(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２１〜０．３４％、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ｍｏ：１．５０〜４．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％、
Ｎｂ：０〜０．０４％、
Ｔｉ：０〜０．０４％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００６０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
残部がＦｅおよび不純物で、
不純物としてのＳｉ、ＰおよびＳが、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１５％以下およびＳ：０．０１５％以下であり、
さらに、下記の[1]式で表されるＦｎ１が０を超え、
鋼中のＭＣ型炭化物の平均サイズが１〜３０ｎｍであり、
引張強さが１２００ＭＰａ以上である、
機械構造用部品。
Ｆｎ１＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）・・・[1]
但し、[1]式中のＭｏ、ＶおよびＣは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％およびＴｉ：０．００５〜０．０４％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の機械構造用部品。
【請求項３】
質量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有する、請求項１または２に記載の機械構造用部品。
【請求項４】
質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％を含有する、請求項１から３までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【請求項５】
質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％およびＺｒ：：０．０００２〜０．００５％から選択される１種以上を含有する、請求項１から４までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【請求項６】
亜鉛めっき層によって全表面が被覆された請求項１から５までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造用部品に関し、詳しくは、優れた耐遅れ破壊特性を備えた機械構造用部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化、あるいは土木・建築構造物の建設費削減のために、機械構造用部品の高強度化が進められている。
【０００３】
例えば、ボルトは、ＪＩＳ Ｇ  ４０５３で規定されているＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０などの低合金鋼を用い、所定の形状に成形後、焼入れ−焼戻し処理によって製造されている。このため、ボルトを簡単に高強度化するためには、焼戻し温度を低くすればよい。
【０００４】
しかしながら、引張強さが１２００ＭＰａを超えるような機械構造用部品では、水素脆化の一種である遅れ破壊が問題となる。上記の「遅れ破壊」は、静的応力下に置かれた部品が、ある時間経過後に突然、脆性的に破壊する現象であり、微量の水素でも生じる。上記の部品が屋外、特に、海水、融雪塩などの塩分が飛来する環境で使用される場合には、さび層下のｐＨが低下し、水素侵入量が多くなり、遅れ破壊の危険性が高まる。
【０００５】
そこで、従来から、遅れ破壊などの水素脆化を考慮した鋼あるいは鋼部品が検討されている。例えば、特許文献１には、水素トラップサイトとなる（Ｍｏ、Ｖ）2Ｃを活用した耐水素疲労破壊特性に優れた鋼、特許文献２には、水素トラップと高強度化のために合金炭化物の最適化を図った耐遅れ破壊特性に優れた鋼、特許文献３には、鋼材の化学成分に加えてミクロ組織を制御した耐遅れ破壊特性に優れたボルトが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−３２７２３５号公報
【特許文献２】特開２００６−０４５６７０号公報
【特許文献３】特開２００７−０３１７３４号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】斉藤明夫、徳広祐之輔、吉沢四郎、山川宏二、中尾和敏：防食技術、２６（１９７７）、ｐｐ．５０３−５０８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１で開示された鋼は、耐水素疲労破壊特性に優れ、特許文献２で開示された鋼は、耐遅れ破壊特性に優れている。さらに、特許文献３で開示されたボルトもまた、確かに耐遅れ破壊特性に優れている。しかしながら、上記の各特許文献では、特に、使用中の環境が大きく影響する腐食によって生じる水素（以下、「使用中の環境からの水素」という。）の侵入を抑制する手段についての検討が十分ではない。このため、特許文献１〜３で開示された技術は、使用中の環境からの水素侵入量の抑制という観点から、改善の余地がある。
【０００９】
本発明は、化学組成を最適化することにより使用中の環境からの水素侵入量を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品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】
【００１０】
