(57)【要約】【課題】幅広い成分組成であっても遅れ破壊特性を確実に向上できる高強度鋼部品を提供することにある。【解決手段】耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品は、Ｃ：０．２０〜０．５５％（質量％の意。以下、同じ）、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０２％以下を含有しており、オーステナイト結晶粒度がＮｏ．７以上であり、粒径０．１μｍ以下である微細ＴｉＣの含有量が０．０１％以上であり、前記微細ＴｉＣの含有量（質量％；［微細ＴｉＣ］）と全Ｔｉの含有量（質量％；［Ｔｉ］）が、下記式（１）を満足している。［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］≧０．４　…（１）【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ　：０．２０〜０．５５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ　：０．０２％以下
を含有し、
オーステナイト結晶粒度がＮｏ．７以上であり、
粒径０．１μｍ以下である微細ＴｉＣの含有量が０．０１％以上であって、
前記微細ＴｉＣの含有量（質量％；以下［微細ＴｉＣ］と表記）と全Ｔｉの含有量（質量％；以下［Ｔｉ］と表記）が、下記式（１）を満足してい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。
［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］≧０．４　…（１）
【請求項２】
さらに他の成分として、
Ｃｒ：２％以下、
Ｍｏ：２％以下、
Ｖ　：１％以下、
Ｗ　：１％以下、及び
Ｎｂ：１％以下
から選択された少なくとも一種を含有する請求項１に記載の高強度鋼部品。
【請求項３】
さらに他の成分として、
Ｃｕ：１％以下、及び
Ｎｉ：４％以下
から選択された少なくとも一種を含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼部品。
【請求項４】
Ｐ：０．０２％以下、及びＳ：０．０２％以下である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼部品。
【請求項５】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ　：０．２０〜０．５５％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ　：０．０２％以下
を含有し、
全Ｔｉの含有量（質量％；以下［Ｔｉ］と表記）とＮの含有量（質量％；以下［Ｎ］と表記）が、下記式（２）を満足する鋼を、
焼入れ温度が９００〜１３００℃であって下記式（３）で規定される入熱強さＡが３．０〜８．０となる条件で焼入れした後、
温度５００℃以上で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。
［Ｔｉ］−３．４×［Ｎ］≧０．０１％　…（２）
Ａ＝ｌｏｇ［ｔ＋（Ｔ−７００）／（２×Ｖ）］−２２×１０００／（Ｔ＋２７３）＋２０　…（３）
［式中、Ｔは焼入れ加熱温度（℃）を示し、Ｖは焼入れ加熱時の平均加熱速度（℃／秒）を示し、ｔは加熱後の保持時間（秒）を示す］
【請求項６】
焼入れ工程における加熱時の平均加熱速度が１０℃／秒以上の範囲から選択され、加熱後の保持時間が６０秒以下の範囲から選択される請求項５に記載の製造方法。
【請求項７】
高周波及び／又は通電加熱によって前記焼入れをする請求項５又は６に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ボルト、ばね、ＰＣ鋼棒、鉄筋などとして使用される高強度（例えば、引張強さ１０００Ｎ／ｍｍ２程度以上）の鋼部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般にボルトは引張強さが１０００Ｎ／ｍｍ２程度以上の高強度になると、遅れ破壊が生じやすくなるため、使用に制約を受けている。そのため遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品が求められている。
【０００３】
例えば、特開昭６０−１１４５５１号公報では、合金元素および不純物元素によって遅れ破壊を防止すべく、高強度ボルト用鋼においてＣ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５０〜４．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．７０％以下、でかつＳｉ＋Ｍｎ＋１０（Ｐ＋Ｓ）：０．４５％以下に制御することを提案している。なおこの公報では、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％を任意成分として添加すると、炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に効果があり、耐力および靭延性の向上に有効であるとしている。またこの公報では、前記ボルト用鋼を鍛造・焼ならしした後、９５０℃で３０分間加熱した後油焼入れし、焼戻ししている。
