(57)【要約】【課題】特殊な処理や過度のコスト上昇を避けながら、高強度と耐遅れ破壊特性を両立することができる鋼部材、およびそのような鋼部材の製造方法を提供する。【解決手段】０．２０％≦Ｃ≦０．７５％、０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％、０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％、０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％、０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％、０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％、Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）、Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、基地の表面を占め、Ｎを１質量％以上含有し、γ相よりなる表層とを有する鋼部材とする。鋼材を成形し、焼入れ処理を行った後に、窒化ガスを用いた窒化処理によって、鋼材の表面にＮ原子を導入し、さらに窒化ガスを除去して、鋼材の熱処理を行うことで、上記鋼部材を製造する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
０．２０％≦Ｃ≦０．７５％、
０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％、
０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｓ≦０．０５％、
０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％、
０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％、
０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％、
０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％、
Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）、
Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、
前記基地の表面を占め、Ｎを１質量％以上含有し、γ相よりなる表層と、を有することを特徴とする鋼部材。
【請求項２】
引張強度が１２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼部材。
【請求項３】
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、
４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０
の関係を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼部材。
【請求項４】
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、
０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２
の関係を満たすことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の鋼部材。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｖ≦１．０％、
Ｔｉ≦１．０％、
Ｎｂ≦１．０％
から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の鋼部材。
【請求項６】
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、
−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００
の関係を満たすことを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼部材。
【請求項７】
前記表層におけるＮの含有量が、３質量％以上であることを特徴とする請求項１から６のいずれか１項に記載の鋼部材。
【請求項８】
締結部材であることを特徴とする請求項１から７のいずれか１項に記載の鋼部材。
【請求項９】
鋼材を成形し、焼入れ処理を行った後に、
窒化ガスを用いた窒化処理によって、前記鋼材の表面にＮ原子を導入し、
さらに、前記窒化ガスを除去して、前記鋼材の熱処理を行うことで、
請求項１から８のいずれか１項に記載の鋼部材を製造することを特徴とする鋼部材の製造方法。
【請求項１０】
前記熱処理は、窒素雰囲気にて行うことを特徴とする請求項９に記載の鋼部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼部材および鋼部材の製造方法に関し、さらに詳しくは、ボルトをはじめとする締結部材等として用いられる高強度の鋼部材、およびそのような鋼部材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ボルト等の締結部材の材料として、また、自動車等において各種部材を構成する構造用鋼として、高強度鋼が広く用いられている。例えば自動車の燃費削減等を目的として、各種部材を軽量化することに対する要求が近年大きくなっており、軽量化しても部材全体として十分な強度を確保するために、高強度鋼において、さらなる高強度化が求められている。しかし、鋼材を高強度化すると、遅れ破壊が発生しやすくなる。おおむね、鋼材の引張強度が１２００ＭＰａ以上となると、遅れ破壊が発生しやすくなることが、経験的に知られている。
【０００３】
そこで、鋼材の引張強度と耐遅れ破壊特性を両立する試みがなされている。例えば、特許文献１においては、所定の成分組成を有する鋼材よりなるボルトに、熱処理を施して引張強さを１４００ＭＰａ以上としたうえで、液体中、または液体の膜の存在下で、ボルトの表面にパルスレーザービームを集光、照射して、ボルト表面に圧縮残留応力を発生させるという高強度ボルトの製造方法が開示されている。また、特許文献２においては、所定の成分組成を有する鋼材よりなるボルトに、熱処理を行った後、ボルトの首下部に超音波振動端子を押付けて打撃処理を施すという高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法が開示されている。
【０００４】
また、通常、１２００ＭＰａを超えるような引張強度を有する鋼材としては、マルテンサイト鋼が用いられ、上記特許文献１，２でも、マルテンサイト鋼に対して所定の処理を施している。これに対し、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、強度対比としての耐遅れ破壊特性に優れていることが知られている。これは、オーステナイト鋼のＦＣＣ組織においては、マルテンサイト鋼のＢＣＣ組織に比べて、遅れ破壊の原因となる水素の拡散の速度が、１桁程度低いためであると考えられている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００６−２９１２９５号公報
