(57)【要約】【課題】  鋼材中の析出物形態の最適化により、効果的に水素をトラップし、かつ析出強化を働かせた、強度を確保しつつ水素遅れ破壊耐性に優れた高強度鋼材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．２％を含み、更に、Ｔ値が０．０１〜１．０を満足するようにＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、および、Ｔａの１種または２種以上の析出物形成元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼であって、該鋼中に、前記析出物形成元素とＣおよびＮの１種または２種とからなり、ＣおよびＮの１種または２種の合計量Ｒと前記析出形成元素の合計量Ｍとの組成比Ｒ／Ｍが０．７〜０．９であり、かつ１〜２原子層からなる層状析出物を１×１０4〜１×１０7個／μｍ3含有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。【選択図】  図１
2006307297.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．２％を含み、更に、下記（１）式で定義されるＴ値が０．０１〜１．０を満足するようにＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、および、Ｔａの１種または２種以上の析出物形成元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼であって、該鋼中に、前記析出物形成元素とＣおよびＮの１種または２種とからなり、ＣおよびＮの１種または２種の合計量Ｒと前記析出形成元素の合計量Ｍとの組成比Ｒ／Ｍが０．７〜０．９であり、かつ１〜２原子層からなる層状析出物を１×１０4〜１×１０7個／μｍ3含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
Ｔ値＝１．１７×［Ｔｉ］＋１．１０×［Ｖ］＋０．６１×［Ｚｒ］＋０．６０×［Ｎｂ］＋０．３１×［Ｈｆ］＋０．３１×［Ｔａ］                    ・  ・  ・  （１）
但し、上記［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｈｆ］、［Ｔａ］は、鋼中のＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａの各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記鋼中に、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０５〜０．５％未満、Ｍｏ：０．０５〜０．５未満、Ｗ：０．０５〜０．５％未満、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、および、Ｎｉ：０．０５〜２．０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車等の部材や、橋梁、建物等の機械構造部材などに用いられる高強度鋼に関するものであり、特に遅れ破壊に強い高強度鋼に関するものである。
【０００２】
本発明でいう高強度鋼とは、製品加工前の鋼材はもちろん、ボルトなど鋼加工品をも含むものである。
【背景技術】
【０００３】
自動車等の部材や、橋梁、建物等の構造部材などとして、高強度鋼が使用されている。しかしながら、高強度鋼を構造部材として使用する場合には遅れ破壊が問題となり、使用範囲が限られているのが現状である。この遅れ破壊は、鋼材の使用環境から鋼材内部に侵入した水素が鋼材中に拡散し、応力集中部に集まって鋼材を脆化させることにより、応力負荷状態にある鋼材を長時間経過後に突然破壊に至らしめる現象である。
【０００４】
炭化物や窒化物を微細に析出させることにより、析出強化しながら、析出物による水素トラップ能も付加することにより、高強度と遅れ破壊耐性の向上を両立しようとする考え方は従来よりあり、例えば下記の技術が知られている。
【０００５】
