(57)【要約】【課題】本発明は、自動車用や各種産業機械部品などに、好適な引張強さが1500MPa以上で耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.4超え〜0.6％、Ｓｉ：0.2％未満、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｎｉ：5超え〜12％、sol.Ａｌ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下、更に、Ｃｕ：0.1〜1％、Ｃr：0.1〜1％、Ｍｏ：0.02〜1％、Ｂ：0.0001〜0.005％、Ｃａ：0.0005〜0.005％、Ｍｇ：0.0005〜0.005％の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、好ましくは旧オーステナイト粒径が１５μm以下とする。【選択図】無し。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.4超え〜0.6％、Ｓｉ：0.2％未満、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｎｉ：５超え〜12％、sol.Ａｌ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：0.4超え〜0.6％、Ｓｉ：0.2％未満、Ｍｎ：0.1〜1．0％、Ｎｉ：5超え〜12％、sol.Ａｌ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｎ：0.02％以下、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下、更にＣｕ：0.1〜1％、Ｃr：0.1〜1％、Ｍｏ：0.02〜1％、Ｂ：0.0001〜0.005％、Ｃａ：0.0005〜0.005％、Ｍｇ：0.0005〜0.005％の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【請求項３】
旧オーステナイト粒径が15μm以下である請求項１または２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【請求項４】
請求項１または２記載の成分組成の鋼を、焼入れ温度≦Ac3+60℃、焼戻し温度400℃以下で焼入れ焼戻し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部品の製造方法。
【請求項５】
焼入れ焼戻し処理を高周波加熱で行うことを特徴とする請求項４記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品の製造方法。
【請求項６】
請求項１乃至３のいずれか一つの高強度鋼を用いた部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼およびその製造方法に関し、特に、引張強さが1500MPa以上で耐遅れ破壊特性に優れ、自動車用や、各種産業機械部品用として好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化のため高強度鋼のニーズが高まっているが、一方で鋼材の高強度化は遅れ破壊特性の劣化が懸念される。自動車用、各種産業機械用や橋梁用に使用されているボルトは１２００MPa 以上の高強度になると遅れ破壊の危険性が増すために使用上の制約が設けられている。
【０００３】
また、自動車用などの各種輸送機器に使用されている各種のばねにおいても輸送機器の燃費向上を達成するため、軽量化のための部品の高強度化が益々厳しく要求され、遅れ破壊特性の劣化が懸念されるようになっている。
【０００４】
一般的に遅れ破壊は、外部環境から、鋼中に侵入した水素が引張応力集中部の結晶粒界に集積し、粒界割れを助長するために発生すると考えられ、破壊に至るまでの過程は、腐食→水素の侵入→結晶粒界への水素の集積→粒界で亀裂発生→亀裂の伝播→破壊で、その破壊形態は粒界破壊である。
【０００５】
この機構に基づいて種々の遅れ破壊特性を向上させる提案がなされており、例えば特許文献１では粒界強化を目的とした旧オーステナイト粒を微細化させること、特許文献２、特許文献３ではＰ、Ｓなど粒界脆化元素を低減させることが提案されている。
【０００６】
更に、特許文献４では旧オーステナイト粒界に析出した炭化物への応力集中を緩和するために550℃以上の高温で焼戻し処理し炭化物を球状化させることが有効であるとの技術が提案されている。
【特許文献１】特公昭64-4566号公報
【特許文献２】特公平05-59967号公報
【特許文献３】特開平03-243744号公報
【特許文献４】特開2001-288538号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながらいずれの提案も粒界強化に特化した内容であり、1500MPa以上の、例えば1800〜2000MPaなどの超高強度材においては、水素の侵入から亀裂伝播に至る個々の過程での対策が必要と考えられ、十分な耐遅れ破壊特性を発揮するには至らないと推測される。