【特許文献２】特開２００６−１３１９９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記特許文献１，２に開示されている方法はいずれも、熱処理によって鋼材の引張強度を高めた状態で、所定の処理を施すことにより、鋼材の耐遅れ破壊特性を高めようとするものである。結果として、耐遅れ破壊特性を高強度と両立できるとしても、耐遅れ破壊特性の向上のために特殊な処理を要するものであることから、汎用性に乏しく、鋼材の製造コストも高くなってしまう。
【０００７】
また、上記のように、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、強度対比としての耐遅れ破壊特性に優れているが、通常、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、引張強度が低い。オーステナイト鋼において、１２００ＭＰａ以上のような高引張強度を得るには、ＮｉやＣｏを多量に添加することが必要となり、鋼材の材料コストが高くなってしまう。
【０００８】
本発明が解決しようとする課題は、特殊な処理や過度のコスト上昇を避けながら、高引張強度と耐遅れ破壊特性を両立することができる鋼部材、およびそのような鋼部材の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するため、本発明にかかる鋼部材は、質量％で、０．２０％≦Ｃ≦０．７５％、０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％、０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％、０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％、０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％、０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％、Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）、Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、前記基地の表面を占め、Ｎを１質量％以上含有し、γ相よりなる表層と、を有する、というものである。
【００１０】
ここで、前記鋼部材は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であるとよい。
【００１１】
また、前記各元素の含有量が、質量％を単位として、４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０の関係を満たすとよい。
【００１２】
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２の関係を満たすとよい。
【００１３】
前記鋼部材は、さらに、質量％で、Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％から選択される少なくとも１種を含有するとよい。
【００１４】
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００の関係を満たすとよい。
【００１５】
前記表層におけるＮの含有量が、３質量％以上であるとよい。
【００１６】
前記鋼部材は、締結部材であるとよい。
【００１７】
本発明にかかる鋼部材の製造方法は、鋼材を成形し、焼入れ処理を行った後に、窒化ガスを用いた窒化処理によって、前記鋼材の表面にＮ原子を導入し、さらに、前記窒化ガスを除去して、前記鋼材の熱処理を行うことで、上記のような鋼部材を製造する、というものである。
【００１８】
ここで、前記熱処理は、窒素雰囲気にて行うことが好ましい。
【発明の効果】
【００１９】
上記発明にかかる鋼部材は、基地が上記所定の成分組成を有するマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなることにより、高い引張強度を備えるものとなる。一方、そのような基地の表面に、γ相よりなる表層を有することにより、鋼部材中への水素の拡散が抑制される。その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性が高められる。このように、上記発明にかかる鋼部材は、高強度と耐遅れ破壊特性を両立するものとなる。
【００２０】
マルテンサイト組織またはベイナイト組織の表面へのγ相の形成は、１質量％以上の濃度のＮの導入により、簡便に達成することができる。Ｎの導入は、鋼材の処理工程として汎用される窒化処理によって行うことができる。よって、上記のように高強度と耐遅れ破壊特性を両立する鋼部材を、特殊な処理工程を経ないで製造することができる。また、上記成分組成は、多量のＮｉやＣｏ等、高価な成分を含有するものではなく、過度のコスト上昇も避けることができる。
【００２１】
ここで、鋼部材の引張強度が１２００ＭＰａ以上である場合には、高強度鋼として十分な引張強度を確保することができる。
【００２２】
また、各元素の含有量が、質量％を単位として、４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０の関係を満たす場合には、鋼部材において、特に高い引張強度を得やすい。
【００２３】
各元素の含有量が、質量％を単位として、０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２の関係を満たす場合には、鋼部材の表層にγ相を生成させやすい。
【００２４】
鋼部材が、さらに、質量％で、Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％から選択される少なくとも１種を含有する場合には、靱性低下による耐遅れ破壊特性の低下を避けながら、鋼部材の引張強度を特に向上させやすくなる。
【００２５】
各元素の含有量が、質量％を単位として、−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００の関係を満たす場合には、Ｍ６Ｃ炭化物等、耐遅れ破壊特性を低下させる粗大な炭化物の生成を抑制し、特に高い耐遅れ破壊特性を得ることができる。
【００２６】
表層におけるＮの含有量が、３質量％以上である場合には、水素の拡散を高度に抑制することができるγ相を表層として形成することで、鋼部材の耐遅れ破壊特性を効果的に高めることができる。
【００２７】
鋼部材が、締結部材である場合には、ボルト等の締結部材においては、その用途から、高い引張強度が求められ、かつ、その形状から、部位によって発生しやすくなる遅れ破壊を抑えることが求められるが、締結部材を上記のような基地の表面に表層を有する鋼部材として形成することで、高強度と耐遅れ破壊特性を両立することができる。
【００２８】