高強度ばね用鋼として、所定の水素脱離のための活性化エネルギーを備え、かつ所定量の水素トラップ容量を有する、Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの１種または２種以上を含有する酸化物、炭化物、窒化物、あるいは複合析出物からなる水素トラップサイトを有する鋼、あるいは昇温水素分析において１５０℃〜６００℃の温度域で放出ピークが得られ、かつ所定の放出水素量を有する鋼が記載されている（例えば特許文献１、参照）。
【０００６】
また、５０ｎｍ以下のＭｏ系化合物、Ｔｉ系化合物、Ｖ系化合物、ならびにそれらの複合化合物のいずれかが鋼中に２０個／（５００ｎｍ）2以上存在することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼が提案されている（例えば特許文献２、参照）。
【０００７】
また、析出物からＦｅ系炭化物、Ｆｅ−Ｃｒ系炭化物を除く炭化物、窒化物、炭窒化物のうち、粒径１０ｎｍ以下のものを２０個／（５００ｎｍ）2以上含有し、粒径３０ｎｍ以上のものを１０個／（５００ｎｍ）2以上含有し、かつ粒径３０ｎｍ以上の前記析出物中のＴｉの平均含有量が３０ｍａｓｓ％以上であり、粒経１０ｎｍ以下の前記析出物中のＴｉの平均含有量が３０ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度鋼が提案されている（例えば特許文献３、参照）。
【０００８】
この方法では、鋼中に水素のトラップサイトして働く酸化物、炭化物、窒化物等を析出させておくことにより、鋼中に侵入した水素（遊離水素）を固定することができ、これによって耐遅れ破壊特性をある程度改善することができる。
【０００９】
しかし、近年、部材の軽量化、小型化が益々求められ、鋼材の強度の向上がより求められるようになっており、これに伴って部材の疲労寿命や耐遅れ破壊特性の向上がより一層求められるようになってきている。このため、耐遅れ破壊特性についても従来より優れた特性が強く要望されている。特に、引張り強さが１０００ＭＰａ以上の高強度鋼では、疲労寿命や耐遅れ破壊特性が十分ではないため、使用できる場所が限られている。
【００１０】
【特許文献１】特開２００１−２８８５３９号公報
【特許文献２】特開平１０−１７９８５号公報
【特許文献３】特開２００５−２９８７０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上記従来技術は、いずれも高強度鋼材中に析出物を析出させ、母材に生じた整合歪による水素トラップ力や、母材と析出物との非整合界面での水素トラップ力を利用して拡散性水素量を制御する技術である。しかし、前者の整合歪によるトラップ力は弱いために、十分に拡散性水素を蓄えることができず、後者の析出物の非整合界面による水素トラップ力は強いが、その界面エネルギーが大きいための析出物サイズが粗大となり、十分なトラップサイトの分散量が得られず、いずれも鋼の遅れ破壊耐性を向上させるために限界があった。また、両者の析出物を組み合わせた水素遅れ破壊耐性の向上技術（例えば特許文献３、参照）は、大きな炭窒化物に炭素や窒素が消費されるため、小さいサイズの炭窒化物密度が減少して十分に強度が確保できず、強度を確保しつつ耐遅れ破壊特性を向上させることはできなかった。
【００１２】
本発明はかかる従来技術の現状を踏まえ、鋼材中の析出物形態と組成の最適化により、水素トラップエネルギーとトラップサイト数を向上させ、強度を確保しつつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的のため、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．２％を含み、更に、下記（１）式で定義されるＴ値が０．０１〜１．０を満足するようにＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、および、Ｔａの１種または２種以上の析出物形成元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼であって、該鋼中に、前記析出物形成元素とＣおよびＮの１種または２種とからなり、ＣおよびＮの１種または２種の合計量Ｒと前記析出形成元素の合計量Ｍとの組成比Ｒ／Ｍが０．７〜０．９であり、かつ１〜２原子層からなる層状析出物を１×１０４〜１×１０７個／μｍ３含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
Ｔ値＝１．１７×［Ｔｉ］＋１．１０×［Ｖ］＋０．６１×［Ｚｒ］＋０．６０×［Ｎｂ］＋０．３１×［Ｈｆ］＋０．３１×［Ｔａ］                    ・  ・  ・  （１）