本発明者らは、前記の課題を解決するために、種々の化学組成を有する低合金鋼鋼材を焼入れ−焼戻し処理して、機械構造用部品の遅れ破壊の原因となる水素量、中でも、使用中の環境からの水素侵入量について詳細な調査を行った。その結果、後述の実施例に一例を示すように、使用中の環境からの水素侵入量の抑制には、固溶Ｍｏが存在することが特に重要であるという全く新たな知見を得た。
【００１１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す機械構造用部品にある。
【００１２】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２１〜０．３４％、
Ｍｎ：０．１０〜１．０％、
Ｍｏ：１．５０〜４．０％、
Ｖ：０．１０〜０．３５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％、
Ｎｂ：０〜０．０４％、
Ｔｉ：０〜０．０４％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．００６０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
残部がＦｅおよび不純物で、
不純物としてのＳｉ、ＰおよびＳが、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１５％以下およびＳ：０．０１５％以下であり、
さらに、下記の[1]式で表されるＦｎ１が０を超え、
鋼中のＭＣ型炭化物の平均サイズが１〜３０ｎｍであり、
引張強さが１２００ＭＰａ以上である、
機械構造用部品。
Ｆｎ１＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）・・・[1]
但し、[1]式中のＭｏ、ＶおよびＣは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００１３】
（２）質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％およびＴｉ：０．００５〜０．０４％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の機械構造用部品。
【００１４】
（３）質量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有する、上記（１）または（２）に記載の機械構造用部品。
【００１５】
（４）質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【００１６】
（５）質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％およびＺｒ：：０．０００２〜０．００５％から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【００１７】
（６）亜鉛めっき層によって全表面が被覆された上記（１）から（５）までのいずれかに記載の機械構造用部品。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、使用中の環境からの水素の侵入を抑制することで耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品の提供が可能になる。このため、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】（実施例２）の試験結果を、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さ（ただし、１２００〜１６００ＭＰａの範囲で示した。）と破壊強度比をとって整理した図である。
【図２】（実施例３）の試験結果を、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さと破壊強度比をとって整理した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２１】
（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．２１〜０．３４％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、機械構造用部品の強度を高めるために、０．２１％以上の量を含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が０．３４％を超えると、冷間加工性が低下する。このため、Ｃの含有量は０．２１〜０．３４％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、また、好ましい上限は０．３０％である。なお、Ｃの含有量は、前記のＦｎ１〔＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）〕が０を超える必要がある。
【００２２】
Ｍｎ：０．１０〜１．０％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効であり、さらに、鋼の強度および焼入れ性を向上させる有用な元素である。上記の効果を得るためには、Ｍｎを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、粒界に偏析して粒界割れ型の遅れ破壊が発生したり、硬さの上昇によって部品形状に加工する際の冷間加工性が劣化したりする。したがって、Ｍｎの含有量は０．１０〜１．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、また、好ましい上限は０．７０％である。
【００２３】
Ｍｏ：１．５０〜４．０％