【０００４】
特開平２−２６７２４３号公報では、Ｓｉ、Ｃｒを高めることによって遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素を増加できることに着目し、高強度ボルト用鋼においてＣ：０．１８〜０．３５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ａｌ：０．００８〜０．０７０％に制御することを提案している。なおこの公報では、０．００５〜０．０３０％のＴｉを任意成分として添加すると、鋼の高強度化及び微細化に有用であるとしている。またこの公報では、前記ボルト用鋼をφ２０ｍｍの棒鋼とした後、通常の熱処理（焼入れ・焼戻し）を行っている。
【０００５】
特開平３−２４３７４５号公報では、低Ｐ、低Ｓ化にして更に低Ｍｎ、低Ｓｉ、低Ｃｒ化することにより、粒界偏析の著しい軽減化が行われ、それによって粒界が極めて強化されて耐遅れ破壊性が大きく改善されること、ＮｉとＭｏ、Ｖ及びＮｂとを複合添加すれば鋼の細粒化が著しく促進され、それに伴う粒界偏析の軽減が耐遅れ破壊性の改善に有効であること、前記ＮｉとＭｏ、Ｖ及びＮｂとの複合添加は、また鋼の焼戻し軟化抵抗を著しく高め、それによって高い焼戻し温度の採用が可能となり、耐遅れ破壊性の改善に有効であることなどに着目し、機械構造用鋼において、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．４０〜１．５％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％に制御することを提案している。なおこの公報では、Ｔｉ：０．１０％以下を任意成分として添加すると、鋼の細粒化と高強度化に有用であるとしている。またこの公報では、前記成分からなる鋼片を１２００〜１２５０℃に加熱して１５ｍｍ厚に圧延し、これを８７０〜１０２０℃の温度から焼入れした後、焼き戻すことによって機械構造用鋼を製造している。
【０００６】
しかしこれら公報に開示の方法によっても、化学成分が限定的であり、幅広い鋼部品に適用することは困難である。そもそも遅れ破壊は、非腐食環境下で起きるものと腐食性環境下で起きるものがあり、種々の要因が複雑にからみあって起きているため、真の原因を特定することは難しい。例えば、遅れ破壊特性に影響を与える要因として、上述したように粒界偏析の低減、及び各種元素の関与などが指摘されているが、その他にも焼戻し温度、組織、材料硬さなども指摘されており、真の遅れ破壊防止手段を確立することは難しく、種々の鋼部品の耐遅れ破壊特性を改善するためには試行錯誤的に種々の方法が採用されているに過ぎない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、幅広い成分組成であっても遅れ破壊特性を確実に向上できる高強度鋼部品、及びその製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは前記課題を解決するために鋭意研究を重ねる過程において、Ｔｉに着目した。すなわち高強度鋼部品は、鋼を所定の形状に加工した後、焼入れ・焼戻しを行うことによって製造されており、前記鋼がＴｉを含有する場合、このＴｉは焼入れ前には、フリーの状態の他、窒化物（以下、ＴｉＮと表記する場合がある）や粗大炭化物（以下、粗大ＴｉＣと表記する場合がある）として存在している。そして焼入れの加熱の際に粗大ＴｉＣが溶け込み、焼戻しの際に溶け込んだＴｉが微細ＴｉＣとして析出することによって、鋼部品の強度や耐遅れ破壊特性を高めることができる。なお微細ＴｉＣを析出させる場合、Ｎが多いとＴｉＮを形成してＴｉＣが不足してしまうため、Ｎを少なくすることが必要である。しかしＮを少なくしても、微細ＴｉＣを多量に析出させて強度や耐遅れ破壊特性を高めるためには、通常、Ｔｉ量を十分に多くする必要があり、その結果、焼入れ加熱の際に溶け込むことができなかった粗大なＴｉＣも多く残存することとなる。この粗大なＴｉＣは、鋼部品の靭性を劣化させ、遅れ破壊特性も低下させる。
【０００９】
従って本発明者らは、粗大なＴｉＣを抑制しながら微細ＴｉＣを増大させれば、高強度鋼部品の遅れ破壊特性を著しく改善できることを見出した。しかし、通常、焼入れは加熱炉を用いて行っている。この加熱炉を用いた焼入れにおいて高温に加熱すると入熱量が大きくなり過ぎるために、オーステナイト粒（以下、単に結晶粒と称する場合がある）が粗大化し過ぎ、遅れ破壊特性が低下する懸念がある。そこで加熱炉を用いて結晶粒の粗大化を防止するためには比較的低温で加熱する必要があるものの、この場合には粗大ＴｉＣの溶け込み不足が生じてその後の焼戻しの際の微細ＴｉＣの析出量が不足し易いため、Ｔｉ量を十分に多くする必要がある。ところがＴｉ量を多くすると、比較的低温での焼入れであるために粗大ＴｉＣが多く残存し、遅れ破壊特性を十分に向上させることは困難である。
【００１０】