但し、上記［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｈｆ］、［Ｔａ］は、鋼中のＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａの各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１５】
（２）前記鋼中に、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．０５〜０．５％未満、Ｍｏ：０．０５〜０．５未満、Ｗ：０．０５〜０．５％未満、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、および、Ｎｉ：０．０５〜２．０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする上記（１）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【発明の効果】
【００１６】
この発明によれば、従来の高強度鋼材中に含有する析出物に比べて、トラップエネルギーが深くかつ水素が抜け難く、かつトラップサイト数が多いため、より効果的に水素を強くかつ多量にトラップできるので、水素遅れ破壊耐性が大きい高強度鋼材が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下に本発明の詳細について説明する。
【００１８】
先ず、本発明の技術思想について説明する。
【００１９】
従来の析出物の利用による鋼中の水素トラップは、図２〜図５に示すような整合析出物により生じる歪（以下、整合歪という）を利用する水素トラップ（図２および図４、参照）と非整合析出物界面（以下、非整合界面乱れという）を利用する水素トラップ（図３および図５、参照）に分けられる。
【００２０】
図２および図４に示す整合歪を利用する水素トラップでは、従来、Ｆｅ−ｂｃｃ結晶構造の格子定数の√２倍との差異が約４％以内の格子定数を有するＮａＣｌ型の結晶構造の析出物を利用していた。この場合は、析出物により鋼中に生じた整合歪において拡散性水素がトラップされるが、整合歪の領域ではトラップエネルギー（鋼中の水素原子のポテンシャルエネルギーとのエネルギー差）が浅く、かつ連続的に変化するので、水素の移動のための活性化エネルギーも小さく、かつ水素が移動し易く、十分に水素をトラップできない（図２の右図、参照）。なお、上記トラップエネルギーとは、鋼中の水素原子のポテンシャルエネルギーとのエネルギー差を意味する（以下、同様）。
【００２１】
一方、図３および図５に示す非整合析出物界面を利用する水素トラップでは、Ｆｅ−ｂｃｃ結晶構造の格子定数の√２倍との差異が上記の約４％より大きい格子定数を有する結晶構造の析出物、または、ＮａＣｌ型以外の析出物が利用される。このような析出物が鋼中に存在すると、鋼中に生じる歪エネルギーが大きすぎるためにＦｅと析出物間の結晶格子が非整合になる。この場合は、Ｆｅ−ｂｃｃ結晶格子と非整合が生じている析出物の非整合界面で拡散性水素がトラップされるが、この領域のトラップエネルギーは上記整合歪に比べて大きい（図３の右図、参照）。
【００２２】
しかし、析出物の界面エネルギーが大きくなるために、安定して鋼中に析出するための臨界半径が大きくなり、微細かつ高密度に析出物を形成することが困難となる。その結果、水素トラップに有効な析出物界面の総表面積が小さくなり、十分に水素をトラップできなくなる。また、鋼中に析出物を微細かつ高密度に形成することが困難となる結果、析出強化量も小さくなるため、鋼の強度向上効果も低くなる。
【００２３】
また、図２〜図５に示すように鋼中の析出物による整合歪および非整合界面を利用する場合に、析出物中に含むＣ、Ｎなどの原子空孔が存在する領域で、トラップエネルギーが大きくなる。しかし、整合歪および非整合界面を拡散性水素のトラップとして有効に利用できる析出物のサイズは、いずれも最小径で３原子層以上と大きい。このような析出物サイズでは、鋼中に比べて析出物中の水素原子のポテンシャルエネルギーが高くなるため、拡散性水素が析出物中の空孔まで到達することは困難となるため、有効なトラップサイトとならなかった。
【００２４】
発明者らは、従来の析出物では有効な水素トラップとして利用されなかった原子空孔に着目し、これを水素トラップとして利用して水素遅れ破壊耐性の向上を図るべく、その析出物の種類、形態、粒径、個数密度について鋭意研究した。