Ｍｏは、本発明において重要な元素である。Ｍｏは、鋼の強度および焼入れ性を向上させ、しかも、６００℃前後の高温焼戻しの際に微細な炭化物を形成して析出強化により強度を上昇させることで、強度と耐遅れ破壊特性の向上を両立させる。さらに、Ｍｏは、固溶状態において、使用中の環境からの水素の侵入量を低減する効果を通じて、耐遅れ破壊特性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｍｏを１．５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏを４．０％を超えて含有させてもそれらの効果が飽和することに加えて、熱間圧延などの高温加工性を損なう。したがって、Ｍｏの含有量は１．５０〜４．０％とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．２％であり、また、好ましい上限は２．９％である。なお、Ｍｏの含有量は、前記のＦｎ１〔＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）〕が０を超える必要がある。
【００２４】
Ｖ：０．１０〜０．３５％
Ｖは、本発明において重要な元素である。適正量のＶをＭｏと複合して含有させることで、Ｍｏの炭化物が、Ｍｏ2Ｃではなく、（Ｍｏ、Ｖ）Ｃの微細なＭＣ型炭化物となる。このため、Ｖは、固溶Ｍｏの確保による使用中の環境からの水素侵入量の低減を通じた耐遅れ破壊特性の向上に有効である。しかも、微細な（Ｍｏ、Ｖ）Ｃは、６００℃前後の高温焼戻しの際に、析出強化により強度を上昇させることで、強度と耐遅れ破壊特性の向上を両立させる。これらの効果を得るためには、Ｖを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｖの含有量が過剰になると、焼入れ加熱時など９００℃前後の温度で粗大な炭窒化物を形成するため、該炭窒化物をマトリックス中に固溶させるために焼入れ加熱温度を高くする必要が生じ、製造コストが嵩む。したがって、Ｖの含有量は０．１０〜０．３５％とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１７％であり、また、好ましい上限は０．２９％である。なお、Ｖの含有量は、前記のＦｎ１〔＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）〕が０を超える必要がある。
【００２５】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素であるとともに、窒化物を形成して熱処理時のオーステナイト粒径を微細化する効果があるため、０．０１％以上含有させる。一方、Ａｌを０．１０％を超えて含有させても上記の効果が飽和する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．１０％とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５％である。なお、本発明のＡｌ含有量とはトータルＡｌでの含有量を指す。
【００２６】
Ｎ：０．００１〜０．０１５％
Ｎは、オーステナイト粒径の微細化に有効な窒化物や炭窒化物の形成のために、０．００１％以上含有させる。一方、Ｎの含有量が０．０１５％を超えると、粗大な窒化物が生成することで延性が低下する。このため、Ｎの含有量は０．００１〜０．０１５％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、また、好ましい上限は０．００８％である。
【００２７】
Ｎｂ：０〜０．０４％
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．０４％を超えると、粗大な炭窒化物を形成するため、必要な強度が得られなくなる。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を０．０４％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましい。
【００２８】
Ｔｉ：０〜０．０４％
Ｔｉは、微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する有用な元素である。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって０．０４％を超えると、粗大な炭窒化物を形成するため、必要な強度が得られなくなる。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．０４％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましい。
【００２９】
上記のＴｉおよびＮｂを複合して含有させる場合の合計量は、０．０５％以下であることが好ましい。
【００３０】
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である。このため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかしながら、１．０％を超えてＣｒを含有させても上記の効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量の上限を１．０％とする。Ｃｒ含有量の上限は、０．６％であることが好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｒ含有量の下限は、０．１％であることが好ましい。
【００３１】
Ｂ：０〜０．００６０％
