抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材、抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝、珠光体组织螺栓及它们的制造方法

摘要

本发明所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材具有规定的化学组成，其是通过热轧后直接实施恒温相变处理来制造的，将C含量以单位质量％计表示为[C]时，在上述线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域中，金属组织具有140×[C]面积％以上的珠光体组织，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述线材的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径为20μm以下，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述珠光体组织的平均层状间隔超过120nm且为200nm以下。

说明书

技术领域

本发明涉及耐氢脆化特性及冷加工性优异的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材、抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝、珠光体组织螺栓及它们的制造方法。

本申请基于2013年6月13日在日本申请的日本特愿2013-124740号主张优先权，将其内容援引于此。

背景技术

近年来，为了汽车的轻量化、节省空间化，对高强度螺栓的需求提高。以往，抗拉强度为950MPa以上的高强度螺栓是将SCM435、SCM440、SCr440等合金钢的钢丝成型为规定的形状后，实施淬火、回火而制造的。

但是，在高强度螺栓中，抗拉强度超过950MPa时，变得容易产生因氢脆化而引起的延迟断裂，高强度螺栓的使用受到制约。

作为防止氢脆化、改善高强度螺栓的耐延迟断裂特性(耐氢脆化特性)的方法，已知有将组织制成珠光体组织、并通过拉丝加工将组织强化的方法，迄今为止提出了许多方案(例如参见专利文献1～11)。

例如，在专利文献11中，公开了将组织制成珠光体组织、接着实施拉丝加工而得到的抗拉强度为1200N/mm²以上的高强度螺栓。在专利文献3中，公开了抗拉强度为1200MPa以上的高强度螺栓用的珠光体组织的线材。

认为：在将珠光体组织通过拉丝加工而强化的高强度螺栓中，由于珠光体组织在渗碳体与铁素体的界面捕捉氢，所以可抑制氢向钢材内部的侵入，耐氢脆化特性提高。

在抗拉强度为950MPa以上的高强度螺栓中，耐氢脆化特性通过将珠光体组织进行拉丝加工而有一定程度提高。但是，仅通过该方法无法充分地提高耐氢脆化特性，没有彻底解决。进而，改善耐氢脆化特性和冷加工性这两者的技术仍未建立。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭54-101743号公报

专利文献2：日本特开平11-315348号公报

专利文献3：日本特开平11-315349号公报

专利文献4：日本特开2000-144306号公报

专利文献5：日本特开2000-337332号公报

专利文献6：日本特开2001-348618号公报

专利文献7：日本特开2002-069579号公报

专利文献8：日本特开2003-193183号公报

专利文献9：日本特开2004-307929号公报

专利文献10：日本特开2005-281860号公报

专利文献11：日本特开2008-261027号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明鉴于现有技术的现状，课题是在抗拉强度为950～1600MPa的高强度螺栓中使耐氢脆化特性提高，其目的是提供解决该课题的珠光体组织螺栓、该螺栓用的冷加工性优异的钢丝、该钢丝制造用的冷加工性优异的线材及它们的制造方法。本发明中，高强度螺栓是指抗拉强度为950～1600MPa的螺栓。

用于解决问题的方法

为了对抗拉强度为950～1600MPa的高强度螺栓赋予优异的耐氢脆化特性，将机械部件、例如螺栓的表层组织制成珠光体组织、并且制成珠光体块沿拉丝方向伸长的组织是有效的。珠光体组织具有主要由渗碳体相构成的层(以下，有时简称为“渗碳体层”)与主要由铁素体相构成的层(以下，有时简称为“铁素体层”)的层叠结构。该层叠结构成为针对来自表层的氢侵入的阻力(耐氢脆化特性)。当珠光体块沿拉丝方向伸长时，由于珠光体组织的层状结构的方向变得均匀，所以耐氢脆化特性进一步提高。

另一方面，为了提高高强度螺栓用的钢丝的冷加工性，将钢丝软质化、且提高延展性是有效的。通常，由于若钢材的碳量变多则钢材的冷加工性发生劣化，所以为了得到良好的冷加工性，需要将C含量设为0.65质量％以下。但是，随着C含量的降低，变得容易生成初析铁素体与珠光体的二相组织。特别是在线材的表层中，通过脱碳而C含量进一步降低，容易生成初析铁素体。此外，在线材的表层中，由于冷却速度大，所以容易生成贝氏体组织。

初析铁素体与珠光体的二相组织的耐氢脆化特性、及贝氏体的耐氢脆化特性与珠光体的耐氢脆化特性相比显著地低。由于降低C含量时，变得容易生成初析铁素体与珠光体的二相组织及贝氏体，所以机械部件、例如螺栓的表层部的耐氢脆化特性发生劣化。此外，生成初析铁素体与珠光体的二相组织及贝氏体时，由于表层部的强度变得不均匀，所以在冷加工时变得容易产生裂纹。

本发明人们为了解决上述课题，对钢的成分组成及表层组织对于耐氢脆化特性及冷加工性造成的影响进行了详细调查。其结果是，本发明人们发现，若钢中含有As及Sb中的1种或2种，则在珠光体相变后的钢的表层组织中，初析铁素体组织及贝氏体组织的生成受到抑制。

即发现：通过使钢中含有As及Sb中的1种或2种，表层的组织得到改善，(i)螺栓成型时的冷加工性提高，及(ii)在成型后或热处理后的螺栓中，耐氢脆化特性提高。

本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下所述。

(1)本发明的一个方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材，其成分组成以质量％计含有C：0.35～0.65％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.30～0.90％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.050％、N：0.0060％以下、O：0.0030％以下、As及Sb中的1种或2种：合计为0.0005～0.0100％、Cr：0～0.20％、Cu：0～0.05％、Ni：0～0.05％、Ti：0～0.02％、Mo：0～0.10％、V：0～0.10％及Nb：0～0.02％，剩余部分包含Fe及杂质，其是通过在热轧后直接实施恒温相变处理来制造的，将C含量以单位质量％计表示为[C]时，在上述线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域中，金属组织具有140×[C]面积％以上的珠光体组织，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述线材的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径为20μm以下，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述珠光体组织的平均层状间隔超过120nm且为200nm以下。