【０００８】
本発明は、上記のような状況に着目してなされたものであって、遅れ破壊特性が良好で特に強度が1500MPa以上の高強度鋼およびその製造方法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】
【０００９】
本発明者等は、上記課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
すなわち、鋼組成としては
a)侵入水素量を低減するための耐食性元素の添加(水素侵入抑制)
b)粒界脆化元素のＰ、Ｓの低減、およびこれらの元素の粒界への濃化を助長するMn、Siの低下
c)靭性の向上元素の添加(亀裂伝播抑制)
製造方法としては
a)低温焼戻しによる、粒界への炭化物析出を低減、かつ粒界脆化元素であるＰ、Ｓの濃化低減(亀裂発生抑制)、
d)焼入れ温度の低下、および／あるいは高周波急速加熱による、組織の微細化とＰ、Ｓの結晶粒界への濃化低減(亀裂発生。亀裂伝播抑制)
とすることで、優れた遅れ破壊特性の得られることを見出した。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１  質量％で、Ｃ：0.4超え〜0.6％、Ｓｉ：0.２％未満、Ｍｎ：0.1〜1.0％、Ｎｉ：５超え〜12％、sol.Ａｌ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0２％以下、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【００１０】
２  質量％で、Ｃ：0.4超え〜0.6％、Ｓｉ：0.２％未満、Ｍｎ：0.1〜1．０％、Ｎｉ：5超え〜12％、sol.Ａｌ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0２％以下、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下、更にＣｕ：0.1〜1％、Ｃr：0.1〜1％、Ｍｏ：0.02〜1％、Ｂ：0.000１〜0.005％、Ｃａ：0.0005〜0.005％、Ｍｇ：0.0005〜0.005％の一種または二種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【００１１】
３  旧オーステナイト粒径が15μm以下である１または２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【００１２】
４  １または２記載の成分組成の鋼を、焼入れ温度≦Ac3+60℃、焼戻し温度：400℃以下で焼入れ焼戻し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部品の製造方法。
5焼入れ焼戻し処理を高周波加熱で行うことを特徴とする４記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品の製造方法。
６１乃至３のいずれか一つの高強度鋼を用いた部品。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、水素の侵入から亀裂伝播に至る各段階において適切な対策を講じることで、1500MPa以上の高強度でも耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその製造方法の提供が可能で、自動車用や、各種産業機械部品として好適な耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明の成分組成、ミクロ組織および焼入れ焼戻し処理について説明する。
１  成分組成（％は質量％）
Ｃ：０．４超え〜０．６%
Ｃは鋼の強度を確保するのに重要な元素であり、０．４%未満では所望の強度を得ることができない。
一方、０．６%を超えると加工性が悪くなるばかりでなく靭性の低下を招く。従って、０．４超え〜０．６%の範囲内に限定する。
【００１５】
Ｓｉ：０．２%未満
Ｓｉは鋼の脱酸材として重要な元素であるが、Ｐ、Ｓなどの不純物元素の粒界偏析を助長するため、０．２%未満にする。
【００１６】
Ｍｎ：０．１〜１．０%
Ｍｎは脱酸のために必要であるばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であるが、0.1％未満ではその効果が得られず、一方多量に添加すると不純物元素の粒界偏析を助長する。従って0.1〜1．０％範囲内に限定する。
【００１７】
Ｐ：０．０１%以下
Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、粒界強度を弱め、遅れ破壊を助長する。従って、０．０１%以下とする。
【００１８】
Ｓ：０．０１%以下
ＳはＰ同様にオーステナイト粒界に偏析して、粒界強度を弱め、遅れ破壊を助長する。従って、０．０１%以下とする。
【００１９】
Ｎｉ：5超え〜１２%