上記発明にかかる鋼部材の製造方法においては、所定の成分組成を有する鋼材に対して焼入れ処理を行うことで、マルテンサイト組織、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相組織を得ることができる。その後、窒化処理を行って鋼材の表面にＮ原子を導入し、さらに熱処理を行うことで、マルテンサイト組織やベイナイト組織の表層部をγ相に転移させることができる。これにより、高い引張強度を与えるマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面に、水素の拡散速度が小さく、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するγ相よりなる表層を有する鋼部材を製造することができる。鋼部材の成分組成は、高価な成分元素を多量に含有するものではなく、また、各処理工程も、特殊なものではないので、特殊な処理の必要性や過度のコスト上昇を避けながら、高強度と耐遅れ破壊特性を両立する鋼部材を製造することができる。
【００２９】
ここで、熱処理を、窒素雰囲気にて行う場合には、先立つ窒化処理において表層に導入したＮ原子が、熱処理工程において脱出しにくくなる。その結果、γ相よりなる表層部を鋼部材の表面に確実に形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与させやすくなる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】鋼材の断面を観察した光学顕微鏡像であり、（ａ）は試料１、（ｂ）は試料２の観察像を示している。
【図２】鋼材のＸ線回折パターンであり、（ａ）は試料１、（ｂ）は試料２の測定結果を示している。
【図３】実施例において用いた試験片の形状を説明する図であり、（ａ）は引張試験片の粗加工品であり、（ｂ）はその精加工品である。（ｃ）は遅れ破壊試験片の粗加工品であり、（ｄ）はその精加工品である。（ｃ），（ｄ）では、全体図（左）と、中央の切り欠き部の拡大図（右）を示している。
【図４】遅れ破壊試験における片持ち曲げ試験の方法を説明する模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下に、本発明の一実施形態にかかる鋼部材、および鋼部材の製造方法について詳細に説明する。
【００３２】
［鋼部材の構成］
本発明の一実施形態にかかる鋼部材は、その体積の大部分が、下記の成分組成を有し、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地によって、構成されている。そして、基地の表面を占めて、表層が形成されている。表層は、実質的に基地と同じ成分にＮが添加された成分組成を有し、γ相よりなっている。
【００３３】
鋼部材の種類や形状は、特に限定されるものではないが、好適な例として、ボルト等、締結部材である場合を挙げることができる。鋼部材においては、表層の表面が、さらに、めっき等によって処理されていてもよい。
【００３４】
（基地の構成）
本実施形態にかかる鋼部材の大部分を占める基地は、以下のような元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる。添加元素の種類、成分比、および限定理由などは、以下のとおりである。なお、成分比の単位は、質量％である。
【００３５】
・０．２０％≦Ｃ≦０．７５％
Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって、鋼部材の引張強度や硬度を向上させる。Ｃの含有量を、０．２０％≦Ｃとすることで、高い引張強度、例えば１２００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができる。好ましくは、０．４０％≦Ｃであるとよい。
【００３６】
一方、Ｃの含有量が過剰になると、粗大な炭化物が増加しやすくなり、鋼部材の靱性が低くなってしまう。靱性が低下すると、耐遅れ破壊特性も低下してしまう。鋼部材全体として十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、Ｃ≦０．７５％とする。好ましくは、Ｃ≦０．７０％である。
【００３７】
・０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％
Ｓｉは、脱酸剤としての効果、また鋼部材の引張強度を向上させる効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｓｉの含有量は、０．０１％≦Ｓｉとする。好ましくは、０．２０％≦Ｓｉであるとよい。
【００３８】
一方、Ｓｉの含有量が過剰になると、表層としてγ相が生成しにくくなり、耐遅れ破壊特性が低下してしまう。鋼部材全体として十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、Ｓｉ≦２．００％とする。好ましくは、Ｓｉ≦１．００％である。
【００３９】
・０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％
Ｍｎは鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、基地の表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｍｎの含有量は、０．１０％≦Ｍｎとする。好ましくは、１．００％≦Ｍｎであるとよい。
【００４０】
一方、Ｍｎの含有量が過剰になると、残留γ相が生成しやすくなる。つまり、焼入れ時に、基地中にγ相（オーステナイト相）が残留しやすくなる。すると、鋼部材の引張強度の低下を招く。そのような事態を避ける観点から、Ｍｎ≦５．００％とする。好ましくは、Ｍｎ≦４．００％であるとよい。
【００４１】
・Ｐ≦０．０５％
Ｐは、鋼部材に不純物レベルで混入する可能性のある元素である。混入により、鋼部材の靱性を低下させ、その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性を低下させる。よって、Ｐは含有されない方が好ましいが、Ｐ≦０．０５％であれば、それらの影響が深刻にはならず、含有されてもよい。好ましくは、Ｐ≦０．０２％であるとよい。
【００４２】
・Ｓ≦０．０５％
Ｓも、鋼部材に不純物レベルで混入する可能性のある元素である。混入により、鋼部材の靱性を低下させ、その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性を低下させる。よって、Ｓも含有されない方が好ましいが、Ｓ≦０．０５％であれば、それらの影響が深刻にはならず、含有されてもよい。好ましくは、Ｓ≦０．０２％であるとよい。
【００４３】
・０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％
Ｃｕは鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｃｕの含有量は、０．０１％≦Ｃｕとする。
【００４４】
一方、Ｃｕの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｃｕ≦２．００％とする。好ましくは、Ｃｕ≦１．００％であるとよい。
【００４５】