(2)根据上述(1)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材，其中，上述成分组成可以以质量％计含有Cr：0.005～0.20％、Cu：0.005～0.05％、Ni：0.005～0.05％、Ti：0.001～0.02％、Mo：0.005～0.10％、V：0.005～0.10％及Nb：0.002～0.02％中的1种或2种以上。

(3)本发明的另一方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝是由上述(1)或(2)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材制造的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝，其中，金属组织在上述钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域中，具有140×[C]面积％以上的经拉丝加工的上述珠光体组织，在上述钢丝的从上述表面到深度为2.0mm为止的上述区域中，上述钢丝的纵截面中测定的上述珠光体块的平均长宽比AR为1.2以上且低于2.0，且上述钢丝的横截面中测定的上述珠光体块的上述平均块粒径为20/ARμm以下。

(4)本发明的又一方式的珠光体组织螺栓是由上述(3)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝制造的珠光体组织螺栓，其中，金属组织在上述珠光体组织螺栓的轴部的从表面到深度为2.0mm为止的区域中，具有140×[C]面积％以上的经拉丝加工的上述珠光体组织，在上述珠光体组织螺栓的上述轴部的从上述表面到深度为2.0mm为止的上述区域中，上述珠光体组织螺栓的纵截面中测定的上述珠光体块的上述平均长宽比AR为1.2以上且低于2.0，且上述珠光体组织螺栓的横截面中测定的上述珠光体块的上述平均块粒径为20/ARμm以下，上述珠光体组织螺栓的抗拉强度为950～1600MPa。

(5)根据上述(4)所述的珠光体组织螺栓，其可以是凸缘螺栓。

(6)本发明的再一方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材的制造方法，其具备以下工序：将钢坯加热至1000～1150℃的工序，上述钢坯的成分组成以质量％计含有C：0.35～0.65％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.30～0.90％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.05％、N：0.006％以下、O：0.003％以下、As及Sb中的1种或2种：合计为0.0005～0.010％、Cr：0～0.20％、Cu：0～0.05％、Ni：0～0.05％、Ti：0～0.02％、Mo：0～0.10％、V：0～0.10％及Nb：0～0.02％、剩余部分包含Fe及杂质；通过将上述钢坯在精轧温度为800～950℃下进行热轧而得到线材的工序；通过将800～950℃的上述线材直接在450～600℃的熔融盐槽中浸渍50秒以上来进行恒温相变处理的工序；和将上述线材从400℃以上水冷至300℃以下的工序。

(7)根据上述(6)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材的制造方法，其中，上述钢坯的成分组成可以以质量％计含有Cr：0.005～0.20％、Cu：0.005～0.05％、Ni：0.005～0.05％、Ti：0.001～0.02％、Mo：0.005～0.10％、V：0.005～0.10％及Nb：0.002～0.02％中的1种或2种以上。

(8)本发明的又一方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造方法，其具备以下工序：将上述(1)或(2)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材在室温下以总断面收缩率为10～55％进行拉丝加工的工序。

(9)本发明的再一方式的珠光体组织螺栓的制造方法，其具备以下工序：通过将上述(3)所述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝利用冷锻、或利用冷锻和滚轧而加工成螺栓形状来得到螺栓的工序；和将上述螺栓在100～400℃的温度范围内保持10～120分钟的工序。

(10)根据上述(9)所述的珠光体组织螺栓的制造方法，其中，上述螺栓形状可以是凸缘螺栓形状。

发明效果

根据本发明的上述方式，能够提供耐氢脆化特性优异的高强度珠光体组织螺栓、该螺栓用的冷加工性优异的钢丝、该钢丝制造用的冷加工性优异的线材及它们的制造方法。

附图说明

图1是表示高强度珠光体组织螺栓的制造方法的一个例子的流程图。

具体实施方式

本发明的一个实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材，其成分组成以质量％计含有C：0.35～0.65％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.30～0.90％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.05％、N：0.006％以下、O：0.003％以下、As及Sb中的1种或2种：合计为0.0005～0.0100％、Cr：0～0.20％、Cu：0～0.05％、Ni：0～0.05％、Ti：0～0.02％、Mo：0～0.10％、V：0～0.10％及Nb：0～0.02％，剩余部分包含Fe及杂质，其是通过热轧后直接实施恒温相变处理来制造的，将C含量以单位质量％计表示为[C]时，在上述线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域中，金属组织具有140×[C]面积％以上的珠光体组织，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述线材的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径为20μm以下，在上述线材的从上述表面到深度为4.5mm为止的上述区域中，上述珠光体组织的平均层状间隔超过120nm且为200nm以下。

本发明的另一实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝是由上述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材制造的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝，其中，金属组织在上述钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域中，具有140×[C]面积％以上的经拉丝加工的上述珠光体组织，在上述钢丝的从上述表面到深度为2.0mm为止的上述区域中，上述钢丝的纵截面中测定的上述珠光体块的平均长宽比AR为1.2以上且低于2.0，且上述钢丝的横截面中测定的上述珠光体块的上述平均块粒径为20/ARμm以下。

本发明的又一实施方式的珠光体组织螺栓是由上述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝制造的珠光体组织螺栓，其中，金属组织在上述珠光体组织螺栓的轴部的从表面到深度为2.0mm为止的区域中，具有140×[C]面积％以上的经拉丝加工的上述珠光体组织，在上述珠光体组织螺栓的上述轴部的从上述表面到深度为2.0mm为止的上述区域中，上述珠光体组织螺栓的纵截面中测定的上述珠光体块的上述平均长宽比AR为1.2以上且低于2.0，且上述珠光体组织螺栓的横截面中测定的上述珠光体块的上述平均块粒径为20/ARμm以下，抗拉强度为950～1600MPa。