Ｂは、鋼の焼入れ性を顕著に向上させる有用な元素である。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００６０％を超えると、その効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＢ含有量の上限を０．００６０％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｂ含有量の下限は、０．０００３％であることが好ましい。
【００３２】
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｃａは、硫化物の形態制御に有効な元素である。すなわち、Ｃａには、ＭｎＳの圧延方向への伸長化を防止する形態制御効果があって、加工性および靱性の劣化を抑制する。さらに、Ｃａには、脱酸作用もある。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを０．００５％を超えて含有させると、粗大な介在物を生成し、かえって靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のＣａ含有量の上限を０．００５％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量の下限は、０．０００２％であることが好ましい。
【００３３】
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｍｇは、Ｃａと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを０．００５％を超えて含有させてもその効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＭｇ含有量の上限を０．００５％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量の下限は、０．０００２％であることが好ましい。
【００３４】
Ｚｒ：０〜０．００５％
Ｚｒは、ＣａおよびＭｇと同様に硫化物の形態制御に有効な元素である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを０．００５％を超えて含有させてもその効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量の上限を０．００５％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量の下限は、０．０００２％であることが好ましい。
【００３５】
上記のＣａ、ＭｇおよびＺｒを複合して含有させる場合の合計量は、０．００６％以下であることが好ましい。
【００３６】
本発明の機械構造用部品は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＳｉ、ＰおよびＳが、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｐ：０．０１５％以下およびＳ：０．０１５％以下で、さらに、前記の[1]式で表されるＦｎ１が０を超える化学組成を有する。
【００３７】
ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップなどの原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３８】
Ｓｉ：０．１５％以下
Ｓｉは、鋼の製造過程で不純物として混入する元素である。Ｓｉ含有量が０．１５％を超えると、硬さの上昇によって部品形状に加工する際の冷間加工性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量を０．１５％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下であり、極力低いことが好ましい。
【００３９】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として含有され、焼入れ−焼戻し後の機械構造用部品の結晶粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｐの含有量を０．０１５％以下とする。Ｐの含有量は極力低いことが好ましい。
【００４０】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、不純物であり、通常はＭｎ硫化物として鋼中に存在し、中性および酸性水溶液中で溶解することにより水素侵入を促進し、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Ｓの含有量を０．０１５％以下とする。Ｓの含有量は極力低いことが好ましい。
【００４１】
Ｆｎ１：０を超える
本発明の機械構造用部品は、下記[1]式で表されるＦｎ１が０を超えるものである。
Ｆｎ１＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）・・・[1]
但し、[1]式中のＭｏ、ＶおよびＣは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００４２】
Ｆｎ１は、本発明の機械構造用部品が、固溶Ｍｏを確保できて、使用中の環境からの水素侵入量が低減されて良好な耐遅れ破壊特性を得るための指標である。既に述べたように、ＭｏとＶを複合して含有させることで、６００℃前後の高温焼戻しによって、（Ｍｏ、Ｖ）Ｃの微細なＭＣ型炭化物が形成される。このＭＣ型炭化物は、耐遅れ破壊特性の向上に有効な高温焼戻しを行った際の強度確保に有効である。一方で、該ＭＣ型炭化物であっても、使用中の環境からの水素侵入量を抑制するのに有効な固溶Ｍｏを消費するので、固溶Ｍｏが確保できなければ耐遅れ破壊特性の低下を招くことになる。しかし、Ｆｎ１が０を超える場合には、該ＭＣ型炭化物が形成されても固溶Ｍｏが確保されるため、使用中の環境からの水素侵入量が低減して良好な耐遅れ破壊特性が得られる。Ｆｎ１の好ましい下限は０．０１である。なお、Ｆｎ１の上限は、Ｍｏ、ＶおよびＣの含有量がそれぞれ、４．０％、０．３５％および０．２１％である場合の０．０３１に近い値であってもよいが、０．０２０であることが好ましい。