・０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％
Ｎｉも、鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｎｉの含有量は、０．０１％≦Ｎｉとする。好ましくは、０．１０％≦Ｎｉであるとよい。
【００４６】
一方、Ｎｉの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｎｉ≦３．００％とする。好ましくは、Ｎｉ≦２．００％であるとよい。
【００４７】
・０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％
Ｃｒは、鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。焼入れ性向上の効果を得る観点から、Ｃｒの含有量は、０．０１％≦Ｃｒとする。好ましくは、０．２０％≦Ｃｒであるとよい。
【００４８】
一方、Ｃｒの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｃｒ≦３．００％とする。好ましくは、Ｃｒ≦２．００％であるとよい。
【００４９】
・０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％
Ｍｏは、二次析出炭化物を形成することで、鋼部材の引張強度や硬度を高めるのに寄与する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｍｏの含有量は、０．０１％≦Ｍｏとされる。好ましくは、０．１５％≦Ｍｏであるとよい。
【００５０】
一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｍｏ≦２．００％とする。
【００５１】
・Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）
Ａｌは脱酸剤として機能し、また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、旧γ粒の粗大化を抑制することから、鋼部材に添加される。旧γ粒の粗大化が抑制されることで、鋼部材の脆化が抑えられる。Ａｌの添加は、少量でも高い効果を有するため、含有量の下限は特に設けられない。好ましくは、０．００５％以上含有されるとよい。
【００５２】
一方、Ａｌが多量に含有されると、鋼部材の加工性が低くなってしまう。よって、その含有量の上限は、０．２０％とする。
【００５３】
・Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、旧γ粒の粗大化を抑制する効果を有することから、鋼部材に添加される。Ｎの添加は、少量でも高い効果を有するため、含有量の下限は特に設けられない。一方、旧γ粒粗大化抑制の効果は、０．０５％程度の含有量で飽和するため、添加量の上限は、０．０５％とする。好ましくは、０．００２％以上含有されるとよい。
【００５４】
本実施形態にかかる鋼部材の基地は、上記所定量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｎを含有し、上記上限量以下のＰおよび／またはＳを含有してもよく、残部は、Ｆｅと不可避的不純物よりなる。ここで、不可避的不純物としては、それぞれ０．０１０質量％以下の、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｏ等が想定される。Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂは、鋼部材の脆化に、Ｏは疲労強度の低下につながる可能性があるため、それぞれ０．０１０質量％を超えて含有されないことが好ましい。
【００５５】
本実施形態にかかる鋼部材の基地は、上述した必須元素に加えて、さらに、以下の元素から選択される１種または２種以上の元素を任意に含有していてもよい。
【００５６】
・Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂはいずれも、鋼部材の引張強度を向上させる効果を有する。ただし、それらの元素の含有量が過剰になると、鋼部材の靱性が低くなってしまう。靱性が低下すると、耐遅れ破壊特性も低下してしまう。十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、含有量の上限は、１．０％とされる。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは、少量の添加であっても、引張強度向上の効果を発揮するので、含有量の下限値は特に指定されないが、その効果を十分に得る観点から、各元素の含有量は、０．０４％以上とすることが好ましい。
【００５７】
さらに、本実施形態にかかる鋼部材の基地の成分組成において、各元素の含有量が、以下の関係式の少なくとも１つを満たすことが好ましい。各関係式において、［  ］の表記は、質量％を単位とした各元素の含有量を示している。
【００５８】
まず、基地の成分組成は、下の（１）の関係を満たすことが好ましい。
４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０    （１）
【００５９】
式（１）の左辺の式値は、鋼部材の引張強度の指標となる量であり、その値が大きいほど、引張強度が高くなる。特に、式値が、≧０となる場合に、鋼部材において、１２００ＭＰａ以上の引張強度を得やすい。式値が、≧３．０であると、特に好ましい。
【００６０】
また、基地の成分組成は、下の（２）の関係を満たすことが好ましい。
０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２    （２）
【００６１】
式（２）の左辺の式値は、鋼部材の表層におけるγ相の生成しやすさの指標となる量であり、その値が大きいほど、窒化処理と熱処理を経て、基地の表面にγ相を生成させやすい。特に、式値が≧４２となる場合に、表層に耐遅れ破壊特性向上の効果に優れたγ相を生成させやすい。式値が、≧１００であると、特に好ましい。
【００６２】
さらに、基地の成分組成は、下の（３）の関係を満たすことが好ましい。
−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００    （３）
式（３）の左辺の式値は、Ｍ６Ｃ炭化物等の粗大な炭化物の生成しやすさを示す指標となる量である。Ｍ６Ｃ炭化物等に代表される粗大な炭化物が析出すると、鋼部材において遅れ破壊が起こりやすくなる。式（３）の左辺の式値が大きいほど、そのような炭化物が析出しやすく、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなる。しかし、式値が１００未満に抑えられている場合には、Ｍ６Ｃ炭化物等の粗大な炭化物が生成しにくくなり、鋼部材の耐遅れ破壊特性が高められる。
【００６３】
本実施形態にかかる鋼部材の基地の組織は、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなっている。上記のような成分組成を有する鋼材に焼入れ処理を含む熱処理を施すことで、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相を得ることができる。基地は、ほぼ全域がマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなり、残留γ相は、３０%以下であることが好ましい。また、マルテンサイト相やベイナイト相の中には、合金炭化物が含有される。