首先，对本实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材(以下有时简称为“线材”)、本实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝(以下有时简称为“钢丝”)及本实施方式的珠光体组织螺栓(以下有时简称为“螺栓”)的成分组成进行说明。本实施方式的钢丝可以通过将本实施方式的线材进行拉丝加工来得到，本实施方式的螺栓可以通过将本实施方式的钢丝进行冷锻、或进行冷锻及滚轧来得到。拉丝加工、冷锻、及滚轧不会对钢的成分组成造成影响。因此，关于以下叙述的成分组成的说明对线材、钢丝、及螺栓中的任一者也符合。在以下的说明中，“％”是指“质量％”。另外，成分组成的剩余部分为Fe及杂质。另外，有时将线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域称为“线材的表层部”，有时将钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域称为“钢丝的表层部”，有时将螺栓的轴部的从表面到深度为2.0mm为止的区域称为“螺栓轴部的表层部”。

C：0.35～0.65％

C为确保抗拉强度所需要的元素。C含量低于0.35％时，难以得到950MPa以上的抗拉强度。优选C含量为0.40％以上。另一方面，C含量超过0.65％时，冷锻性发生劣化。优选为0.60％以下。

Si：0.15～0.35％

Si为脱氧元素、同时为通过固溶强化来提高抗拉强度的元素。Si含量低于0.15％时，添加效果不会充分体现出来。优选Si含量为0.18％以上。另一方面，Si含量超过0.35％时，添加效果饱和，同时热轧时的延展性发生劣化而变得容易产生伤痕。优选Si含量为0.28％以下。

Mn：0.30～0.90％

Mn为提高珠光体相变后的钢的抗拉强度的元素。Mn含量低于0.30％时，添加效果不会充分体现出来。优选Mn含量为0.40％以上。另一方面，Mn含量超过0.90％时，添加效果饱和，同时线材的恒温相变处理时的相变完成时间变长。由于相变完成时间变长，线材的表层部的珠光体组织的面积率低于140×[C]面积％，由此有氢脆特性及加工性发生劣化的可能性。进而，由于添加效果的饱和，制造成本不需要地增大。优选Mn含量为0.80％以下。

P：0.020％以下

P为在晶界中偏析而使耐氢脆化特性发生劣化，同时使冷加工性发生劣化的元素。P含量超过0.020％时，耐氢脆化特性的劣化及冷加工性的劣化变得显著。优选P含量为0.015％以下。由于本实施方式的线材、钢丝、及螺栓不需要含有P，所以P含量的下限值为0％。

S：0.020％以下

S与P同样地为在晶界中偏析而使耐氢脆化特性发生劣化，同时使冷加工性发生劣化的元素。在S含量超过0.020％的情况下，耐氢脆化特性的劣化及冷加工性的劣化变得显著。S含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。由于本实施方式的线材、钢丝、及螺栓不需要含有S，所以S含量的下限值为0％。

Al：0.010～0.050％

Al为脱氧元素，此外，为形成作为钉扎粒子发挥功能的AlN的元素。AlN使晶粒发生细粒化，由此提高冷加工性。此外，Al为具有减少固溶N来抑制动态应变时效的作用及提高耐氢脆化特性的作用的元素。Al含量低于0.010％时，不能得到上述的效果。Al含量优选为0.020％以上。Al含量超过0.050％时，上述的效果饱和，同时在热轧时变得容易产生伤痕。Al含量优选为0.040％以下。

N：0.0060％以下

N为有时通过动态应变时效使冷加工性发生劣化、进一步也使耐氢脆化特性发生劣化的元素。为了避免这样的不良影响，将N含量设为0.0060％以下。N含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。N含量的下限值为0％。

O：0.0030％以下

O在线材、钢丝及钢制部件、例如螺栓中以Al及Ti等的氧化物的形式存在。O含量超过0.0030％时，在钢中生成粗大的氧化物，容易产生疲劳断裂。O含量优选为0.0020％以下。O含量的下限值为0％。

As+Sb：0.0005～0.0100％

As及Sb在本实施方式的线材、本实施方式的钢丝及本实施方式的螺栓中为重要的元素。As及Sb均在线材的表层部中偏析来改善表层组织。具体而言，抑制线材的表层部中的初析铁素体组织及贝氏体组织的生成。由此，耐氢脆化性及冷加工性得到改善。因此，在本实施方式的线材、本实施方式的钢丝、及本实施方式的螺栓中，规定As及Sb中的1种或2种的含量的合计。

As及Sb中的1种或2种的含量的合计低于0.0005％时，不能得到上述的效果。即，该情况下，线材的表层部中的珠光体组织的面积率低于后述的下限值。另一方面，As及Sb中的1种或2种的含量的合计超过0.0100％时，As及Sb在晶界中过量地偏析，由此冷加工性发生劣化。As及Sb中的1种或2种的含量的合计优选为0.0008～0.005％。

As及Sb中的1种或2种改善表层组织的理由可以如以下那样推定。

As及Sb在线材、钢丝、及螺栓的晶界及表面偏析。(i)通过这些元素在表面偏析，表面中的脱碳得到抑制。此外，(ii)通过这些元素在晶界中偏析，来自晶界的铁素体及贝氏体的核生成得到抑制。通过铁素体及贝氏体的核生成的抑制，可以获得在线材、钢丝、及螺栓轴部的表层部中初析铁素体及贝氏体的生成得到抑制的组织。进而，合计为0.0005％以上的As及Sb在线材、钢丝、及螺栓的表层部中，将珠光体块微细化，且减小珠光体组织的平均层状间隔。

珠光体组织具有渗碳体层与铁素体层层叠而成的层状结构。对线材实施拉丝加工来制造钢丝时，通过渗碳体层和铁素体层沿拉丝方向被拉伸，可得到具有整齐的层状结构的珠光体组织。由于该层状结构防止来自表层的氢侵入，所以钢丝及螺栓的耐氢脆化特性提高。