そして本発明者らは、高周波加熱などの急速加熱可能な設備を用いて内部まで短時間で急速に加熱すると、結晶粒の粗大化を防ぎながら粗大ＴｉＣを効率よく溶け込ませることができるために、鋼部品中の粗大ＴｉＣ量を抑制しながら微細ＴｉＣを増大させることができ、遅れ破壊特性を著しく改善できることを見出し、本発明を完成した。
【００１１】
すなわち、本発明に係る耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品は、１）Ｃ：０．２０〜０．５５％（質量％の意。以下、同じ）、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、２）オーステナイト結晶粒度がＮｏ．７以上であり、３）粒径０．１μｍ以下である微細ＴｉＣの含有量が０．０１％以上であり、４）前記微細ＴｉＣの含有量（質量％；［微細ＴｉＣ］）と全Ｔｉの含有量（質量％；［Ｔｉ］）が、下記式（１）を満足している点に要旨を有するものである。
【００１２】
［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］≧０．４　…（１）
前記高強度部品は、第１の他の成分（Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｖ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｎｂ：１％以下など）、第２の他の成分（Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：４％以下など）を含有していてもよく、不純物であるＰ及びＳは、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下程度であるのが望ましい。
【００１３】
前記耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品は、Ｃ：０．２０〜０．５５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、全Ｔｉの含有量（質量％；［Ｔｉ］）とＮの含有量（質量％；［Ｎ］）が、下記式（２）を満足する鋼から製造できる。
【００１４】
［Ｔｉ］−３．４×［Ｎ］≧０．０１％　…（２）
すなわち前記鋼を焼入れ温度が９００〜１３００℃であって下記式（３）で規定される入熱強さＡが３．０〜８．０となる条件で焼入れした後、温度５００℃以上で焼戻しすることによって製造できる。
【００１５】
Ａ＝ｌｏｇ［ｔ＋（Ｔ−７００）／（２×Ｖ）］−２２×１０００／（Ｔ＋２７３）＋２０　…（３）
［式中、Ｔは焼入れ加熱温度（℃）を示し、Ｖは焼入れ加熱時の平均加熱速度（℃／秒）を示し、ｔは加熱後の保持時間（秒）を示す］
前記入熱強さＡは、例えば、焼入れ工程における加熱時の平均加熱速度が１０℃／秒以上の範囲から選択し、加熱後の保持時間が６０秒以下の範囲することによって、３．０〜８．０の範囲に制御できる。前記焼入れは、高周波焼入れ、または通電加熱した後に急冷するのが簡便である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度鋼部品は、少なくともＣ：０．２０〜０．５５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０２％以下を含有している。以下、各成分の限定理由について説明する。
【００１７】
Ｃ：０．２０〜０．５５％
Ｃは鋼の焼入性と強度確保のために必要な元素である。すなわち本発明の高強度鋼部品は、後述するように高温で焼き戻すことによって製造されているため、焼戻し軟化を防止して高強度を確保するためにはＣを０．２０％以上、好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３５％以上含有させなければならない。しかし添加量が多いと鋼の加工性を低下させ、さらには靭性が劣化し遅れ破壊特性が悪化する。従ってＣは０．５５％以下、好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下とする。
【００１８】
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは鋼部品の強度と耐遅れ破壊特性を向上するのに有用な元素である。すなわち本発明の高強度部品は、後述するように鋼を所定形状に加工した後、高温焼入れ・高温焼戻し処理することによって製造されている。Ｔｉは焼入れ時の高温加熱の際に鋼中に溶け込み、焼戻し時に微細なＴｉＣとして析出するため、高温焼戻しであっても高い強度が得られる。しかも微細なＴｉＣは遅れ破壊の原因となる水素をトラップする作用を有しており、鋼部品の遅れ破壊特性を高めることができる。これらの作用を発揮させるためには、Ｔｉは０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。しかしＴｉが過剰になると、焼入れ前に存在する粗大ＴｉＣ量が増えすぎるため、高温焼入れを行っても粗大ＴｉＣが多く溶け残り、鋼部品中の粗大ＴｉＣ量が増大する。そのため鋼部品の靭性が劣化し、遅れ破壊特性が低下する。従ってＴｉは０．１０％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．７％以下とする。