【００２５】
図７に水素トラップサイトとして有効となる従来、中の単位体積当たりの空孔数Ｎと析出物の厚みｄとの関係を示す。
【００２６】
なお、析出物の厚みｄは、球、矩形、楕円、層状のいずれの形状にかかわらず、析出物の最小径を原子層単位で示した。
【００２７】
同一組成および同一体積の析出物であっても、析出物の厚さｄが大きくなるほど拡散性水素のトラップサイトとして有効な析出物中の空孔数が急激に減減少する。従来は、厚みが約１００原子層以下の析出物が整合歪に有効な析出物として、厚みが約１００原子層以上の析出物が非整合界面に有効な析出物としてそれぞれ利用されることが多かった。拡散性水素のトラップサイトとして有効な炭窒化物中の空孔数が急激に減減少する。析出物中の水素トラップとして有効な原子空孔を利用し、水素遅れ破壊耐性の向上効果を確実なものとするためには、析出物の厚さｄを１〜２原子層とする必要がある。
【００２８】
本発明は、これらの知見を基にしたものであり、水素のトラップサイトとして一種のＮａＣｌ型結晶構造の整合型析出物である炭窒化物を利用するが、その組成が金属元素リッチで炭窒化物中に炭素あるいは窒素の空孔を多量に含むことが、従来の整合型析出物と大きく異なる点である。
【００２９】
以下に、本発明の析出物の限定理由について説明する。
【００３０】
本発明は、図１および図６に示すように、水素のトラップエネルギーが多い炭窒化物中の炭素あるいは窒素の原子空孔を有効な水素トラップサイトとするために、炭窒化物の厚みが１〜２原子層の層状析出物とする。ここで、炭窒化物とは、析出物形成元素と炭素及び窒素の１種または２種からなる析出物を意味する（以下、同様）。
【００３１】
析出物の厚さを１〜２原子層とすることで、析出物中の原子空孔から析出物界面までの距離は１原子層以内と近くなり、鋼材の使用環境条件で鋼中の水素吸収の応答がより速くかつ、析出物が微細で鋼中の分散量も大きくできるため、水素吸収量も増加できる。
【００３２】
本発明では、サイズを微細化でき、かつ組成制御が可能なＮａＣｌ型の整合型析出物として、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、および、Ｔａの１種または２種以上の析出物形成元素とＣおよびＮの１種または２種とからなる炭窒化物を鋼中に含有する。
【００３３】
また、本発明では、上記炭窒化物中のＣおよびＮの１種または２種の合計量Ｒと前記析出形成元素の合計量Ｍとの組成比Ｒ／Ｍを０．７〜０．９と規定する。
【００３４】
上記組成比Ｒ／Ｍの値が０．７未満では、1〜２原子層の層状炭窒化物を安定して形成でなくなるため、その下限を０．７とした。一方、上記組成比Ｒ／Ｍの値が０．９超では、上記炭窒化物中にＣまたはＮの原子空孔を形成できず、鋼の耐遅れ破壊特性の改善効果がなくなるため、その上限を０．９とした。
【００３５】
また、本発明では、鋼中の上記炭窒化物の個数密度を１×１０４〜１×１０７個／μｍ３とする。
【００３６】
上記個数密度が１×１０４個／μｍ３未満では水素トラップサイトとなる１〜２原子層の層状炭窒化物の鋼中分散量は少なくなり、十分な耐遅れ破壊特性の改善効果は得られなくなるため、その下限を１×１０４個／μｍ３とした。一方、上記個数密度が１×１０７個／μｍ３超では析出物が粗大化し、１〜２原子層の層状炭窒化物を安定して形成でなくなるため、その上限を１×１０７個／μｍ３とした。
【００３７】
本発明では、上記炭窒化物の個数密度を上記範囲とすることにより、炭窒化物の析出強化作用により鋼の強度向上も同時に図ることができる。本発明の上記層状炭窒化物は整合型析出物であり、この析出物本体を転位が通過する場合のカッティング機構と析出物の周りで生じる歪による転位のトラップ機構によって、鋼の強度が上昇する。本発明の層状炭窒化物の厚みは、１〜２原子層と薄いため、１個当たりの析出物による転位トラップ力は強くないが、析出物個数密度を十分大きくすることによって、高強度化を果たせる。組織制御による強化以外に、析出強化を必要とする場合には、上記炭窒化物の個数密度は、１×１０５個／μｍ３以上が望ましい。
【００３８】
次に、本発明の鋼材成分の限定理由について説明する。
【００３９】
なお、以下に示す「％」は、特段の説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
【００４０】