当表层的强度不均匀时，在进行锻造等冷加工时，从强度低的部分产生裂纹。但是，通过含有As及Sb中的1种或2种，初析铁素体及贝氏体等低强度的组织的生成得到抑制。即，表层中的强度的不均匀被消除，由此冷加工性提高。

本实施方式的线材、本实施方式的钢丝及本实施方式的螺栓除了上述元素以外，还可以含有Cr、Cu、Ni、Ti、Mo、V及Nb中的任1种或2种以上。但是，即使在不含有这些元素的情况下，本实施方式的线材、本实施方式的钢丝及本实施方式的螺栓也具有足以解决课题的特性。因此，Cr、Cu、Ni、Ti、Mo、V及Nb的含量的下限值为0％。

Cr：0～0.20％

Cr为提高珠光体相变后的钢的抗拉强度的元素。Cr含量低于0.005％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Cr含量超过0.20％时，变得容易产生马氏体，由此冷加工性发生劣化。因而，含有Cr的情况下，Cr含量优选为0.005～0.20％，更优选为0.010～0.15％。

Cu：0～0.05％

Cu为通过析出固化而有助于强度的提高的元素。Cu含量低于0.005％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Cu含量超过0.05％时，产生晶界脆化，由此耐氢脆化特性发生劣化。因而，含有Cu的情况下，Cu含量优选为0.005～0.05％，更优选为0.010～0.03％。

Ni：0～0.05％

Ni为提高钢的韧性的元素。Ni含量低于0.005％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Ni含量超过0.05％时，变得容易产生马氏体，由此冷加工性发生劣化。因而，含有Ni的情况下，Ni含量优选为0.005～0.05％，更优选为0.01～0.03％。

Ti：0～0.02％

Ti为脱氧元素。此外，Ti使TiC析出，由此提高抗拉强度及屈服强度。此外，Ti减少固溶N量，由此提高冷加工性。Ti含量低于0.001％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Ti含量超过0.02％时，上述的效果饱和，同时耐氢脆化特性发生劣化。因而，含有Ti的情况下，Ti含量优选0.001～0.02％，更优选0.002～0.015％。

Mo：0～0.10％

Mo使碳化物(MoC或Mo₂C)析出，由此提高抗拉强度、屈服强度及屈服应力。此外，Mo为提高耐氢脆化特性的元素。Mo含量低于0.005％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Mo含量超过0.10％时，材料的成本大幅增加。因而，含有Mo的情况下，Mo含量优选为0.005～0.10％，更优选为0.01～0.08％。

V：0～0.10％

V使碳化物(VC)析出，由此提高抗拉强度、屈服强度及屈服应力。此外，V为有助于耐氢脆化特性的提高的元素。V含量低于0.005％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，V含量超过0.10％时，材料的成本大幅增加。因而，含有V的情况下，V含量优选为0.005～0.10％，更优选为0.010～0.08％。

Nb：0～0.02％

Nb使碳化物(NbC)析出，由此提高抗拉强度、屈服强度及屈服应力。Nb含量低于0.002％时，不会充分地得到上述的效果。另一方面，Nb含量超过0.02％时，上述的效果饱和。因而，含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.002～0.02％，更优选为0.005～0.01％。

接着，对本实施方式的线材、本实施方式的钢丝、及本实施方式的螺栓的金属组织进行说明。本实施方式的钢丝可以通过将本实施方式的线材进行拉丝加工来得到。本实施方式的螺栓可以通过将本实施方式的钢丝进行冷锻、或进行冷锻及滚轧来得到。拉丝加工对珠光体的形状造成影响。因此，以下分别对线材、钢丝、及螺栓各自的金属组织进行说明。

另外，冷锻及滚轧对支配螺栓的强度的螺栓轴部的金属组织造成的影响小。这是由于，对于螺栓轴部，受到冷锻及滚轧的加工量小。此外，拉丝加工对珠光体的面积率造成的影响也小。因此，本实施方式中不考虑这些影响。

[关于本实施方式的线材的金属组织]

(珠光体的面积率：在线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域中，为140×[C]面积％以上)

(从表面到深度为4.5mm为止的区域中的珠光体块的横截面中测定的平均块粒径：20μm以下)

(线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域中的珠光体组织的平均层状间隔：超过120nm且200nm以下)

本实施方式的线材通过在热轧后直接实施恒温相变处理来形成。本实施方式的线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域(线材的表层部)的金属组织具有140×[C]面积％以上的珠光体。[C]为线材的C含量(质量％)。线材的表层部的珠光体的面积率低于140×[C]面积％时，将该线材加工而得到的钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域(钢丝的表层部)、及螺栓的从表面到深度为2.0mm为止的区域(螺栓的表层部)的珠光体的面积率变得低于140×[C]面积％。该情况下，钢丝及螺栓的耐氢脆化特性发生劣化。除了珠光体以外，有在线材中含有贝氏体、初析铁素体、及马氏体等的情况，但只要线材的表层部的珠光体的含量为140×[C]面积％以上，则容许含有除珠光体以外的金属组织。另外，线材的表层部的珠光体面积率低于140×[C]面积％时，由于线材的表层部中含有的初析铁素体及贝氏体的量变多，所以由线材得到的螺栓的耐氢脆化特性降低。进而，线材的表层部的珠光体面积率低于140×[C]面积％时，由于线材的表层部的强度(抗拉强度、及硬度等)变得不均匀，所以在线材的冷加工时变得容易产生裂纹。线材的表层部的珠光体的含量优选为145×[C]面积％以上。另外，由于在线材的表层部中优选不含有除珠光体以外的金属组织，所以线材的表层部的珠光体的面积率的上限值为100面积％。

此外，在本实施方式的线材中，表层部中，横截面中测定的珠光体块的平均块粒径为20μm以下，珠光体组织的平均层状间隔超过120nm且为200nm以下。横截面是指与线材的长度方向垂直的面。