【００４３】
（Ｂ）ＭＣ型炭化物について：
上記（Ａ）項で述べた化学組成を有する本発明の機械構造用部品は、鋼中のＭＣ型炭化物の平均サイズが１〜３０ｎｍである。なお、ＭＣ型炭化物は円板形状であるため、ＭＣ型炭化物の平均サイズとは、倍率４０万倍程度のＴＥＭ像で観察した炭化物の長径を測定し、観察対象の炭化物の個数で平均して求めた値を指す。なお、長径が１ｎｍ以上のＭＣ型炭化物を観察対象とした。
【００４４】
ＭＣ型炭化物の平均サイズが１ｎｍを下回ると、析出強化量が不足するために耐遅れ破壊特性が低下する。一方、ＭＣ型炭化物の平均サイズが３０ｎｍを上回ると、かえって析出強化量が低下するとともにマトリックス中のＣを消費するため、機械構造用部品に求められる強度が得られなくなる。
【００４５】
本発明の機械構造用部品における上記のＭＣ型炭化物とは、ＭＣ型のＭｏおよびＶの複合炭化物を指し、本発明の機械構造用部品がその化学組成に任意元素としてのＮｂおよび／またはＴｉを含有する場合には、ＭＣ型のＮｂおよび／またはＴｉを含有する炭化物をも含む。
【００４６】
（Ｃ）機械構造用部品の引張強さについて：
本発明の機械構造用部品は、引張強さが１２００ＭＰａ以上である。引張強さが１２００ＭＰａ以上であれば、近年において高強度化が進められている分野の機械構造用部品として、例えば、自動車、各種産業機械、土木・建築構造物などの用途に、好適に用いることができる。
【００４７】
（Ｄ）機械構造用部品の防錆のためのめっきについて：
本発明の機械構造用部品は亜鉛めっきによって全表面を防錆処理することができる。引張強さが１２００ＭＰａ以上である部品は、通常、亜鉛めっきによって防錆処理すると、部品に傷が入って鉄地が露出した際は、鉄地がカソードとなって水素発生サイトとなる。したがって、従来の高強度機械構造用の鋼部品は亜鉛めっきによって耐遅れ破壊特性が低下する。しかし、引張強さが１２００ＭＰａ以上である本発明の機械構造用部品は耐遅れ破壊特性に優れており、亜鉛めっきによって防錆処理して鉄地が露出した際も、耐遅れ破壊特性が低下することがない。亜鉛めっき層の厚さは２〜５０μｍ程度であればよい。
【００４８】
本発明の機械構造用部品は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
【００４９】
（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工によって、鋼板、丸棒など所要の粗形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に熱間鍛造、切削加工などを施して、所定の機械構造用部品形状に成形する。なお、冷間鍛造などの冷間加工工程が必要な部品については、冷間加工性を向上させるために、熱間加工後の鋼材に焼鈍または球状化焼鈍処理を施してもよい。また、寸法精度が必要とされるボルトなどの場合には、冷間鍛造の前に伸線を行ってもよい。
【００５０】
所定の部品形状に成形した後、強度を付与するため、鋼のＡｃ3点以上の温度に加熱した後、水冷または油冷によって焼入れ処理を行う。なお、焼入れのための加熱温度（以下、「焼入れ加熱温度」という。）が低すぎると、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの炭窒化物のマトリックス中への固溶が不十分となり、ＭＣ型炭化物の平均サイズが３０ｎｍを超えるため、機械構造用部品に求められる強度を得ることができない。一方、操業面からは熱処理炉の炉体および付属部品の損傷が顕著になり、製造コストが上昇するため、あまり高い温度に加熱するのは好ましくない。このため、焼入れ加熱温度は８７０〜９５０℃とするのが好ましい。
【００５１】
耐遅れ破壊特性を向上させるためには、上記の焼入れ処理を行った後に焼戻しを行う必要がある。焼戻しの温度は、５００〜６５０℃が好適である。焼戻し温度が５００℃未満では、ＭＣ型炭化物の平均サイズが１ｎｍを下回って、十分な耐遅れ破壊特性が得られないことがある。一方、６５０℃以上で焼戻しする場合は、ＭＣ型炭化物がオストワルド成長してその平均サイズが３０ｎｍを超えて、強度が低下してしまうことがある。
【００５２】
また、防錆のための全表面を被覆する亜鉛めっき処理は、電気めっきや溶融亜鉛めっき等の一般的な方法で行えば良い。例えば、塩化アンモン浴を用いてバレルめっき法にて行い、三価クロメート処理を施す方法で実施し、めっき層の厚さを２〜５０μｍ程度とすればよい。
【００５３】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００５４】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｅを溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造により直径７０ｍｍの丸棒とした。
【００５５】
表１中の鋼Ａおよび鋼Ｂは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼Ｃ〜Ｅは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
【００５６】
【表１】
0006648659.tif 000002
【００５７】
上記のようにして得た直径７０ｍｍの丸棒から、直径７０ｍｍで長さ２０ｍｍの円板を切り出し、焼入れ−焼戻しの熱処理を行った。なお、焼入れ加熱温度は９００℃、焼戻し温度は５００〜６００℃とした。