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａは、鋼中で上記層状炭窒化物を形成し、水素トラップサイトとして耐遅れ破壊特性を向上させると共に、析出強化により強度を向上させるのに、必須の元素である。これらの析出物形成元素はいずれも、上記本発明で規定する組成、個数密度、厚みを有し、Ｆｅ−ｂｃｃ結晶構造と格子整合性の高い整合型析出物である層状炭窒化物を鋼中に形成するために好ましいが、各元素の作用の程度（寄与度）は下記（１）で定義されるＴ値で整理することができる。下記（１）式で定義されるＴ値が０．０１％未満では上記層状炭窒化物を安定して生成し、上記効果が十分に確保できないので、その下限を０．０１％とした。一方、下記（１）式で定義されるＴ値が１．０を越えると、厚みが１〜２原子層を超える析出物が多くなり個数密度も低下し、水素トラップサイトとして有効な上記層状炭窒化物を十分に確保できないため、上限を１．０とした。
Ｔ値＝１．１７×［Ｔｉ］＋１．１０×［Ｖ］＋０．６１×［Ｚｒ］＋０．６０×［Ｎｂ］＋０．３１×［Ｈｆ］＋０．３１×［Ｔａ］    ・・・  （１）
但し、上記［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｈｆ］、［Ｔａ］は、鋼中のＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａの各元素の含有量（質量％）を示す。
【００４１】
これらの元素のうち、Ｔｉ、Ｖは、特にＦｅ−ｂｃｃ結晶構造と格子整合性の高い炭窒化物を形成するため、これらの元素の割合が多いほうが望ましい。
【００４２】
Ｃは母材強度を向上させ、また、上記析出物形成元素等と炭化物を形成するために、これらのいずれかもしくは両方は必須の元素である。Ｃの含有量が０．００５％未満だと、炭窒化物の析出が不十分であるため、下限を０．００５％とした。一方、Ｃの含有量が２．０％を超えると、炭窒化物中の炭素空孔あるいは窒素空孔の個数が不足し、また、水素トラップに寄与しないＦｅ炭窒化物が形成され靭性が低下するため、上限を２．０％とした。
【００４３】
Ｎも母材強度を向上させ、また、上記析出物形成元素等と炭化物を形成するために、有効な元素であるが、Ｃの含有量が大きければ少なくてもよい。Ｎの含有量が０．００１％未満だと、炭窒化物の析出が不十分であるため、下限を０．００１％とした。一方、Ｎの含有量が０．２％を超えると、炭窒化物中の炭素空孔あるいは窒素空孔の個数が不足し、また、水素トラップに寄与しないＦｅ炭窒化物が形成され靭性が低下するため、上限を０．２％とした。
【００４４】
Ｓｉは脱酸元素として働くほか、Ｆｅ中に固溶して強度を向上させる効果があるが、０．０２％未満では効果が現れず、２．０％を越えると加工性が低下する。このためＳｉ量の下限を０．０２％、上限を２．０％とした。
【００４５】
Ｍｎは鋼を脆化させるＳと結合してＳを無害化する他、鋼の焼き入れ性を上げて高強度化に寄与するが、０．１％未満ではこれらの効果が現れず、２．０％を越えると逆に靭性が低下するので、Ｍｎ量の下限を０．１％、上限を２．０％とした。
【００４６】
本発明は、上記基本成分の他に、本発明の目的とする鋼材特性を阻害しない範囲で、以下の理由でＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、および、Ｎｉの１種または２種以上を以下の範囲で、成分を鋼中に選択的に含有しても良い。
【００４７】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは、炭素や窒素と結合して炭窒化物を形成するため、本発明の上記析出物の格子定数を変化させて整合歪を調整するために０．０５％以上用いても良い。しかし、これらの元素は０．２％以上濃度が増えると、炭素や窒素と結合して本発明が規定する組成比、厚み、個数密度を満足しない別の炭窒化物を形成するため、これら元素の含有量の上限は０．５％未満とするのがこのましい。
【００４８】
Ｃｕは耐食性を改善する作用があるのでこの効果が得られる０．０５％以上の含有量で添加してもよい。しかし、その含有量が２．０％を越えると熱間加工性が低下して圧延時に問題となるため、Ｃｕ含有量の上限を２．０％とするのがこのましい。
【００４９】