线材的表层部中的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径超过20μm时，线材的延展性变低，由此线材的冷加工性降低。进而，该情况下，将该线材进行拉丝加工而得到的钢丝的表层部和将钢丝进行加工而得到的螺栓的表层部的珠光体块粒径发生粗大化。此外，表层部的珠光体块发生粗大化的情况下，耐氢脆化特性降低。这是由于，氢具有在珠光体块晶界中发生偏析的倾向。线材的表层部的珠光体块发生粗大化的情况下，由于线材的表层部的珠光体块晶界的总面积减少，所以线材的表层部的氢捕捉能力(即，妨碍氢侵入到线材内部的能力)降低。优选线材的表层部的珠光体块的平均块粒径为15μm以下。另外，由于线材的表层部中的珠光体块的平均块粒径优选小，所以不需要规定其下限值。但是，若考虑制造设备的能力等，则难以将线材的表层部中的珠光体块的平均块粒径设为低于约5μm。

珠光体组织为多个铁素体层与渗碳体层以层状排列的组织。该多个渗碳体层彼此的间隔为层状间隔。在线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔为120nm以下的情况下，线材的变形阻力变高，由此线材的冷加工性发生劣化。另一方面，在线材的表层部中，为了使珠光体组织的平均层状间隔超过200nm，需要提高珠光体相变温度。但是，在提高珠光体相变温度的情况下，本实施方式的线材的生产率降低。优选线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔为125～180nm。

因而，在本实施方式的线材的表层部的珠光体组织中，将横截面中测定的珠光体块的平均块粒径设为20μm以下，且将珠光体组织的平均层状间隔设为超过120nm且200nm以下。

在本实施方式的线材中，规定珠光体块的平均块粒径及珠光体组织的平均层状间隔的区域为线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域(线材的表层部)。如后述那样，在制造本实施方式的钢丝时的、线材的拉丝加工时的总断面收缩率为10～55％。线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域在总断面收缩率为10～55％的拉丝加工后，该区域至少具有距离钢丝或螺栓的表面为2.0mm以上的深度。对于将本实施方式的线材进行拉丝加工而得到的钢丝，需要在该钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域(钢丝的表层部)中控制珠光体块的平均块粒径。线材中，通过规定线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域的珠光体的构成，在由该线材得到的钢丝中，可以使从表面到深度为2.0mm为止的区域的珠光体的构成适当。

本实施方式中，珠光体块晶界定义为珠光体中的铁素体的取向差为15度以上的相邻的2个珠光体的边界，珠光体块定义为被珠光体块晶界包围的区域，珠光体块的平均块粒径定义为珠光体块的当量圆直径的平均值。线材的表层部的珠光体块的平均块粒径通过首先使用EBSD装置，每隔45°地测定8处线材的横截面的距离表面为4.5mm的深度的珠光体块的当量圆直径的平均值，接着将8处的测定结果平均来得到。线材的表层部的平均层状间隔通过以下的步骤进行测定。首先，通过将线材的横截面用苦醛腐蚀溶液进行蚀刻来使珠光体组织现出，接着，对线材的距离表面为4.5mm的深度的珠光体组织每隔45°地对8处使用FE-SEM拍摄照片。照片拍摄时的倍率设为10000倍。在各照片的视野内的最小层状间隔部中，求出与2μm的线段垂直地交叉的层状数，通过直线交叉法求出层状间隔。然后，将8处的层状间隔的平均值作为平均层状间隔。本实施方式中，线材的表层部的珠光体的面积率通过以下的步骤求出。首先，使用苦醛腐蚀溶液对线材的横截面进行蚀刻而使组织现出。接着，在距离线材表面为4.5mm的深度的地方，对组织每隔45°地对8处使用FE-SEM拍摄照片。照片拍摄时的倍率设为1000倍。对照片中的非珠光体组织(铁素体、贝氏体、马氏体的各组织)通过目视进行标记，通过图像解析求出各组织的面积率。珠光体组织的面积率通过由观察视野整体减去各组织的面积来求出。

[关于本实施方式的钢丝的金属组织]

(珠光体的面积率：140×[C]％以上)

(从表面到深度为2.0mm为止的区域中的珠光体块的纵截面中测定的平均长宽比AR：1.2以上且低于2.0)

(从表面到深度为2.0mm为止的区域中的珠光体块的横截面中测定的平均块粒径：(20/AR)μm以下)

将本实施方式的线材进行拉丝加工而制造的本实施方式的钢丝的从表面到深度为2.0mm为止的区域(钢丝的表层部)中的珠光体的面积率为140×[C]％以上。对于本实施方式的线材，应用后述的拉丝加工的情况下，钢丝的表层部的面积率达到140×[C]％以上。本实施方式的钢丝的表层部的纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比(AR)为1.2～低于2.0，且横截面中测定的平均块粒径为(20/AR)μm以下。纵截面是指与钢丝的拉丝方向平行的截面。长宽比是指珠光体块的长轴的长度与短轴的长度的比、即“长轴的长度/短轴的长度”。钢丝的表层部的珠光体块的纵截面中测定的平均长宽比通过以下的步骤求出。首先，在线材的纵截面的距离表面为2.0mm的深度的位置，使用EBSP求出8处的平均长宽比。接着，以将各处的平均长宽比进一步平均而得到的值作为本实施方式中的平均长宽比。

为了对抗拉强度为950～1600MPa的高强度螺栓赋予优异的耐氢脆化特性，使作为螺栓的材料的钢丝的表层部的珠光体块沿拉丝方向伸长是有效的。珠光体组织具有渗碳体层与铁素体层的层叠结构。该层叠结构成为针对来自表层的氢侵入的阻力(耐氢脆化特性)。钢丝的表层部的珠光体块沿拉丝方向伸长的情况下，由于钢丝的表层部的珠光体组织的层状结构的方向变得均匀，所以耐氢脆化特性进一步提高。钢丝表层部的珠光体块的纵截面中测定的平均长宽比低于1.2时，以钢丝为材料制造的螺栓的表层部的珠光体块的纵截面中测定的平均长宽比变得低于1.2。该情况下，由于不能得到上述的效果，针对来自表面的氢侵入的阻力不会充分地提高，所以本实施方式的螺栓的耐氢脆化特性不会提高。另一方面，珠光体块的平均长宽比超过2.0时，由于拉丝应变增加，所以本实施方式的螺栓的生产率降低。