【００１９】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは鋼の溶製後の凝固段階でＴｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは高温で加熱しても溶解しないため、焼戻し時に生成する微細ＴｉＣ量を低下させる。さらにはＮは遅れ破壊特性に対して有害な元素でもある。従ってＮは０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００７％以下、特に０．００５％以下にする。なおＮを０％にするのは困難であり、通常、０．０００５％以上程度であり、０．００１％以上程度であることが多い。
【００２０】
本発明の鋼部品は、必要に応じてさらに種々の他の元素を含有していてもよく、例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂなどの第１の他の元素；Ｃｕ、Ｎｉなどの第２の他の元素を含有していてもよい。第１及び第２の他の元素は鋼部品の耐遅れ破壊特性をさらに向上させるのに有用であり、特に第２の他の元素は水素の浸入を抑制する点から鋼の耐遅れ破壊特性を向上させるのに有用である。前記第１の他の元素及び第２の他の元素は、単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。以下詳細に説明する。
【００２１】
Ｃｒ：
Ｃｒは耐食性を向上させるため耐遅れ破壊特性の改善に有用であり、さらには焼入性を高めて高強度を獲得する上でも有用である。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．２％以上、好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｃｒが過剰になると炭化物を安定化して加工性に悪影響を与えるため、例えば、２％以下、好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは０．５％以下とする。
【００２２】
Ｍｏ：
Ｍｏは粒界強化作用によって耐遅れ破壊特性を向上させるのに有用であり、さらには焼入性を高めるにも有用である。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．０５％以上、好ましくは０．１％以上とする。一方、Ｍｏが過剰になると加工性を阻害するため、例えば、２％以下、好ましくは１％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
【００２３】
Ｖ、Ｗ、Ｎｂ：
Ｖ、Ｗ、及びＮｂは、Ｔｉと同様に、微細な析出物（炭窒化物など）を形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。さらにこれら炭化物及び窒化物は、窒素結晶粒の微細化に有効な元素でもある。Ｖの添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上とする。Ｗ及びＮｂの下限も、前記Ｖと同様である。一方、Ｖ、Ｗ、又はＮｂが過剰になると耐遅れ破壊特性及び靭性を阻害する。従ってＶは、例えば、１％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下とする。Ｗ及びＮｂの下限も、前記Ｖと同様である。
【００２４】
これら第１の他の元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂなど）は、単独で添加してもよく複数組み合わせて添加してもよい。好ましくは、Ｃｒ及びＭｏのうち少なくとも一方（特に両方）を添加する。
【００２５】
Ｃｕ：
Ｃｕは耐食性を高め、遅れ破壊に悪影響を及ぼす水素の浸入を抑制するのに有効である。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．１５％以上、好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｃｕが過剰になると前記効果が飽和するばかりでなく、鋼の靭性を低下させるため、例えば、１％以下、好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６％以下とする。
【００２６】
Ｎｉ：
Ｎｉも耐食性を向上させ水素浸入を抑制する作用を有しており、さらには鋼の靭性及び焼入性を高めるのにも有用である。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．０５％以上、好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｎｉが過剰になると前記効果が飽和してコストアップを招くだけであるため、例えば、４％以下、好ましくは３．５％以下、さらに好ましくは１％以下（特に０．６％以下）程度とする。
【００２７】
これら第２の他の元素（Ｃｕ，Ｎｉなど）は単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【００２８】