Ｎｉも耐食性を改善する効果があるのでこの効果が得られる０．０５％以上の含有量で添加してもよい。しかし、その含有量２．０％を越えると本発明の炭窒化物を析出させるための焼き入れ焼き戻し処理において、残留オーステナイトの生成量が増えて組織の均質性が低下するため、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とするのがこのましい。
【００５０】
次に、上記成分および炭窒化物を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼圧延材の製造方法について説明する。
【００５１】
本発明鋼は、上記成分の鋼を溶製し、溶製した鋼を鋳造し、得られた鋳造片を熱間圧延し、その後熱延材に焼き入れ、焼き戻しを施すことによって製造される。
【００５２】
なお、圧延は、板圧延でもよく、線材圧延でもよく、目的とする鋼材の断面形状に応じて圧延形状は適宜決定することができる。
【００５３】
また、本発明では、板圧延、線材圧延などの製造条件は、後述する最終成品の鋼中に本発明が目的とする析出物を形成するために特に好ましい鋳造および熱間圧延での冷却速度、熱処理条件の他は、特に製造条件の制約を受けず、通常の正常条件範囲内で適宜決定されるものである。
【００５４】
以下に、本発明が目的とする鋼中に析出物を形成するための鋳造および熱間圧延での冷却速度、熱処理条件の好ましい方法について説明する。
【００５５】
本発明で特徴とする上記ＣおよびＮの１種または２種の合計量Ｒと析出物形成元素の合計量Ｍとの組成比Ｒ／Ｍが０．７〜０．９であり、かつ１〜２原子層からなる層状析出物を鋼中に析出させるためには、上記（１）式で定義されるＴ値が０．０１〜１．０を満足するように上記析出物形成元素を含有した鋼片の鋳造工程または再加熱工程で鋼中に析出物形成元素とＣまたはＮを十分に固溶させた状態とし、析出核生成頻度を高めるような条件で熱間圧延を終了し、その後、熱処理工程では、従来の析出処理の温度よりも低温側で鋼中の歪効果が十分に大きくなるような条件で層状炭窒化物を析出させる必要がある。
【００５６】
具体的な好ましい製造条件の一例は、以下のとおりである。
【００５７】
鋳造時の凝固時における１０５０℃〜７００℃の温度域を３０℃／分以上冷却速度で冷却する。これは、この温度域で粗大な炭窒化物が生成してしまい、後の熱間圧延工程や焼入れ工程において通常加熱温度で析出物を溶解できなくなるのを防ぐためである。
【００５８】
続く熱間圧延工程においては、１０５０℃から７００℃までの冷却過程で、粗大な炭窒化物の形成して微細な析出物が過少になるのを防ぐため３０℃／分以上の冷却速度で冷却する。
【００５９】
次の焼入れ処理では、１０００℃〜１２００℃の加熱温度で、５分〜２０分保持して、熱間圧延までの上工程で鋼中に生成した炭窒化物を溶解させる効果も兼ねるため、組織制御を阻害しない範囲で、高温かつ長時間がより好ましい。また、焼入れ処理における１１００℃から７００℃までの冷却過程で粗大な炭窒化物の形成を抑制し、目的とする微細な析出物の生成量を確保するため、３０℃／分以上の冷却速度で冷却する。さらに焼入れ処理における７００℃から４００℃までの冷却過程では、１００℃／分以下の冷却速度では、高温で炭窒化物が析出し、大きく成長して析出物が過少になるので、１００℃／分以上の冷却速度で速やかに冷却する。
【００６０】
次の焼き戻し処理における加熱温度は歪の効果で析出物を厚みが１〜２原子層の層状析出物で板状形態にするために５５０℃以下とするのが好ましく、かつ焼き戻しの効果を十分得るために３５０℃以上とするのが好ましい。
【００６１】
また、焼き戻し処理における昇温時は、核生成をより短時間で有効に活用するために、４００℃から５００℃までの温度を０．５℃／分以上５℃／分以下で昇温するのがより好ましい。また、冷却時は、オストワルド成長による析出物個数の減少を避けるために、５５０℃から３５０℃までの冷却速度は、５℃／分以上であることが好ましい。
【実施例】
【００６２】
以下に本発明を実施例に基づいて、具体的に説明するが、この実施例が本発明の析出物の成分を限定するものではない。表１に示す成分組成を有する鋼を溶解し、板厚２４０ｍｍのスラブを鋳造し、１１００℃から７００℃までの温度域を３０℃／分の冷却速度で冷却した。次に、鋳造で得られた鋼片を１２００℃に再加熱した後、熱間圧延して厚さ４ｍｍの鋼板とし、圧延終了後、１１００℃から７００℃までの温度域を３０℃／分の冷却速度で冷却した。次に、焼き入れ処理では、１１００℃の加熱で３０分保持し、熱間圧延の上工程までに鋼中に析出した微小析出物を固溶させた後、１１００℃から４００℃までの冷却過程を３０℃／分の冷却速度で冷却した。