因而，在本实施方式的钢丝的表层部的珠光体组织中，纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比(AR)需要设为1.2～2.0，优选设为1.4～1.8。

由于通过进行拉丝加工，珠光体块沿拉丝方向拉伸，所以在拉丝加工后横截面中测定的珠光体块的平均块粒径变得比拉丝加工前横截面中测定的珠光体块的平均块粒径小。本实施方式的钢丝的表层部的珠光体块的横截面中测定的平均块粒径超过(20/AR)μm时，钢丝的延展性降低而冷加工性发生劣化。进而，该情况下，由该钢丝制造的螺栓的表层部的珠光体块发生粗大化，由此耐氢脆化特性降低。本实施方式的钢丝中的(20/AR)通常达到约10～17μm。

因而，本实施方式的钢丝的表层部的珠光体组织的横截面中测定的平均块粒径设为(20/AR)μm以下。

[关于本实施方式的螺栓的金属组织]

(轴部的金属组织：140×[C]面积％以上的经拉丝加工的珠光体组织)

(轴部的从表面到深度为2.0mm为止的区域中的纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比AR：1.2以上且低于2.0)

(轴部的从表面到深度为2.0mm为止的区域中的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径：(20/AR)μm以下)

(抗拉强度：950～1600MPa)

将本实施方式的钢丝进行加工而制造的本实施方式的螺栓在螺栓的轴部的表层部中，金属组织具有140×[C]面积％以上的经拉丝加工的珠光体组织。对于本实施方式的钢丝，应用后述的制造方法的情况下，本实施方式的螺栓的表层部的珠光体面积率达到140×[C]面积％。此外，在本实施方式的螺栓的轴部的表层部中，纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比(AR)为1.2～2.0，且横截面中测定的平均块粒径为(20/AR)μm以下。本实施方式的螺栓是抗拉强度为950～1600MPa的高强度螺栓。

本实施方式的螺栓的表层部中的纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比(AR)及横截面中测定的平均块粒径与上述的本实施方式的钢丝的平均长宽比(AR)及平均块粒径相同。

为抗拉强度低于950MPa的螺栓时，由于难以产生氢脆化现象，所以在螺栓的制造中不需要使用本实施方式的钢丝。因而，本实施方式的螺栓的抗拉强度设为950MPa以上。

另一方面，难以通过冷锻来制造抗拉强度超过1600MPa的螺栓。即使能够制造，也由于成品率低、制造成本增多，所以本实施方式的螺栓的抗拉强度设为1600MPa以下。本实施方式的螺栓的成分组成与上述的本实施方式的线材的成分组成相同，通过该成分组成和组织的形态，可达成950～1600MPa的抗拉强度。

通过将渗碳体层与铁素体层形成层叠结构的珠光体组织进行拉丝加工，如上述那样，渗碳体层和铁素体层沿拉丝方向被拉伸，可以得到整齐的层状结构的珠光体组织。该“整齐”的用语是指构成层状结构的层的方向均匀。该层状结构成为针对来自表层的氢侵入的阻力，本实施方式的螺栓的耐氢脆化特性提高。

另外，在本实施方式的钢丝及本实施方式的螺栓中，不需要规定珠光体组织的层状间隔。对于上述的本实施方式的线材，应用后述的制造方法来制造本实施方式的钢丝及螺栓的情况下，在本实施方式的钢丝及螺栓的表层部中，层状间隔通常达到100～160nm。该情况下，层状间隔不会对本实施方式的钢丝及螺栓造成不良影响。

因此，抗拉强度为950～1600MPa的高强度、且耐氢脆化特性优异的本实施方式的螺栓作为汽车的行走部件、引擎部件等的连结中使用的螺栓最合适。

接着，对本实施方式的线材的制造方法、本实施方式的钢丝的制造方法及本实施方式的螺栓的制造方法进行说明。

本实施方式的线材、钢丝、及螺栓通过图1所示的制造方法来制造。

本实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材的制造方法具备以下工序：将钢坯加热至1000～1150℃的工序，上述钢坯的成分组成以质量％计含有C：0.35～0.65％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.30～0.90％、P：0.020％以下、S：0.020％以下、Al：0.01～0.05％、N：0.006％以下、O：0.003％以下、As及Sb中的1种或2种：合计为0.0005～0.010％、Cr：0～0.20％、Cu：0～0.05％、Ni：0～0.05％、Ti：0～0.02％、Mo：0～0.10％、V：0～0.10％及Nb：0～0.02％、剩余部分包含Fe及杂质；通过将上述钢坯在精轧温度为800～950℃下进行热轧而得到线材的工序；通过将800～950℃的上述线材直接在450～600℃的熔融盐槽中浸渍50秒以上来进行恒温相变处理的工序；和将上述线材从400℃以上水冷至300℃以下的工序。该钢坯的成分组成与上述的线材、钢丝、及螺栓的成分组成相同。

将上述成分组成的钢液通过通常的方法铸造而制成铸坯，将该铸坯通过通常的方法制成钢坯。通过将该钢坯加热至1000～1150℃，接着供于热轧S1，制成线材。供于热轧S1前的加热温度低于1000℃时，热轧S1时的变形阻力变大，生产率降低。此外，供于热轧S1前的加热温度超过1150℃时，线材表面的脱碳深度变大。该情况下，线材的表层部的平均块粒径、及线材的表层部的平均层状间隔增大。

为了通过之后的恒温相变处理而得到均匀的珠光体组织，适当地控制奥氏体的粒径是重要的。热轧S1中的精轧温度对珠光体相变前的奥氏体的粒径产生影响。为了得到均匀的珠光体组织，将热轧S1中的精轧温度设为800～950℃。

精轧温度低于800℃时，由于轧制时的负荷上升，所以生产率降低。精轧温度超过950℃时，由于精轧温度过高，所以奥氏体粒径发生粗大化。该情况下，由于线材的表层部的珠光体块发生粗大化，所以耐氢脆化特性发生劣化。