なお上記必須元素（Ｃ，Ｔｉ，Ｎ）及び任意元素（第１及び第２の他の元素）以外にも種々の元素を含有していてもよく、例えば、通常はＭｎを含有しており、Ｂを含有していてもよい。前記以外（残部）は、通常、Ｆｅ及び不純物（Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓなど）であり、本発明の効果を損なわない範囲で不可避的不純物を含有していていもよい。前記Ｍｎ，Ｂを添加する場合のこれらの含有量、及び不純物の残存量は、例えば、以下の通りである。
【００２９】
Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは焼入性向上元素であるため、Ｍｎを添加すると部品の高強度化が容易になる。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．３％以上、好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると鋼の加工性を低下させ、更には粒界への偏析を助長して粒界強度を弱め耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってＭｎ量は、例えば、２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは０．８％以下とする。
【００３０】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは鋼の焼入性を向上させるのに有用である。添加量の下限は特に限定されず０％超であればよいが、前記作用を顕著に発揮するためには０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上とする。一方、Ｂが過剰になると靭性が低下する。従ってＢ量は、例えば、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下とする。
【００３１】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは酸化物系介在物を生成し、この介在物が耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってＡｌは、例えば、０．１％以下、好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。なおＡｌの残存量は０％であることが望ましいものの、Ａｌは鋼の溶製時に脱酸剤として使用されるために０％とするのは困難である。そのためＡｌは、例えば、０．０２％以上（特に０．０３％以上）程度であることが多い。
【００３２】
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは加工性を低下させ、しかも焼入れ等の熱処理時における粒界酸化を助長して耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってＳｉは、例えば、２％以下、好ましくは１％以下、特に０．５％以下にするのが望ましい。なおＳｉの残存量は０％であることが望ましいものの、Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤として使用されるために０％とするのは困難である。そのためＳｉは、例えば、０．００５％以上（特に０．０１％以上）程度であることが多い。
【００３３】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは粒界偏析を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させる。従ってＰは、例えば、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、特に０．００５％以下とする。なおＰの残存量は０％であることが望ましいものの、コスト高につながるため、例えば、０．００１％以上程度であることが多い。
【００３４】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは応力集中箇所となるＭｎＳを形成するため、耐遅れ破壊特性を低下させる。従ってＳは、例えば、０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下とする。なおＳの残存量は０％であることが望ましいものの、コスト高につながるため、例えば、０．００１％以上程度であることが多い。
【００３５】
上記不純物（Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓなど）のうち、特にＰやＳの量を制御するのが望ましい。
【００３６】