【００６４】
（表層の構成）
表層は、本実施形態にかかる鋼部材において、基地の表面を占めて形成されており、基地と一体に連続している。表層は、高濃度のＮを含有する点を除いて、上記の基地とほぼ同じ組成を有する。表層におけるＮ以外の各成分元素の含有量の、基地における含有量からのずれは、基地における含有量を基準として、０．３％以下に抑えられていることが好ましい。
【００６５】
表層は、１質量％以上のＮを含有している。Ｎの含有量は、好ましくは３質量％以上である。表層が有する特性の観点からは、Ｎの含有量の上限は特に設けられないが、後述する製造方法で現実的に表層に導入可能なＮの含有量は、おおむね４．５質量％以下である。
【００６６】
表層の組織は、γ相（オーステナイト相）よりなっている。つまり、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面から深さ方向に一部の領域を、γ相よりなる表層が占めている。表層がγ相よりなることで、後に詳しく述べるように、外気からの水素の侵入を抑制し、鋼部材の耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。表層中では、ほぼ全域において、マルテンサイト相やベイナイト相からγ相への転移が起こっており、表層中におけるγ相の占有率は、８０体積％以上であることが好ましい。本明細書において、「γ相よりなる」とは、少量のマルテンサイト組織やベイナイト組織等を含有する場合を含め、γ相を母相とする状態を指す。
【００６７】
表層による鋼部材の耐遅れ破壊特性の向上は、表層が上記のようにＮ原子を１質量％以上含有することで、効果的に達成される。表層がＮ原子を３質量％以上含有する場合には、特にその効果が高くなる。
【００６８】
表層の厚さは、特に限定されないが、耐遅れ破壊特性向上の効果を十分に得る観点から、その厚さは、平均値で、５μｍ以上であることが好ましい。さらに好ましくは、１０μｍ以上であるとよい。表層が厚いほど、耐遅れ破壊特性向上の効果が高くなるので、その厚さに特に上限は設けられないが、後述する製造方法で現実的に形成しうる表層の厚さは、おおむね３０μｍ以下である。
【００６９】
表層は、鋼部材を構成する基地の表面全域に形成されていても、一部の領域の表面にのみ形成されていてもよい。しかし、鋼部材の全体において耐遅れ破壊特性を向上させる観点から、基地の表面全域に表層を形成する方が好ましい。後述するように、窒化処理と熱処理によって表層を形成する際の簡便性からも、基地の全表面に表層を形成する方が好ましい。
【００７０】
（鋼部材の特性）
以上のように、本実施形態にかかる鋼部材においては、その大部分を構成する基地の表面に、Ｎ原子を含有する表層が形成されている。基地は、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなっているのに対し、表層は、γ相（オーステナイト相）よりなっている。
【００７１】
本実施形態にかかる鋼部材においては、基地がマルテンサイト相やベイナイト相よりなっていることにより、高い引張強度が得られる。鋼部材全体としての引張強度は、１２００ＭＰａ以上であることが好ましい。１２００ＭＰａ以上の引張強度を有していれば、締結部材をはじめとする種々の高強度鋼としての用途に、好適に用いることができる。より好ましくは、１６００ＭＰａ以上の引張強度を有するとよい。鋼部材の引張強度は、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準じて測定することができる。
【００７２】
基地を構成するマルテンサイト相やベイナイト相は、高い引張強度を有する反面、耐遅れ破壊特性が低くなっている。しかし、本実施形態にかかる鋼部材においては、基地の表面にγ相よりなる表層を有しており、表層が、鋼部材全体の耐遅れ破壊特性を向上させる役割を果たす。
【００７３】
鋼材の遅れ破壊は、外気からの水素の侵入を一因として、引き起こされる。ＢＣＣ結晶構造をとるマルテンサイト相やベイナイト相においては、水素の拡散が起こりやすいため、耐遅れ破壊特性が低くなってしまう。これに対し、γ相のＦＣＣ結晶構造中においては、水素の拡散速度が、ＢＣＣ結晶構造中の拡散速度に対して、１桁程度低い。よって、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面を被覆して、γ相よりなる表層が存在していることにより、γ相が外気からの水素の侵入を抑制することができる。その結果、鋼部材の大部分を占める基地に外気からの水素が到達しにくくなり、水素の侵入による鋼部材の遅れ破壊の発生が抑制される。このようにして、鋼部材全体として高い耐遅れ破壊特性が達成される。
【００７４】
鋼部材の耐遅れ破壊特性は、例えば、３０時間遅れ破壊強度比を指標として評価することができる。具体的には、後の実施例に示すように、鋼材を所定の形状に加工した試験片に対して、０．１Ｎの濃度の塩酸を滴下する。滴下の前後で、試験片に対して片持ち曲げ試験を行い、滴下前の破断応力（静曲げ破断応力σＢ）に対する滴下後の破断応力（３０時間滴下破断応力σ３０）の比を、３０時間遅れ破壊強度比とする（σ３０／σＢ）。ここで、塩酸の滴下は、鋼部材への水素の侵入を評価する加速試験として行っており、３０時間遅れ破壊強度比は、当初の鋼部材の曲げ破断強度を基準とした、３０時間の塩酸滴下を経た後の鋼部材の曲げ破断強度の比であるとみなすことができる。その値が大きいほど、塩酸滴下を経ても鋼部材の曲げ破断強度が大きく低下しないことを意味しており、水素侵入による遅れ破壊を起こしにくいことが示される。鋼部材の曲げ破断強度は、引張強度との間に高い相関性を有しており、上記評価方法で曲げ破断強度の低下の程度として評価される遅れ破壊強度比は、引張強度の低下の程度としての耐遅れ破壊特性を反映する指標としても、利用することができる。
【００７５】
本実施形態にかかる鋼部材においては、上記のようにして評価される３０時間遅れ破壊強度比が、０．６以上であることが好ましい。さらに好ましくは、３０時間遅れ破壊強度比が、０．７以上であるとよい。
【００７６】
一般に、引張強度の高い鋼材においては、遅れ破壊が起こりやすく、特に、引張強度が１２００ＭＰａ以上となると、耐遅れ破壊特性の低下が顕著となる。しかし、本実施形態にかかる鋼部材においては、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、その表面を被覆するγ相よりなる表層とが共存することの効果により、高い引張強度と、高い耐遅れ破壊特性が両立される。上記のように、鋼部材の成分組成は、高価な成分元素を多量に含有するものではない。また、後述するように、基地の表面への表層の形成は、窒化処理と熱処理による窒素導入および相転移という汎用的な工程で簡便に行うことができる。このように、引張強度と耐遅れ破壊特性の向上を、特殊な工程を用いることなく、また材料コストおよび加工コストの過度の上昇を避けながら、達成することができる。
【００７７】