精轧后，将800～950℃的线材直接在450～600℃的熔融盐槽中浸渍50秒以上，来实施恒温相变处理S2。“直接”的用语是指对精轧后的线材在于熔融盐槽中的浸渍前不进行冷却及再加热。若熔融盐槽的温度低于450℃，则在线材的表层部中生成贝氏体，所以线材的表层部的珠光体的面积率变得低于140×[C]面积％。该情况下，耐氢脆化特性发生劣化。进而，若熔融盐槽的温度低于450℃，则线材的表层部的平均层状间隔变小，线材的加工性降低。若熔融盐槽的温度超过600℃，则珠光体相变的开始变迟，生产率发生劣化。进而，熔融盐槽的温度超过600℃时，由于线材的珠光体相变温度变高，所以线材的表层部的珠光体块的平均块粒径变得超过20μm。此外，熔融盐槽的温度超过600℃时，由于线材的珠光体相变温度变高，所以线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔变得超过200nm。于熔融盐槽中的浸渍时间低于50秒时，由于珠光体相变没有充分地进行，所以在线材的表层部中无法生成140×[C]面积％以上的珠光体。于熔融盐槽中的浸渍时间的上限没有特别规定，但约150秒以上的浸渍不会有助于提高线材的特性，进而使生产率降低。

精轧结束与于熔融盐槽中的浸渍的开始之间的时间没有特别规定。但是，于熔融盐槽中的浸渍需要在将线材的温度设为800～950℃的状态下开始。进而，如上述那样，于熔融盐槽中的浸渍需要在精轧后直接进行。换句话说，需要在精轧结束后的线材的温度变得低于800℃前，将线材浸渍到熔融盐槽中。因此，考虑制造设备的气氛的温度等，同时为了满足这些条件，需要适当调节精轧结束与于熔融盐槽中的浸渍的开始之间的时间。

在线材于熔融盐槽内的浸渍时，为了提高生产率，也可以将线材依次浸渍在具有不同温度的多个熔融盐槽内。采用这样的方法的情况下，只要将各熔融盐槽的温度设为450～600℃的范围内，且将各熔融盐槽中的浸渍时间的合计设为50秒以上即可。

恒温相变处理S2后，将线材进行水冷(S3)。需要将水冷S3的开始温度设为400℃以上、且水冷S3的结束温度设为300℃以下。不满足该水冷条件的情况下，线材的氧化皮的剥离性发生劣化。

通过这一连串的处理，可以制造如下的冷加工性优异的线材：该线材的表层部的金属组织具有140×[C]面积％以上的珠光体组织，在线材表层部中线材的横截面中测定的珠光体块的平均块粒径为20μm以下，在线材表层部中珠光体组织的平均层状间隔超过120nm且为200nm以下。

本实施方式的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造方法具备以下工序：将上述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝的制造用的线材在室温下以总断面收缩率为10～55％进行拉丝加工的工序。通过该制造方法，在钢丝表层部中形成纵截面中测定的珠光体块的平均长宽比AR为1.2～2.0、且横截面中测定的平均块粒径为(20/AR)μm以下的珠光体组织。该珠光体组织的层状结构成为针对氢从钢丝表面向钢丝内部侵入的阻力(耐氢脆化特性)。

在钢丝的表层部中，若纵截面中测定的平均长宽比低于1.2，则珠光体组织的层状结构的方向变得不均匀，钢丝的耐氢脆化特性没有提高。将上述平均长宽比设为超过2.0时，由于需要高断面收缩率的拉丝加工，所以生产率降低，同时冷加工性发生劣化。

在钢丝的表层部中，横截面中测定的平均块粒径超过(20/AR)μm时，材料的延展性降低，冷加工性发生劣化。像上述那样，在本实施方式的钢丝及螺栓中，通常(20/AR)达到约10～17μm。

另外，本实施方式的钢丝的制造方法中的“室温”为20±15℃。

总断面收缩率低于10％时，在钢丝的表层部中，难以形成珠光体块的平均长宽比为1.2以上的珠光体组织。总断面收缩率为55％以上时，由于珠光体块的平均长宽比超过2.0，所以冷加工性降低。

拉丝加工S4中的总断面收缩率10～55％可以通过一次拉丝加工来达成，也可以通过多次拉丝加工来达成。另外，总断面收缩率优选为30～45％。

本实施方式的珠光体组织螺栓的制造方法具备以下工序：通过将上述的抗拉强度为950～1600MPa的珠光体组织螺栓用的钢丝利用冷锻或利用冷锻和滚轧加工成螺栓形状而得到螺栓的工序；和将上述螺栓在100～400℃的温度范围内保持10～120分钟的工序。若冷锻或冷锻及滚轧S5之后的保持S6中的保持温度低于100℃，则由于螺栓的屈服应力变低，所以不会得到螺栓所需要的功能。若保持S6中的保持温度超过400℃，则螺栓轴部的表层部的珠光体块的横截面中测定的平均长宽比AR增大，螺栓的耐氢脆化特性及强度降低。螺栓形状优选为凸缘螺栓形状。在100～400℃的温度范围内保持的时间为10～120分钟。保持时间低于10分钟时，不会得到上述的效果。保持时间超过120分钟时，上述的效果饱和，制造成本上升。保持结束后，只要将螺栓冷却至室温即可。冷却方法及冷却速度没有限制。

本实施方式的钢丝由于冷加工优异，所以可以通过冷锻或冷锻和滚轧来制造具有圆锥形的凸缘的凸缘螺栓。

以本实施方式的钢丝制造的凸缘螺栓由于抗拉强度为950～1600MPa的高强度且耐氢脆化特性优异，所以作为汽车的行走部件、引擎部件等的连结中使用的螺栓最合适。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于该一个条件例子。本发明只要不脱离本发明的主旨且达成本发明的目的，可采用各种条件而得到。

(实施例1)

