评价>

对于所得到的螺栓，通过以下的方法测定耐氢脆特性。首先，通过对螺栓进行电解充氢，使螺栓含有0.5ppm的扩散氢。电解充氢的方法基于ISO16573。接着，对样品实施镀Cd，以防止在试验中氢从机械部件释放至空气中。接着，在空气中，对螺栓施加该螺栓的最大拉伸负载的90%的负载，在该状态下保持100小时以上。

其结果，将经过100小时未发生断裂的情况判断为耐氢脆特性良好，将经过100小时时发生断裂的情况判断为耐氢脆特性不良。

将以上的结果示于表4A及表4B。

[表4A]

[表4B]

作为本发明的实施例的水准1~41的螺栓均具有良好的耐氢脆特性。

水准42~63的螺栓偏离了本发明的化学组成。因此，如下所示，水准42~63的螺栓不是满足拉伸强度、冷加工性及耐氢脆特性的螺栓。

水准42的螺栓的C的含量偏离了本发明的化学组成，因此偏离了本发明作为对象的螺栓的拉伸强度。

水准43的螺栓的C的含量偏离了本发明的化学组成，因此在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准44、48、49、51、52、53、56~63的螺栓的Si、Ti、B、N、O、Nb、V、Ce、Cu、Ca、Mg、Sn、W的含量偏离了本发明的化学组成，因此在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准50的螺栓的B的含量偏离了本发明的化学组成，因此距离轴部表面深度D/4位置处的硬质组织的面积率低于95%，成为硬质组织中混有铁素体的不均匀的组织，因此在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准45、54、55的螺栓的Mn、Cr、Mo的含量偏离了本发明的化学组成，因此，局部生成的马氏体导致在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准46、47的螺栓的P、S的含量偏离了本发明的化学组成，因此不具有充分的耐氢脆特性。

水准64的螺栓不进行恒温相变处理，而是自然冷却，因此距离轴部表面深度D/4位置处的硬质组织的面积率低于95%，在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准65的螺栓在恒温相变处理时向熔融盐槽的浸渍时间不充分，因此在恒温相变处理后的水冷处理中生成马氏体，在锻造时产生裂纹，无法进行拉伸强度及耐氢脆特性的评价。

水准66、67的螺栓在将预成型的螺栓插入精加工成型模具孔型时，进行工序设计为预成型的螺栓的膨胀部的下端与精加工成型模具孔型的上端接触的冷锻工序，因此X射线衍射峰的半高宽之比β_MAX/β_C超过1.50，不具有充分的耐氢脆特性。

水准68的螺栓的拉丝加工条件不是优选的条件，因此偏离了本发明的拉伸强度。

工业实用性

本公开的螺栓的拉伸强度为800MPa~1700MPa，耐氢脆特性优异，因此工业实用性较高。

Claims

1.一种螺栓，其化学组成按质量%计含有：

C：0.18~0.80%、

Si：0.01~1.50%、

Mn：0.50~2.00%、

Al：0.005~0.080%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Ti：0.005~0.100%、

B：0.0003~0.0050%、

N：0.0150%以下、

O：0.0100%以下、

剩余部分：由Fe和杂质构成，

在该螺栓中，

拉伸强度为800~1700MPa。

2.一种螺栓，其化学组成按质量%计含有：

C：0.18~0.80%、

Si：0.01~1.50%、

Mn：0.50~2.00%、

Al：0.005~0.080%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Ti：0.005~0.100%、

B：0.0003~0.0050%、

N：0.0150%以下、

O：0.0100%以下、

选自下述A组、B组和C组中的1种或2种以上、

剩余部分：由Fe和杂质构成，

在该螺栓中，

拉伸强度为800~1700MPa，

[A组]选自Cr：1.50%以下、Mo：0.50%以下、Nb：0.050%以下、V：0.20%以下、W：0.20%以下中的1种或2种以上，

[B组]选自Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下中的1种或2种，

3.根据权利要求2所述的螺栓，其具有按质量计含有所述A组的化学组成。

4.根据权利要求2所述的螺栓，其具有按质量计含有所述B组的化学组成。

5.根据权利要求2所述的螺栓，其具有按质量计含有所述C组的化学组成。