Ｎｉは鋼に焼入性を付与し静的強度を上昇させ、更に靭性と耐食性を向上させるのに有効な元素で、その効果を得るためには５%より多く必要である。しかし、多量に添加しても効果が飽和し、合金コストが増加する。従って、５超え〜１２％とする。
【００２０】
sol.Ａｌ：０．０１〜０．１%
Ａｌは脱酸材として必要な元素であり、また熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定する効果も有しているが、0.01％未満ではこれらの効果が発揮されず、0.1％を越えても効果が飽和するため０．０１〜０．１%の範囲に限定する。
【００２１】
Ｔｉ：０．００１〜０．１%
Ｔｉは結晶粒の微細化効果を有し、更に鋼中Ｎを窒化物として固定し粒界脆化を緩和する。その効果を得るためには０．００１%以上必要である。しかしながら、多量に添加すると逆に炭窒化物が増加しすぎて靭性や加工性が低下する他、合金コストも増加する。従って、０．００１〜０．１%とする。
【００２２】
Ｎ：０．０２%以下
Ｎもオーステナイト粒界に偏析して粒界強度を弱め、粒界脆化の一因となる。従って０．０２%以下にする。
【００２３】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に、強度、靭性などの特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇの一種または二種以上を添加する。
Ｃu ：０．1〜１%
Ｃｕは鋼の焼入れ性を向上させ、鋼の強度を高め、更に耐食性を高めるのに有効な元素である。０．１%以下ではこの効果は十分発揮できず、一方、多量に添加すると熱間圧延時に表面疵が発生しやすくなり冷間加工性を低下させる。従って、添加する場合は、０．１〜１%とする。
【００２４】
Ｃｒ：０．１〜１%
Ｃｒは、焼入性を向上させ鋼の強度を高め、更に硫化物形成元素の１つで粒界に偏析するＳを抑制させるのに有効な元素であるが、０．１%未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、１%を超えて添加してもその効果は飽和する。従って、添加する場合は、０．１〜１%とする。
【００２５】
Ｍｏ：０．０２〜１%
ＭｏはＰの粒界への偏析を防止し、粒界強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０２％未満ではその効果は十分に発揮できず、一方、１％を超えて添加してもその効果は飽和し、合金コスト増加を招く。従って、添加する場合は、０．０２〜１%とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００１〜０．００５%
Ｂは微量の添加で焼入性を向上させ、鋼の強度を高めるとともに粒界脆化を緩和するが、０．０００１%以下ではその効果が十分に発揮できず、一方、多量に添加してもその効果が飽和するだけである。従って、添加する場合は、０．０００１〜０．００５%とする。
【００２７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５%、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５%
Ｃａ、Ｍｇは硫化物形成元素でオーステナイト粒界に偏析するＳを抑制し粒界強度を高める。その効果を十分発揮するには０．０００５%以上必要であるが、一方で多量に添加してもその効果は飽和するばかりでなく鋳造性を阻害する。従って両元素とも添加する場合は、０．０００５〜０．００５%とする。
【００２８】
２  旧オーステナイト粒径：１５μm以下
オーステナイト粒径を細粒にすることは、粒界強度を向上させ亀裂伝播速度を低下させる効果があるので遅れ破壊特性向上には有効な手段である。この効果を十分発揮させるため、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径を１５μm以下、より好ましくは１０μm以下とする。
【００２９】
３  焼入れ焼戻し処理
焼入れ温度≦Ac3+60℃、焼戻し温度：400℃以下
焼入れ温度が高すぎるとオーステナイト粒径が粗大化し、粒界強度が低下して、遅れ破壊特性が劣化するので、その上限をAc3温度+60℃に限定する。
【００３０】
焼戻し温度はオーステナイト粒界へのセメンタイト析出を抑制し、更にオーステナイト粒界への不純物元素の濃化を低減し遅れ破壊特性を向上させるために400℃以下とする。
【００３１】
本発明では、焼入れ焼戻し処理方法は特に限定しないが、高周波誘導加熱を用いると、急速短時間加熱が可能で、オーステナイト粒の細粒化およびオーステナイト粒界への不純物元素の濃化が軽減でき、遅れ破壊特性を更に向上させるため、好ましい。
【実施例】
【００３２】
以下、実施例に基づいて説明する。
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解を行い(50kg)、熱間鍛造でΦ25材を作成した。表１において鋼Ｎｏ．１〜１３は成分組成が本発明範囲内の本発明鋼、鋼Ｎｏ．１４〜２０は成分組成が本発明範囲外の比較鋼である。