将表1所示的成分组成的钢坯加热并供于热轧而制成线材，对该线材实施恒温相变处理和与其接着进行的冷却。此时，将全部的发明线材及比较线材的冷却开始温度设为450℃，将冷却停止温度设为280℃。测定所得到的发明线材及比较线材的表层部(线材的从表面到深度为4.5mm为止的区域)的平均块粒径、平均层状间隔和珠光体的面积率。线材的表层部的珠光体块的平均块粒径通过首先使用EBSD装置每隔45°地测定8处线材的横截面的距离表面为4.5mm的深度的珠光体块的当量圆直径的平均值，接着将8处的测定结果平均来测定。线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔通过以下的步骤测定。首先，通过将线材的横截面用苦醛腐蚀溶液进行蚀刻来使珠光体组织现出，接着，对线材的距离表面为4.5mm的深度的珠光体组织每隔45°地对8处使用FE-SEM拍摄照片。照片拍摄时的倍率设为10000倍。在各照片的视野内的最小层状间隔部中，求出与2μm的线段垂直地交叉的层状数，通过直线交叉法求出层状间隔。然后，将8处的层状间隔的平均值作为平均层状间隔。线材的表层部的珠光体的面积率通过以下的步骤求出。首先，使用苦醛腐蚀溶液对线材的横截面进行蚀刻，使组织现出。接着，在距离线材表面为4.5mm的深度的地方，对组织每隔45°地对8处使用FE-SEM拍摄照片。照片拍摄时的倍率设为1000倍。将照片中的非珠光体组织(铁素体、贝氏体、马氏体的各组织)通过目视进行标记，通过图像解析求出各组织的面积率。线材的表层部的珠光体组织的面积率通过从观察视野整体减去各组织的面积来求出。表2中示出加热温度、精轧温度、恒温相变处理条件以及表层部的珠光体组织的平均块粒径及平均层状间隔。

线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔(nm)在超过120nm且为200nm以下的范围外的比较线材2、线材的表层部的平均块粒径在本发明的范围外的比较线材1及6、和线材的表层部的平均层状间隔及平均块粒径这两者在本发明的范围外的比较例3、4及5如表3所示的那样，拉丝加工后的极限压缩率均为72％以下。

另一方面，线材的表层部的珠光体组织的平均层状间隔(nm)在超过120nm且为200nm以下的范围内、且线材的表层部的平均块粒径为本发明的范围内的发明线材1～7在拉丝加工后的极限压缩率为78％以上。由该结果获知，发明线材的冷加工性与比较线材相比优异。

(实施例2)

对表2所示的发明线材1～7及比较线材1～7实施总断面收缩率为5～70％的拉丝加工来制造钢丝，测定其极限压缩率。将结果示于表3中。

极限压缩率为表示冷加工性的指数。极限压缩率的测定通过以下的步骤来进行。由拉丝加工后的钢丝，通过机械加工来制作直径D×高度1.5D的试样。对该试样的端面使用以同心圆状带有槽的金属模具进行约束及压缩。将不产生裂纹的最大的压缩率作为该试样的极限压缩率。

钢丝的表层部的平均块粒径脱离本发明的范围的比较钢丝1、3、4、5及6、以及钢丝的表层部的珠光体块粒的平均长宽比脱离本发明的范围的比较钢丝7及8的极限压缩率均低于71％，比发明钢丝低。由此获知，发明钢丝的冷加工性优异。比较钢丝2的金属组织为本发明的范围内，但由于由钢丝的表层部的层状间隔过小的线材即比较线材2制造，所以极限压缩率低。比较钢丝9的金属组织为本发明的范围内，但由于Sb及As的合计含量为过量，所以极限压缩率低。

(实施例3)

将表3所示的发明钢丝1～7及比较钢丝1～9通过冷锻加工成带凸缘的螺栓。加工后，将这些螺栓保持在300～450℃，制造了螺栓。全部的螺栓的温度保持时间设为30分钟。将测定螺栓的轴部的抗拉强度、屈服应力比及耐氢脆化特性的结果示于表4中。

耐氢脆化特性的评价通过以下的步骤来进行。首先，通过将试样进行电解充氢，使试样中含有0.5ppm的扩散性氢。接着，为了防止在试验中氢从试样排出到大气中，对试样实施镀Cd。之后，在大气中，对试样负荷该试样的最大拉伸载荷的90％的载荷。将在附加载荷的状态下经过100小时后没有产生断裂的试样判断为耐氢脆化特性良好的试样。

屈服应力比的测定通过以下的步骤来进行。首先，通过对各试样进行依据JISZ2241的拉伸试验，测定各试样的抗拉强度及屈服应力。各试样屈服应力基于JISZ2241中记载的偏移法，设为各试样的塑性伸长达到伸长计标点距离的0.2％的应力。屈服应力比通过屈服应力除以抗拉强度来求出。

在比较钢丝2、8及11中，在螺栓成型时产生裂纹。将比较钢丝7进行冷锻而制造的螺栓的轴部的抗拉强度低于950MPa。螺栓轴部的表层部的珠光体块的平均长宽比脱离本发明的范围的比较螺栓10、平均块粒径脱离本发明的范围的比较螺栓1、3、4、5及6的耐氢脆化特性均为不良。比较螺栓7具有良好的耐氢脆化特性，但这起因于拉丝加工时的总断面收缩率小、抗拉强度低于950MPa。在抗拉强度低的钢中难以产生氢脆化。比较螺栓12由于表层部的珠光体面积率低，所以加工性差。

获知：满足本发明的范围的发明螺栓1～7的抗拉强度均在950～1600MPa的范围内，屈服应力比为0.93以上，耐氢脆化特性良好。

产业上的可利用性

如上所述，根据本发明，可以提供耐氢脆化特性优异且具有950～1600MPa的抗拉强度的汽车用珠光体组织螺栓、该螺栓用的冷加工性优异的钢丝、该钢丝制造用的冷加工性优异的线材及它们的制造方法。因而，本发明在钢部材制造产业中可利用性高。