そして本発明の高強度鋼部品では、微細ＴｉＣが多量に存在していると共に、粗大ＴｉＣが抑制されている。微細ＴｉＣは、引張強さを高める点で有用なだけでなく、水素をトラップする作用を有しており耐遅れ破壊特性の向上に有用である。一方、粗大ＴｉＣは靭性や耐遅れ破壊特性に有害である。そこで微細ＴｉＣの比率を高めることで鋼部品の靭性を高めることができ、しかも耐遅れ破壊特性を著しく高めることができる。加えて本発明の鋼部品では後述するようにＴｉＮが抑制されている。ＴｉＮは焼入れの加熱の際に固溶しないために鋼部品中に粗大なＴｉＮとして残存し易く、靭性や耐遅れ破壊特性に対して有害であるが、本発明の鋼部品ではかかるＴｉＮが抑制されている。従って本発明の鋼部品の特徴は、鋼中にある有害Ｔｉ（粗大ＴｉＣ、粗大ＴｉＮ）を低減する一方で、望ましいＴｉ（微細ＴｉＣ）を増加している点にある。微細ＴｉＣと有害Ｔｉ（粗大ＴｉＣ、粗大ＴｉＮ）の比は、微細ＴｉＣと全Ｔｉの比によって実質的に評価できる。
【００３７】
微細ＴｉＣの含有量（質量％；以下、［微細ＴｉＣ］と表記する場合がある）と全Ｔｉの含有量（質量％；以下、［Ｔｉ］と表記する場合がある）の比（［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］）は、０．４以上、好ましくは０．５以上、さらに好ましくは０．６以上である。この比率（［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］）は大きいほど望ましいものの、通常は０．９以下程度である。
【００３８】
なお前記微細ＴｉＣは粒径が０．１μｍ以下のＴｉＣのことを意味している。本発明の鋼部品中の微細ＴｉＣ量は、０．０１％以上程度、好ましくは０．０２％以上程度、さらに好ましくは０．０３％以上程度である。微細ＴｉＣは多いほど望ましいものの、通常は０．１０％以下程度である。
【００３９】
なお本発明の鋼部品は、前記［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］の要件と、微細ＴｉＣ量の要件の両方を兼ね備える必要がある。
【００４０】
さらに本発明の高強度鋼部品は、結晶粒が粗大化していないため、この点からも遅れ破壊特性が改善されている。前記粗大化抑制の程度はオーステナイト粒の結晶粒度番号によって評価できる。前記結晶粒度番号は、Ｎｏ．７以上程度、好ましくはＮｏ．８以上程度、さらに好ましくはＮｏ．９以上程度、特にＮｏ．１０以上程度（例えば、Ｎｏ．１１以上程度）である。結晶粒度番号は大きいほど望ましいものの、通常はＮｏ．１５以下程度である。
【００４１】
上記本発明の鋼部品は、微細ＴｉＣが多く、粗大ＴｉＣが少なく、しかも結晶粒が粗大化していないため、耐遅れ破壊特性に著しく優れている。しかも所定量のＣを含有しており、かつ微細ＴｉＣが多いために所定の強度を確保できる。そのため、従来の遅れ破壊強さの改善を求められていた高強度鋼部品に代わる優れた高強度鋼部品（例えば、高強度ボルト、ばね、ＰＣ鋼線、鉄筋などの線状又は棒状の鋼材の加工品など）として有用である。
【００４２】
本発明の鋼部品の引張強度は、例えば、１０００Ｎ／ｍｍ２以上程度（好ましくは１２００Ｎ／ｍｍ２以上程度、さらに好ましくは１４００Ｎ／ｍｍ２以上程度）である。なお引張強度は、１５００Ｎ／ｍｍ２以下程度になることが多い。
【００４３】
また本発明の鋼部品は、化学成分的にはＣ量、Ｔｉ量、Ｎ量を制御することによって耐遅れ破壊特性が改善されている。すなわち制御すべき化学成分の種類が少ないため、幅広い鋼部品に適用することができる。従って、耐遅れ破壊特性を改善するために使用されている種々の元素（例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎｉなど）の使用が、製法や用途等の観点から困難である場合にも、本発明によればそれら元素の使用を簡便に回避でき、簡単に耐遅れ破壊特性に優れた高強度部品を提供することができる。
【００４４】
上記鋼部品は、同等の化学成分を有する鋼を高温で速やかに焼入れ、高温で焼き戻すことによって製造できる。焼入れ温度を高くすることによって粗大ＴｉＣを効率よく溶解できるために、溶け残る粗大ＴｉＣ量を抑制できると共に、焼戻し時に析出する微細ＴｉＣ量を増大させることができる。しかも速やかに焼入れすることによって、焼入れ温度を高くしても結晶粒の粗大化を抑制することができる。
【００４５】
前記焼入れ温度は、具体的には９００℃以上程度、好ましくは９５０℃以上程度、さらに好ましくは１０００℃以上程度、特に１１００℃以上程度である。なお焼入れ温度が高すぎると、速やかに焼入れを行っても結晶粒が粗大化しやすくなって遅れ破壊特性が低下しやすくなる。従って焼入れ温度は、通常、１３００℃以下程度、好ましくは１２５０℃以下程度、さらに好ましくは１１５０℃程度、特に１１００℃以下程度である。
【００４６】
焼入れの速やかさは、下記式（４）で表されるＡ値（「入熱強さ」と称する場合がある）によって評価できる。このＡ値自体は、焼戻しパラメータとしても使用されているものであり、入熱量の目安となるものである。
Ａ＝ｌｏｇｔ’−Ｂ×［Ｑ／（Ｒ×Ｔａ）］＋Ｃ　…（４）
［式中、ｔ’は加熱時間（Ｈｒ）を示し、Ｑは活性化エネルギー（ｃａｌ／ｍｏｌ）を示し、Ｒはガス定数（ｃａｌ／ｍｏｌ）を示し、Ｔａは加熱温度（Ｋ）を示し、Ｂ及びＣは定数を示す］
本発明の場合、前記式（４）は下記式（５）のように整理することができる。Ａ＝ｌｏｇ［ｔ＋（Ｔ−７００）／（２×Ｖ）］−Ｂ’×（Ｔ＋２７３）＋Ｃ’