鋼部材は、機械的強度の観点から、高引張強度に加え、高硬度を有していることが好ましい。鋼部材は、３８ＨＲＣ以上、さらには４７ＨＲＣ以上の硬さを有しているとよい。
【００７８】
［鋼部材の製造方法］
次に、本発明の一実施形態にかかる鋼部材の製造方法について説明する。本実施形態にかかる製造方法を用いて、上記で説明したような鋼部材を製造することができる。
【００７９】
本実施形態にかかる製造方法においては、（１）所定形状への加工、（２）焼入れ、（３）表層形成の各工程をこの順に実施することにより、基地の表面に表層を有する鋼部材を製造する。以下、各工程について説明する。
【００８０】
（１）所定形状への加工
上記で説明した成分組成を有する鋼を真空誘導炉等で溶製し、鋳造する。そして、所定の鋼部材の形状、つまり、ボルト等の形状への加工を行う。
【００８１】
加工は、例えば、圧延と、鍛造および機械加工によって行うことができる。鍛造および機械加工は、例えば、部材粗加工と部材精加工の工程によって行うことができる。部材粗加工としては、熱間鍛造や冷間鍛造を例示することができ、部材精加工としては、冷間鍛造や切削加工を例示することができる。また、これらの加工に加え、適宜、焼ならし等の熱処理を行ってもよい。
【００８２】
（２）焼入れ
所定の形状に加工した鋼部材に対して、焼入れを行う。焼入れは、例えば、鋼部材を８００〜１２００℃に加熱した後、６０℃／ｍｉｎ．以上の速度で冷却することによって行えばよい。冷却は、油冷によって行うことが好ましい。焼入れを経て、鋼部材のほぼ全体が、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相となる。
【００８３】
（３）表層形成
上記のようにして得たほぼ全体がマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相からなる鋼部材に対して、表層形成の処理を行い、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面が、γ相よりなる表層に被覆された状態とする。
【００８４】
表層形成は、窒化処理と、それに続く熱処理の２つの工程によって行う。窒化処理によって鋼部材の表面にＮ原子を導入する。そして、熱処理によって、Ｎ原子を導入した表面域のγ相への転移を完成させ、表層を形成する。表層の内側に存在する領域は、窒化処理工程および熱処理工程における加熱によって、焼戻しを受け、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地となる。
【００８５】
窒化処理は、窒化ガス中で鋼部材を加熱することによって行うことができる。窒化処理は、実質的にＮ原子のみを鋼部材の表面に導入する狭義の窒化によって行っても、Ｎ原子とＣ原子を同時に導入する軟窒化によって行ってもよい。
【００８６】
窒化ガスとしては、アンモニアを含むガス等、公知の窒化ガスを適宜用いればよい。また、窒化処理中の鋼部材の加熱温度は、先立つ焼入れ工程における加熱よりも低温に設定することが好ましい。特に、５００〜７００℃とすることが好ましい。窒化処理を行う時間は、十分にＮ原子の導入が行えるように、適宜設定すればよいが、１〜３時間を例示することができる。窒化処理の温度が、５００℃よりも低いと、また、窒化処理の時間が１時間よりも短いと、十分にＮ原子を鋼部材の表面に導入することが難しくなり、Ｎ原子濃度の高くなった表層を形成しにくくなる。一方。窒化処理の温度が７００℃を超えると、また、窒化処理の時間が３時間を超えると、セメンタイト相の析出によって、鋼部材全体としての引張強度が低くなりやすく、また硬度も低くなりやすい。
【００８７】
窒化ガスの種類や濃度、加熱温度を調整することで、熱処理を経て得られる表層におけるＮ原子の濃度を変化させることができる。また、それらのパラメータや窒化処理の時間を調整することで、表層の厚さを変化させることができる。
【００８８】
窒化処理に続く熱処理においては、窒化処理に用いた窒化ガスを雰囲気中から除去した状態で、鋼部材を加熱する。熱処理は、大気中や、窒素（Ｎ２）等の不活性ガス雰囲気中で行うことができる。好ましくは、窒素雰囲気中で熱処理を行うとよい。それにより、先立つ窒化処理の工程で鋼部材の表面に導入したＮ原子が、熱処理中に雰囲気中へと脱出するのを抑制し、最終的に、Ｎ原子が高濃度で含まれた表層を形成しやすいからである。
【００８９】
熱処理の際の鋼部材の加熱温度は、窒化処理の際の加熱温度と同程度とすることが好ましい。特に、５００〜７００℃とすることが好ましい。熱処理の時間は、十分にγ相の形成が行えるように、適宜設定すればよいが、１〜８時間を例示することができる。熱処理の温度が、５００℃よりも低いと、また、熱処理の時間が１時間よりも短いと、十分にγ相への転移を完成させることが難しくなり、γ相をとる表層を形成しにくくなる。一方、熱処理の温度が７００℃を超えると、また、熱処理の時間が８時間を超えると、セメンタイト相の析出によって、鋼部材全体としての引張強度が低くなりやすく、また硬度も低くなりやすい。
【００９０】
窒化処理と熱処理は、分離して行っても、連続して行ってもよい。両処理を分離して行う場合には、高温で窒化処理を行った後、窒化ガスを雰囲気中から除去するとともに、一旦鋼部材を放冷または冷却してから、再度鋼部材を必要な温度まで加熱し、熱処理を行う。一方、両処理を連続して行う場合には、高温で窒化処理を行った後、鋼部材を高温に保ったまま、窒化ガスの除去を行い、必要に応じて鋼部材の温度の調整と雰囲気の置換を行った後、そのまま加熱処理を行う。窒化処理と熱処理を同じ温度で行う場合には、窒化処理終了後、窒化ガスを除去するとともに、適宜、窒素ガス等、熱処理用の雰囲気に置換するだけでよい。表層形成に要する時間を短縮する観点からは、両処理を連続して行う方が好ましい。
【００９１】
以上のように、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相をとる鋼部材に対して、それぞれ汎用的な工程である窒化処理と熱処理を行うことで、基地の表面に、Ｎ原子の濃度が高く、γ相をとる表層を形成することができる。表層に覆われた基地は、Ｎ原子をごく少量しか含有せず、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相をとっている。
【実施例】
【００９２】
以下、実施例を用いて本発明をより具体的に説明する。
【００９３】
［鋼部材の組織の確認］
本発明の一実施形態にかかる鋼部材について、組織の状態を確認し、従来一般の高強度鋼と比較した。
【００９４】
＜試料の準備＞
本発明の一実施形態にかかる鋼部材として、試料１の鋼材を準備した。基地の成分組成は、質量％を単位として、Ｃ：０．５８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：２．１８％、Ｐ：０．０２２％、Ｓ：０．０１３％、Ｃｕ：０．１４％、Ｎｉ：０．２７％、Ｃｒ：０．１３％、Ｍｏ：１．００％、Ａｌ：０．０６７％、Ｎ：０．０２８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるものとした。窒化処理は、５５０℃にて１時間行い、その後の熱処理は窒素雰囲気中にて６００℃で２時間行った。この成分組成および処理条件は、後に掲載する表１，２中の実施例１２と同一のものである。