【００５８】
焼入れ−焼戻し後、上記の直径７０ｍｍで長さ２０ｍｍの円板に機械加工およびエメリー紙による研磨を行って、直径７０ｍｍで厚さ０．５ｍｍの円板に仕上げ、片側の面に厚さ約０．５μｍのＮｉめっきを施した。
【００５９】
次いで、非特許文献１に準拠したダブルセル型の陰極チャージ水素透過試験装置を用いた方法で、各鋼種の水素透過係数を求めた。上記のようにして求めた水素透過係数を表１に併せて示す。
【００６０】
表１から、前記のＦｎ１〔＝（Ｍｏ／９６）＋（Ｖ／５１）−（Ｃ／１２）〕が０を超えて（正の値となって）固溶Ｍｏが確保される鋼Ａおよび鋼Ｂの水素透過係数は、Ｆｎ１が負となる鋼Ｃ〜Ｅの水素透過係数よりも小さい、すなわち侵入水素量が小さいことが明らかである。
【００６１】
（実施例２）
表２に示す化学組成を有する鋼１〜３３を溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造により直径２０ｍｍの丸棒とした。
【００６２】
【表２】
0006648659.tif 000003
【００６３】
表２中の鋼１〜２６および鋼３３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼２７〜３２は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
【００６４】
上記の直径２０ｍｍの丸棒は、９００〜９６０℃で焼ならし処理を行った後、切削加工して直径１４ｍｍの丸棒に仕上げた。
【００６５】
次いで、直径１４ｍｍに仕上げた丸棒に、表３に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行った。なお、焼入れ加熱の保持時間は６０分とし、また、焼戻しの際の保持時間は９０分とした。
【００６６】
【表３】
0006648659.tif 000004
【００６７】
各鋼について、上記の焼入れ−焼戻し処理した丸棒を用いて、以下に示す各種の調査を行った。
【００６８】
〈１〉引張特性：
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、上記の焼入れ−焼戻し処理した直径が１４ｍｍの各丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が６ｍｍの１４Ａ号の丸棒引張試験片を採取し、室温の大気中で引張試験して、引張強さを求めた。
【００６９】
〈２〉ＭＣ型炭化物の平均サイズ：
上記〈１〉の調査で１２００ＭＰａ以上の引張強さが得られた試験番号について、焼入れ−焼戻し処理後の直径１４ｍｍの丸棒のＤ／４の位置（「Ｄ」は丸棒の直径を表す。）を含むように薄膜試験片を作製し、ＴＥＭを用いて合計１０００００ｎｍ2の視野について倍率４０万倍で撮影した写真を用いて、前述したように測定して、ＭＣ型炭化物の平均サイズを求めた。また、ＭＣ型炭化物の確認には、ＴＥＭ−ＥＤＳを用いた。
【００７０】
〈３〉耐遅れ破壊特性：
上記〈１〉の調査で１２００ＭＰａ以上の引張強さが得られた試験番号について、焼入れ−焼戻し処理後の直径１４ｍｍの丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が７ｍｍで、中央部に１．４ｍｍ深さの環状切欠きを付与した試験片を採取した。切欠きは６０゜のＶ型で、切欠き底の曲率半径は０．１７５ｍｍとした。この試験片を用いて、室温にて、質量％濃度で、０．００５％ＨＣｌ＋３％ＮａＣｌの水溶液に２４時間浸漬した後、その浸漬状態で、０．００６ｍｍ／分の低速で引張試験を実施し、上記水溶液中での破断応力（Ｔ１）を求めた。同様に、室温の大気中にて、上記０．００６ｍｍ／分の速度で引張試験を実施し、大気中での破断応力（Ｔ２）を求めた。上記の、水溶液中での破断応力（Ｔ１）と大気中での破断応力（Ｔ２）から、破壊強度比であるＴ１／Ｔ２を算出して、耐遅れ破壊特性を評価した。なお、破壊強度比が１に近いほど耐遅れ破壊特性が良好と判断される。
【００７１】
表３に、上記の各調査結果を併せて示す。さらに、図１に、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さ（ただし、１２００〜１６００ＭＰａの範囲で示した。）と破壊強度比をとって、各鋼の耐遅れ破壊特性を比較して示す。
【００７２】
表３および図１から、本発明で規定する化学組成とＭＣ型炭化物の平均サイズの条件を満たす本発明例の試験番号１〜２６は、いずれも１２００ＭＰａを超える引張強さが得られ、しかも、同一引張強さレベルの比較例の試験番号２８〜３３に比べて、耐遅れ破壊特性に優れていることが明らかである。
【００７３】
比較例の試験番号２７〜３３の場合は、１２００ＭＰａ以上という引張強さが得られていないか、同一引張強さレベルの本発明例の試験番号１〜２６に比べて、耐遅れ破壊特性に劣っている。以下、試験番号２７以降の比較例について個々に説明する。
【００７４】
試験番号２７は、用いた鋼２７のＣ含有量が０．１５％と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、引張強さが１２００ＭＰａに満たなかった。
【００７５】
試験番号２８は、用いた鋼２８のＦｎ１が−０．００６９であり、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００７６】
試験番号２９は、用いた鋼２９のＭｏ含有量が１．１３％と少なく、Ｆｎ１も−０．０１０１であって、いずれも本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００７７】