…（５）
［式中、Ｔは焼入れ加熱温度（℃）を示し、Ｖは焼入れ加熱時の平均加熱速度（℃／秒）を示し、ｔは加熱後の保持時間（秒）を示し、Ｂ’及びＣ’は定数を示す］
数多くの実験から得られた値を用いて回帰計算することによって、Ｂ’とＣ’を求めたところ、Ｂ’＝２２×１０００、Ｃ’＝２０となったため、上記式（５）は下記式（３）のように書き直すことができる。
Ａ＝ｌｏｇ［ｔ＋（Ｔ−７００）／（２×Ｖ）］−２２×１０００／（Ｔ＋２７３）＋２０　…（３）
焼入れの速やかさ（加熱速度、加熱後の保持時間など）を変えて適切なＡ値の範囲を求めたところ、Ａ値が８．０以下程度（好ましくは７．５以下程度、さらに好ましくは７．０以下程度、特に６．０以下程度）となる条件で焼入れするのが望ましい。Ａ値が大きすぎると、速やかに焼入れすることができず、結晶粒が粗大化するために遅れ破壊特性が劣化する。一方、Ａ値が小さすぎる場合には、高温焼入れであっても加熱不足となってＴｉを十分に固溶させることができない。従ってＡ値が３．０以上程度、好ましくは４．０以上程度、さらに好ましくは４．５以上程度、特に５．０以上程度となる条件で焼入れするのが望ましい。
【００４７】
高温加熱の条件下でＡ値を前記所定値以下に制御するためには、加熱速度を速くし、加熱後の保持時間を短くする必要がある。加熱速度は、例えば、１０℃／秒以上程度、好ましくは２０℃／秒以上程度、さらに好ましくは５０℃／秒以上程度の範囲から選択できる。保持時間は加熱速度に応じて適宜設定できるが、例えば、６０秒以内程度、好ましくは３０秒以内程度、さらに好ましくは１０秒以内程度の範囲から選択できる。
【００４８】
一方Ａ値を前記所定値以上に制御するためには、加熱速度を極端に速くせず、保持時間を極端に短くしない必要がある。加熱速度は、例えば、６００℃／秒以下程度、好ましくは３００℃／秒以下程度、さらに好ましくは１００℃／秒以下程度の範囲から選択できる。保持時間は加熱速度に応じて適宜設定できるが、例えば、１秒以上程度、好ましくは３秒以上程度、さらに好ましくは５秒以上程度の範囲から選択できる。
【００４９】
速やかに焼入れするためには、例えば、高周波加熱装置、通電加熱装置（通電に伴う抵抗発熱を利用した加熱装置）などの急速加熱装置を利用するのが便利である。
【００５０】
焼戻しは５００℃以上、好ましくは５５０℃以上、さらに好ましくは５７５℃以上の温度に加熱することによって行う。焼戻し温度が低すぎると、微細ＴｉＣが析出せず、遅れ破壊特性が改善されない。なお焼戻し温度は、通常、６５０℃以下程度（特に６２５℃以下程度）であることが多い。
【００５１】
上述のようにして焼入れ・焼戻しをすることによって、結晶粒が小さく、全Ｔｉ量が抑制されているにも拘わらず微細ＴｉＣが多い鋼部品を製造することができる。ただし鋼中のＮ量が多すぎると、ＴｉＮが形成されてしまうために、上述のようにして焼入れ・焼戻しを行っても微細ＴｉＣ量が不足してしまう。微細ＴｉＣ量を前記所定の範囲にするためには、Ｔｉ量をＮ量よりも十分に多くする必要がある。例えば、鋼中のＴｉ含有量を［Ｔｉ］（質量％）、Ｎ含有量を［Ｎ］（質量％）としたとき、式［Ｔｉ］−３．４×［Ｎ］によって求まる数値を、０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上にする。
【００５２】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５３】
実験例１〜２２
下記表１に示す化学成分（質量％）の供試鋼を鍛造・切断して丸棒（直径１２ｍｍ×長さ１００ｍｍ）を製造した後、温度８５０℃で６０分間加熱して焼ならしした。高周波加熱装置を用い、前記丸棒を表２〜３に示す条件で短時間の急速加熱した後、油冷することによって焼入れした。次いで表２に示す条件で加熱した後、水冷することによって焼戻しした。
【００５４】
上記焼戻し丸棒を横断し、Ｄ／４部（Ｄは直径を示す）のオーステナイト結晶粒の粒度Ｎｏ．を「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１）に準拠して測定した。
【００５５】
また焼戻し丸棒中の微細ＴｉＣ量を以下に示す（１）〜（１０）のようにして求めた。
【００５６】
（１）前記丸棒を切断して測定試料とした（直径１２ｍｍ×長さ２０ｍｍ）。
【００５７】
（２）１０質量％のアセチルアセトンと１質量％のテトラメチルアンモニウムクロリドを溶かしたメタノール溶液（電解液）に前記試料を浸漬し、２０ｍＡ／ｃｍ２の定電流を流して試料を約０．５ｇ程度溶解（電解）する。
【００５８】
（３）電解処理終了後、試料をメタノール中に浸漬し、試料表面に露出した析出物を超音波により剥離する。
【００５９】
（４）粗大析出物を含む上記電解液と超音波処理液とを孔径０．１μｍのメンブランフィルターによって吸引濾過し、粗大析出物を捕集する。
【００６０】
（５）捕集した粗大析出物を前記メンブランフィルターと共に白金るつぼに移し、ガスバーナーによって加熱して灰化する。
【００６１】
（６）白金るつぼにアルカリ融剤（炭酸ナトリウムと四硼酸ナトリウムの混合液）を加え、再びガスバーナーで加熱して残渣を融解する。