【００３３】
得られた鍛造素材を焼入れ焼戻し処理により、強度：1500〜1850MPaに調整し、遅れ破壊特性を評価した。焼入れ焼戻し処理は、高周波誘導加熱により、焼入れ温度：(Ac3+50℃)*30分→WQ、焼戻し温度：Ｔ℃*60分→WCとした。
【００３４】
遅れ破壊特性の評価方法は、材料の限界拡散性水素量(Hc)と環境侵入水素量(He/Hc)を測定し、He/Hc＞1は不良(×)、He/Hc≦1は良好(○)と判定した。
【００３５】
限界拡散性水素量(Hc)は、  図１に示す試験片を使用し、陰極チャージ法で水素を侵入させ、引張強度の0.9倍の静的引張応力を付与し破断までの時間を調べ、破断時間と拡散性水素量の関係から、破断しない限界の拡散性水素量をそれぞれ求めた。
【００３６】
尚、試験時間は100時間を最大とし、試験中に試験片からの水素放出をさけるために陰極チャージ後試験片にはメッキを施した。また、試験片への水素侵入量は陰極チャージ条件を種々変えて制御し、定荷重試験は、試験片内の水素分布を均一にするため、メッキ後24時間経過した時点から開始した。
【００３７】
水素の分析は、試験片をキャリアガス(Ar)中で一定の加熱速度で加熱し、そのガスをガスクロマトグラフィーで5分間隔で1分間分析を行い、300℃までに放出された水素の積算値を拡散性水素と定義し、破断時間との関係を整理した。
【００３８】
100時間未満で破断した条件は、再度同条件で水素を侵入させメッキを行い、24時間放置後、更に、メッキを剥離して水素分析を行い、一方、100時間まで未破断の場合は、そのままメッキを剥離し水素分析を行った。
【００３９】
環境侵入水素量(He)は、5%NaCl塩水噴霧→乾燥の促進試験により測定した。促進試験の腐食条件は塩水噴霧(5%NaCl、25℃)を16時間実施し、その後大気放置(湿度60％、25℃)を８時間実施する工程を1サイクルとして７サイクル実施した。７サイクル実施後、表面の錆をショットブラストで除去し、上記と同様の水素分析を行い，拡散性水素量を測定した。
【００４０】
表２に得られた結果を示す。鋼Ｎｏ．1〜1３の本発明鋼はいずれもHe/Hc≦1で良好であった。一方、鋼Ｎｏ．１４はＣ量が本発明範囲の上限を超えて高いために粒界にセメンタイトが多数析出し靭性が低下し、Hcが低く遅れ破壊特性が悪い。
【００４１】
鋼Ｎｏ．１５はＳｉ、Ｍｎ量が本発明範囲の上限を超えて高いために、靭性が低下し、Hcが低く遅れ破壊特性が悪い。鋼Ｎｏ．１６，１７はそれぞれＰ、Ｓ量が本発明範囲の上限を超えて高いために、靭性が低下し、Hcが低く遅れ破壊特性が悪い。
【００４２】
鋼Ｎｏ．１８はＮｉ量が本発明範囲の下限をより低いために、靭性が低下し遅れ破壊特性が悪い。
鋼Ｎｏ．１９はＡｌが本発明範囲の下限をより低いため脱酸不足によって清浄性が悪く、その結果靭性が劣化し、遅れ破壊特性が悪い。
【００４３】
鋼Ｎｏ．２０はＴｉ量が本発明範囲の下限をより低く、更にＮ量が本発明範囲の上限を超えて高いために靭性が低下し、遅れ破壊特性が悪い。
【００４４】
【表１】
2006249458.tif 000002
【００４５】
★
【００４６】
【表２】
2006249458.tif 000003
【００４７】
★
［遅れ破壊特性に及ぼす旧オーステナイト粒径の影響］
表１に示した鋼Ｎｏ．３により、遅れ破壊特性に及ぼす旧オーステナイト粒径の影響を調査した。遅れ破壊特性の評価は前記同様にHcとHeを測定してHe/Hcの値により評価した。
【００４８】
表３に結果を示す。旧オーステナイト粒径が小さくなるにつれ、He/Hcが低くなり、遅れ破壊特性が良好となる。特性例-1は旧γ粒の微細化により粒界強度の向上によりHe/Hcが低くなり最も良好な結果となった。特性例-２は最も旧γ粒が大きく、その結果、主にＨcが低下し、遅れ破壊特性は若干劣化した。尚、特性例-1、2、３のHe/Hcはいずれも１以下であった。
【００４９】
【表３】
2006249458.tif 000004
【００５０】
★
［熱処理条件］
表１に示した鋼Ｎｏ．３を用いて、遅れ破壊特性に及ぼす焼入れ温度、焼戻し温度、高周波熱処理の影響を調査した。表４に結果を示す。遅れ破壊特性の評価はHc、Heを測定し、He/Hcの大小関係で評価した。
【００５１】
製造例１、３、５、６は、焼入れ温度がAC3+60℃以下、焼戻し温度が４００℃以下と本発明範囲内であり、焼入れ温度が本発明範囲外である製造例２、焼戻し温度が本発明範囲外である製造例４と比較してHe/Hcが低く、遅れ破壊特性は良好である。
【００５２】
特に、製造例５は高周波加熱により焼入れ焼戻しを行ったもので、製造例１、３、６より旧γ粒界が細粒で、遅れ破壊特性が良好になった。尚、いずれの場合のHe/Hcも１以下であった。
【００５３】
【表４】
2006249458.tif 000005
【００５４】
★
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】遅れ破壊試験用試験片（実施例）を示す図。
【図１】
2006249458.tif 000006