試験番号３０は、用いた鋼３０の不純物中のＰとＳの含有量がそれぞれ、０．０４６％および０．０３６％と多く、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００７８】
試験番号３１は、用いた鋼３１のＶ含有量が０．０５％と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００７９】
試験番号３２は、用いた鋼３２のＭｎ含有量が１．４４％と多く、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００８０】
試験番号３３は、用いた鋼３３の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、観察対象である長径が１ｎｍ以上のＭＣ型炭化物が認められなかった。このため、ＭＣ型炭化物の平均サイズは１ｎｍ未満であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００８１】
（実施例３）
表４に示す化学組成を有する鋼３４〜４５を溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造により直径２０ｍｍの丸棒とした。
【００８２】
【表４】
0006648659.tif 000005
【００８３】
表４中の鋼３４〜４１および鋼４５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼４２〜４４は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
【００８４】
上記の直径２０ｍｍの丸棒は、９００〜９６０℃で焼ならし処理を行った後、切削加工して直径１４ｍｍの丸棒に仕上げた。
【００８５】
次いで、直径１４ｍｍに仕上げた丸棒に、表５に示す条件で焼入れおよび焼戻しを行った。なお、焼入れ加熱の保持時間は６０分とし、また、焼戻しの際の保持時間は９０分とした。
【００８６】
【表５】
0006648659.tif 000006
【００８７】
各鋼について、上記の焼入れ−焼戻し処理した丸棒を用いて、前記（実施例２）と同じ方法によって、「引張特性」および「ＭＣ型炭化物の平均サイズ」を調査し、また、下記の〈４〉に示す方法で「耐遅れ破壊特性」の調査を行った。
【００８８】
〈４〉耐遅れ破壊特性：
焼入れ−焼戻し処理後の直径１４ｍｍの丸棒の中心部から、長手方向に、平行部直径が７ｍｍの試験片を採取した。その試験片に１０μｍの厚さの亜鉛めっきを付与した。亜鉛めっきは、塩化アンモン浴を用いてバレルめっき法にて行い、三価クロメート処理を施した。その後、試験片の中央部に１．４ｍｍ深さの環状切欠きを付与した。切欠きは６０゜のＶ型で、切欠き底の曲率半径は０．１７５ｍｍとした。この試験片を用いて、室温にて、質量％濃度で、５％ＮａＣｌの水溶液に２４時間浸漬した後、その浸漬状態で、０．００６ｍｍ／分の低速で引張試験を実施し、上記水溶液中での破断応力（Ｔ３）を求めた。同様に、室温の大気中にて、上記０．００６ｍｍ／分の速度で引張試験を実施し、大気中での破断応力（Ｔ２）を求めた。上記の、水溶液中での破断応力（Ｔ３）と大気中での破断応力（Ｔ２）から、破壊強度比であるＴ３／Ｔ２を算出して、耐遅れ破壊特性を評価した。破壊強度比が１に近いほど耐遅れ破壊特性が良好と判断される。なお、めっきに傷が入った時に露出する鉄地部がカソードになって、そこから水素が侵入する現象を模擬するために、上述のように切欠き底はめっきのない露出状態で調査を行った。
【００８９】
表５に、上記の各調査結果を併せて示す。さらに、図２に、横軸と縦軸にそれぞれ、引張強さと破壊強度比をとって、各鋼の耐遅れ破壊特性を比較して示す。
【００９０】
表５および図２から、本発明で規定する化学組成とＭＣ型炭化物の平均サイズの条件を満たす本発明例の試験番号３４〜４１は、いずれも１２００ＭＰａを超える引張強さが得られ、しかも、同一引張強さレベルの比較例の試験番号４２〜４５に比べて、耐遅れ破壊特性に優れていることが明らかである。
【００９１】
比較例の試験番号４２〜４５の場合は、同一引張強さレベルの本発明例の試験番号３４〜４１に比べて、耐遅れ破壊特性に劣っている。以下、試験番号４２以降の比較例について個々に説明する。
【００９２】
試験番号４２は、用いた鋼４２のＭｏ含有量が１．１４％と少なく、Ｆｎ１も−０．００９７であって、いずれも本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００９３】
試験番号４３は、用いた鋼４３のＭｎ含有量が１．４４％と高く、Ｆｎ１も−０．００１４であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００９４】
試験番号４４は、用いた鋼４４のＦｎ１が−０．００３２であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【００９５】
試験番号４５は、用いた鋼４５の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、観察対象である長径が１ｎｍ以上のＭＣ型炭化物が認められなかった。このため、ＭＣ型炭化物の平均サイズは１ｎｍ未満であって、本発明で規定する条件から外れるので、耐遅れ破壊特性に劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００９６】
本発明によれば、使用中の環境からの水素の侵入を抑制することで耐遅れ破壊特性に優れた高強度の機械構造用部品の提供が可能になる。このため、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
0006648659.tif 000007
【図２】
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