【００９５】
一方、従来一般の鋼部材として、試料２の鋼材を準備した。ここでは、高強度ボルト用鋼の一種を用いた。成分組成は、質量％を単位として、Ｃ：０．６０％、Ｓｉ：２．００％、Ｍｎ：０．３０％、Ｃｒ：１．００％、Ｍｏ：１．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるものであった。所定形状への機械加工を行った後の鋼材への処理としては、９３０℃での焼入れと６０５℃での焼戻しを行っている。
【００９６】
＜表層形成の確認＞
試料１および試料２の鋼材に対して、断面の光学顕微鏡観察を行った。断面試料の作成および観察は、表面にＮｉめっき層を形成した状態で行った。
【００９７】
図１（ａ）に試料１、図１（ｂ）に試料２の観察像を示す。図１（ｂ）の試料２の観察像においては、断面全体が、同一の組織よりなっていることが分かる。
【００９８】
それに対し、図１（ａ）の試料１の観察像においては、図中に点線で境界を示したように、基地の表面に、基地よりも明るく観察される部位が存在している。これは、基地と結晶組織が異なり、異なる反射率を与える部位が、基地の表層部に存在していることを示している。
【００９９】
＜結晶構造の確認＞
次に、試料１および試料２に対して、Ｘ線回折による結晶構造の同定を行った。測定は、Ｃｏ管球を線源として行った。
【０１００】
図２（ａ）に試料１、図２（ｂ）に試料２について得られたＸ線回折パターンを示す。図２（ｂ）の試料２の結果においては、組織がＢＣＣの結晶構造をとっていることを示すα−Ｆｅの回折ピークのみが観測されている。このことから、試料２においては、マルテンサイト相が形成されていることが確認される。
【０１０１】
一方、図２（ａ）の試料１の表層部分に対して測定した結果においては、α−Ｆｅに由来するピークに加えて、γ−Ｆｅ（ＦＣＣ構造）に由来するピークが観測されている。このことは、試料１においては、マルテンサイト相に加えて、γ相が形成されていることを示している。このγ相を、図１（ａ）の顕微鏡像で観察された表層部の組織に対応づけることができる。なお、Ｘ線回折においては、表層から３０μｍ程度の深さまで測定してしまうため、試料１において、基地のα−Ｆｅの回折ピークも検出されていると考えられる。
【０１０２】
以上の断面の顕微鏡観察およびＸ線回折の結果より、従来一般の高強度鋼においては、全組織がマルテンサイト相よりなるのに対し、本発明の実施形態にかかる鋼部材においては、基地の表面に、基地と結晶組織の異なる表層が存在していることが確認された。そして、その表層が、γ相よりなることが確認された。
【０１０３】
［鋼部材の合金組成および製造方法と特性の関係］
次に、鋼部材の合金組成、および製造工程における条件を種々に変化させて、各種特性との関係を評価した。
【０１０４】
＜試料の準備＞
各実施例および比較例にかかる試料として、表１，３に示す成分元素（単位：質量％）含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるとともに、表２，４に示す処理を経た鋼部材を作製した。具体的には、各成分組成を有する鋼１５０ｋｇを、真空誘導炉で溶製し、１２５０℃でφ２０ｍｍの丸棒に鍛伸した。その後、焼ならしを施した。焼ならしは、９５０℃で１時間加熱した後、空冷することで行った。
【０１０５】
上記で得た処理材に対して機械加工を行い、図３（ａ）に示した引張試験片粗加工品、および図３（ｃ）に示した遅れ破壊試験片粗加工品を作製した。そして、それら粗加工品に対して、焼入れ処理を行った。焼入れ処理は、９００℃で１時間加熱した後、油冷することで行った。
【０１０６】
焼入れを経た各粗加工品に対して、さらに機械加工を行い、図３（ｂ）に示した引張試験片精加工品、および図３（ｄ）に示した遅れ破壊試験片精加工品を作製した。
【０１０７】
得られた各精加工品に対して、表層形成の処理を行った。表層形成は、窒化処理と、それに続く熱処理によって行った。窒化処理は、アンモニア雰囲気中で、試料を加熱することによって行った。加熱温度と加熱時間は、各表中に示している。また、熱処理は、各表中に示した雰囲気、加熱温度、加熱時間にて行った。窒化処理と熱処理は、間に試料を冷却することなく、連続した工程として行った。
【０１０８】
＜評価方法＞
上記のようにして得られた試験片に対して、以下に示す各評価を行った。特記しない限り、各評価は、室温にて行っている。
【０１０９】
（Ｍ６Ｃ炭化物の有無の確認）
遅れ破壊試験片の切欠き部の底の断面に対して、ＳＥＭ観察を行った。観察像において、Ｍ６Ｃ炭化物が存在するかどうかを判定した。
【０１１０】
（表層中のＮ濃度の測定）
遅れ破壊試験片の切欠き部の底の断面に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）による元素分析を行い、表層におけるＮ原子の濃度を測定した。
【０１１１】
（表層の厚さの測定）
上記Ｍ６Ｃ炭化物の有無の確認に用いたＳＥＭ像において、表層の厚さを計測した。
【０１１２】
（引張強度の測定）
図３（ｂ）に示した引張強度試験片（ＪＩＳ  １４Ａ号）について、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準じた方法で引張試験を行い、引張強度を測定した。
【０１１３】
（耐遅れ破壊特性の評価）
図３（ｄ）に示した遅れ破壊試験片について、３０時間の塩酸滴下の前後で片持ち曲げ試験を行い、３０時間遅れ破壊強度比を求めた。
【０１１４】
片持ち曲げ試験は、図４に概略を示すような方法で行った。つまり、長尺状の試験片１の一端を把持具２にて固定し、他端を、長さ４００ｍｍのアーム３の一端に固定した。そして、アーム３の他端に、重錘４を取り付け、重錘４に働く重力により、試験片１に曲げ応力を印加した。試験片１の中央の切欠きを設けた部位に、曲げによる破断が発生した際の曲げ応力の値を記録し、曲げ破断応力とした。
【０１１５】
ここでは、３０時間にわたって、塩酸（ＨＣｌ）を試験片１の中央の切欠きを設けた部位に滴下し続けた。そして、滴下の前と後で、それぞれ上記のような片持ち曲げ試験を行い、曲げ破断応力を測定した。塩酸の濃度は、０．１Ｎとし、滴下速度は、０．２ｍｌ／ｍｉｎ．とした。
【０１１６】
そして、塩酸の滴下を行う前の曲げ破断応力である静曲げ破断応力（σＢ）に対する、３０時間の塩酸滴下を行った後の曲げ破断応力である３０時間滴下破断応力（σ３０）の比から、３０時間遅れ破壊強度比（σ３０／σＢ）を算出した。
【０１１７】
＜結果＞
表１，３に、各実施例および比較例にかかる鋼部材（基地）の成分組成を示す。また、表２，４に、各実施例および比較例の鋼部材に対して行った各処理の条件、および得られた評価結果を示す。なお、表１，２では、同程度の引張強度を示す実施例群を、太線で区画して示した。表３，４の各比較例にかかる「試料種」の欄では、実施例群との対比における成分組成および処理工程の特徴を示している。また、表４の表層中Ｎ濃度および表層厚さの欄において、「−」との記載は、それぞれ、基地以上の濃度のＮが含有されないこと、および表層が存在しないことを示している。
【０１１８】
【表１】
2019077911.tif 000003
【０１１９】
【表２】
2019077911.tif 000004
【０１２０】
【表３】