【００６２】
（７）白金るつぼに塩酸と純水を加えて融解物を溶解し、メスフラスコに移す。さらにメスフラスコの標線に到達するまで純水を加えて分析液とする。
【００６３】
（８）ＩＣＰ発光分析法によってＴｉ量を測定し、分析液中の粗大Ｔｉ化合物（粒径０．１μｍ超）の量ＷＬａｒｇｅ−Ｔｉを測定する。一方、上記電解処理及び超音波処理時の試料の溶解量Ｗ１を求めておき、下記式に基づいて試料中の粗大Ｔｉ化合物濃度（［粗大Ｔｉ化合物］）を算出する。
【００６４】
［粗大Ｔｉ化合物］＝ＷＬａｒｇｅ−Ｔｉ／Ｗ１×１００
（９）前記丸棒から約０．３ｇ程度（溶解量：Ｗ２）の切粉を採取し、王水に入れ、加熱溶解する。この溶液に純水を加えて濃度を調節した後、ＩＣＰ発光分析法によってＴｉ量（Ｗｔｏｔａｌ−Ｔｉ）を測定し、下記式に基づいて試料中の全Ｔｉ濃度（［全Ｔｉ］）を算出する。
【００６５】
［全Ｔｉ］＝Ｗｔｏｔａｌ−Ｔｉ／Ｗ２×１００
（１０）下記式に基づき、試料中の微細ＴｉＣ（粒径０．１μｍ以下）の濃度（［微細ＴｉＣ］）を算出する。
【００６６】
［微細ＴｉＣ］＝［全Ｔｉ］−［粗大Ｔｉ化合物］
上記焼戻し丸棒を切削加工して図１に示す引張試験片と図２に示す遅れ破壊試験片を製造した。これら試験片を用いて、引張強さと遅れ破壊強さを調べた。なお遅れ破壊強さは、試験片を蒸留水中に浸漬しながら応力を負荷し、破壊に至るまでの時間を測定する方法において、応力を複数の水準で負荷して破壊時間が１００時間となるときの応力を求めることによって評価した（１００時間遅れ破壊強さ）。
【００６７】
実験例２３〜２４
加熱炉中に丸棒を入れて焼き入れる以外は、実験例１〜２２と同様にした。
【００６８】
結果を表２〜３に示す。
【００６９】
【表１】
2004076086.tif 000002
【００７０】
【表２】
2004076086.tif 000003
【００７１】
【表３】
2004076086.tif 000004
【００７２】
実験例２３から明らかなように、焼入れ温度を高くしてＴｉの溶け込み量を増やし、焼戻し後の微細なＴｉＣ量を増大させても、オーステナイト粒が粗大になるため遅れ破壊強さは低くなる。
【００７３】
また実験例２４から明らかなように、オーステナイト粒の粗大化を避けるために低温で焼き入れる条件において、鋼中のＴｉ量を増やすことによって焼入れ時のＴｉの溶け込み量を増やし、焼戻し後の微細なＴｉＣ量を増大させても、鋼中に多量の粗大ＴｉＣが残存しているために、遅れ破壊強さも弱くなっている。
【００７４】
これらに対して、実験例１では高周波によって短時間で焼入れしているため、オーステナイト粒の粗大化を防止しながら鋼中のＴｉを効率よく溶かし込むことができる。そのため、焼戻し丸棒において、結晶粒を小さくでき、且つ粗大ＴｉＣ量を抑制しながらも微細なＴｉＣ量を増大でき（すなわち［微細ＴｉＣ］／［Ｔｉ］を大きくでき）、引張強さ及び遅れ破壊強さを高めることができる。同様に実験例５〜１５でも高周波によって短時間で焼入れしているため、引張強さ及び遅れ破壊強さを高めることができる。
【００７５】
ただし実験例２では高周波焼入れの温度が低すぎてＡ値が低すぎるため、鋼中のＴｉを十分に溶かし込むことができず、微細ＴｉＣ量が不足して引張強さが弱くなっている。実験例３では高周波焼入れ時の入熱量が大きすぎてＡ値が高くなりすぎるため、オーステナイト粒が粗大化して遅れ破壊強さが低下する。実験例４では焼戻し温度が低すぎるために、焼入れ時に溶け込んだＴｉが析出せず、微細ＴｉＣが不足して遅れ破壊強さが小さくなる。
【００７６】
また実験例１６、１９、２１、２２では［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］が小さいために、ＴｉがＮと結合してしまう結果、微細なＴｉＣが析出し難くなっている。しかもオーステナイト粒の粗大化を抑止するＴｉＣが不足するために、オーステナイト粒も粗大化している。そのため遅れ破壊強さが低くなる。
【００７７】
実験例１７ではＣ量が少ないために引張強さが低くなり、実験例１８ではＣ量が多いために耐遅れ破壊強さが低下する。実験例２０ではＴｉ量が多すぎるために、微細なＴｉＣが増えるだけでなく粗大なＴｉＣも増えてしまい、遅れ破壊強さが低下する。
【００７８】
【発明の効果】
本発明によれば、結晶粒の粗大化や粗大ＴｉＣ量が抑制されているにも拘わらず、微細ＴｉＣ量が多いために遅れ破壊特性を著しく高めることができる。しかも化学成分的には、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｎ量を制御しているだけであるため、幅広い成分組成の高強度鋼部品に適用できる。
【００７９】
前記高強度鋼部品は、高温で速やかに焼入れ、高温で焼き戻すことによって製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は実験例の引張試験片を示す概略平面図である。
【図２】図２は実験例の遅れ破壊試験片を示す概略平面図である。
【図１】
2004076086.tif 000005
【図２】
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