【００６３】
さらに、表２に示す試験材の内、鋼種１〜１６については、４００℃から５００℃までの加熱域を４℃／分の速度で昇温しながら２５分間焼き戻し処理を施し、５００℃から３５０℃まで１０℃／分で冷却した。鋼種１７〜２０は、６００℃の温度で５分間の定温での焼き戻し処理を行い、６００℃から３５０℃まで１０℃／分の冷却速度で冷却した。
【００６４】
得られた鋼材の厚み中央部から、耐水素脆化特性測定用の試験片と３次元アトムプローブ測定用の試験片と透過電子顕微鏡用の試験片および引張り強度試験片をそれぞれ採取し、それぞれの試験評価を行った。
【００６５】
耐水素脆化特性の測定は、厚さ１．５ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ６５ｍｍの試験片を用い、以下の要領にて４点曲げ陰極チャージ寿命試験を行い、破断するまでの時間を測定し、これによって評価した。試験片に４点支持で１４００ＭＰａの最大応力を与えた状態で、０．５ｍｏｌ／Ｌ硫酸および０．０１ｍｏｌ／ＬのＫＳＣＮ（チオシアン酸カリウム）の混合溶液中で、試験片を陰極とし、陽極に白金電極を用いて、陰極電位−７００ｍＶを負荷して試験片中に水素を添加し、電位付与後に破断するまでの時間を測定した。
【００６６】
３次元アトムプローブ測定では、１試験片から０．３ｍｍ×０．３ｍｍ×１０ｍｍのサンプルを３箇所切り出し、電界研磨により表面の曲率半径を５０ｎｍ以下となるように針加工し、３次元アトムプローブ装置で、１サンプル当たり１万個〜２万個の原子の種類と場所を測定し、その結果から、析出物の平均組成、個数密度、形態（厚さ、サイズ）を得た。
【００６７】
透過電子顕微鏡では、抽出レプリカ法を用い、１５万倍で０．５μｍ×０．５μｍの視野をそれぞれ５視野ずつ観察し、３次元アトムプローブでは測定できないような個数密度が小さくサイズが大きい析出物の形態と個数密度を測定した。
【００６８】
どの鋼種も引張り強さは、１０００〜１３００ＭＰａの範囲であった。
【００６９】
耐水素脆化特性と３次元アトムプローブの測定結果を表３にまとめた。
【００７０】
鋼種１〜１５ではいずれも、本発明で規定する炭窒化物の組成比Ｒ／Ｍ（但し、Ｒ＝Ｃ＋Ｎ、Ｍ＝Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ＋Ｎｂ＋Ｈｆ＋Ｔａ）が０．７〜０．９の範囲内であり、平均個数密度も１μｍ3当たり１×１０４個〜１×１０７個で、かつ析出物の厚さも１〜２原子層であって、鋼の耐水素脆化特性も良好であった。
【００７１】
一方、鋼種１６は鋼中のＣおよびＣｒの含有量が高く、粗大なＣｒ炭窒化物が生成し、これにＣおよびＮが消費され、整合型析出物の個数密度が少なくなり、その結果、鋼の耐水素脆化特性が低下した。
【００７２】
鋼種１７はサイズと組成は本発明の条件を満足するが、個数密度が小さいため、耐水素脆化特性が低下した。
【００７３】
比較材１８は、鋼中のＣ含有量が高く、比較材１９は、鋼中のＳｉおよびＭｎの含有量が低くかつＣｒ含有量が高く、比較材２０は、鋼中の析出物形成元素が上記（１）式で定義されるＴ値の規定範囲より高く、かつＣ含有量も高い。また、比較材１８、１９、２０はいずれも析出物の厚さが２原子層を超えた球状析出物が形成され、その個数密度も小さいため、耐水素脆化特性が低下した。
【００７４】
【表１】
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【００７５】
【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】本発明の１原子層の整合析出物の水素に対するポテンシャルの模式図である。
【図２】従来の整合歪を利用した析出物とその周りの水素に対するポテンシャルの模式図である。
【図３】従来の非整合析出物の水素に対するポテンシャルの模式図である。
【図４】従来の整合析出物との母相Ｆｅの結晶格子の模式図である。
【図５】従来の非整合析出物と母相Ｆｅの結晶格子の模式図である。
【図６】本発明の１原子層厚みの整合析出物と母相Ｆｅの結晶格子の模式図である。
【図７】析出物の厚さと析出物の単位体積あたりの有効な空孔の数を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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