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【０１２１】
【表４】
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【０１２２】
比較例１においては、窒化ガスを用いた窒化処理を行っていないことから、基地の表面にγ相が形成されていない。一方、比較例２においては、窒化処理後に熱処理を行っていないことから、基地の表面にγ相が形成されていない。これらの比較例においては、基地の表面にγ相よりなる表層が存在しないことに対応して、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を大きく下回る小さな値をとっている。
【０１２３】
比較例３〜５においては、Ｃの含有量が０．２０質量％との下限値を下回っている。また、それと関連して、式（１）の式値（左辺の値）が０を下回っている。それらの結果、鋼部材の引張強度が、１２００ＭＰａ未満の小さな値をとっている。
【０１２４】
比較例６，７においては、式（２）の式値が４２を下回っている。そのことと対応して、基地の表面にγ相が形成されていない。その結果、比較例１，２と同様に、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６未満の小さな値をとっている。
【０１２５】
比較例８においては、窒化処理および熱処理における加熱温度が、４７５℃と低くなっている。その結果、基地の表面にγ相が形成されていない。比較例９，１０においても、それぞれ窒化処理またはその後の熱処理の時間が、０．２時間と短くなっている。その結果、やはり基地の表面にγ相が形成されていない。これらの比較例においても、上記比較例１，２，６，７の場合と同様、基地の表面にγ相よりなる表層が存在しないことに対応して、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６未満の小さな値をとっている。
【０１２６】
比較例１１〜１７においては、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの含有量が、所定の上限値を上回っている。そのことと対応して、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなっており、いずれにおいても、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を下回っている。
【０１２７】
比較例１８，１９においては、それぞれＡｌ，Ｎが含有されていない。そのことと対応して、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなっており、いずれにおいても、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を下回っている。これは、ＡｌまたはＮが含有されないことで、旧γ粒が粗大化し、組織が脆化していることによると解釈される。
【０１２８】
このように、各比較例においては、鋼部材の成分組成または処理の条件に起因して、Ｎ原子を１質量％以上の濃度で含有し、γ相をとる表層を有さないことにより、耐遅れ破壊特性に劣っている。あるいは、成分組成に起因して、鋼部材全体としての引張強度か耐遅れ破壊特性のいずれかにおいて劣っている。
【０１２９】
それらに対し、各実施例においては、所定の成分組成を有し、かつ、窒化処理と熱処理よりなる適切な表層形成工程を経て、Ｎ原子を１質量％以上の濃度で含有し、γ相をとる表層を有している。その結果として、おおむね１２００ＭＰａ以上の高い引張強度と、３０時間遅れ破壊強度比でおおむね０．６以上の高い耐遅れ破壊特性を備えている。
【０１３０】
各実施例について、まず引張強度に着目すると、実施例４４，４５においては、窒化処理後の熱処理における加熱温度が７５０℃と他の実施例と比べて高くなっていることと対応し、引張強度が比較的低くなってしまっている。それ以外の実施例においては、１２００ＭＰａを大きく超える引張強度が得られている。
【０１３１】
表１，２において、おおむね、引張強度が高くなっている表の下方の実施例ほどＣの含有量が多くなり、また式（１）の式値が大きくなっているという傾向が見られる。このことは、Ｃの含有量が多くなるほど、また式（１）の式値が大きくなるほど、鋼部材の引張強度を高める効果が大きくなることを示している。特に、ほぼ全ての実施例において式（１）の式値が４．８以上と大きくなっている実施例２８〜４３の群においては、１９００ＭＰａ以上の特に高い引張強度が得られている。
【０１３２】
次に、耐遅れ破壊特性に着目する。各実施例において、表層中のＮ原子の濃度が高くなるほど、３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっているという傾向が見られる。このことは、Ｎ原子の濃度の高い表層の存在が、耐遅れ破壊特性を向上させているということを示している。特に、実施例１２，１３，１９，２０，２５〜２７，３１〜３３，３９〜４３のように、表層中のＮ原子の濃度が３．０質量％以上となっている場合には、表中で区画した同程度の引張強度を示すそれぞれの実施例群の中で、３０時間遅れ破壊強度比の値が大きくなっている。
【０１３３】
また、窒化処理後の熱処理の際の雰囲気が、窒素である場合には、大気である場合よりも、表層におけるＮ原子の濃度が高くなり、また３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっている。例えば、実施例１０と実施例１２の組、また実施例２４と実施例２５の組で、それぞれ成分組成が近く、熱処理時の雰囲気を除いて処理条件も同じになっているが、各組の中で、窒素雰囲気で熱処理を行っている実施例１２，２５の方が、大気雰囲気で熱処理を行っている実施例１０，２４よりも、表層におけるＮ原子の濃度が高くなり、３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっている。また、上記で列挙した表層中のＮ原子の濃度が３．０質量％以上となっている各実施例は、いずれも、熱処理を窒素雰囲気中で行ったものである。
【０１３４】
さらに、式（３）の式値が１００を超えている各実施例においては、Ｍ６Ｃ炭化物の生成が確認されている。そして、それらの場合には、３０時間遅れ破壊強度比の値が比較的小さくなっている。例えば、実施例２３と実施例２４の組においては、成分組成においてＣの含有量が非常に近く、処理条件も同じになっているが、式（３）の式値が１００を挟んで離れている。式（３）の式値が１００を超えている実施例２３の方でのみ、Ｍ６Ｃ炭化物が析出している。そして、実施例２３の方で、３０時間遅れ破壊強度比が小さくなっている。
【０１３５】
以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。
【図１】
2019077911.tif 000007
【図２】
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【図３】
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【図４】
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