(57)【要約】      （修正有）【課題】  酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を高めることができ、さらには冷間加工性にも優れた高強度鋼および該高強度鋼から得られる高強度部品を提供する。【解決手段】  質量％で（以下、同じ）、Ｃ：0.30〜0.6％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：0.1〜0.8％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｃｒ：0.5％超、0.95％以下、Ｍｏ：1.3〜2.2％、Ｔｉ：0.05〜0.15％、Ｖ：0.1〜0.50％、Ａｌ：0.5％以下およびＮ：0.02％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼で、この中で、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｔｉ量、及びＶ量が所定の関係を満足する組成とする。【選択図】  図１
2005240086.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．３０〜０．６％、
Ｓｉ：０．２％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．８％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．５％超、０．９５％以下、
Ｍｏ：１．３〜２．２％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｖ  ：０．１〜０．５０％、
Ａｌ：０．５％以下および
Ｎ  ：０．０２％以下、
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、
各成分が下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする冷間加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
０．３≦１０×{ｅｘｐ（０．４×[Ｃｒ]）／〔ｅｘｐ（２×[Ｍｏ]）＋ｅｘｐ（９２×[Ｔｉ]×[Ｖ]）〕}≦０．６  …（１）
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１  …（２）
式中、［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｔｉ］，［Ｖ］は、それぞれ鋼中に含まれるＣｒ量（質量％），Ｍｏ量（質量％），Ｔｉ量（質量％）およびＶ量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、他の元素として、
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｕ：１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の高強度鋼。
【請求項３】
更に、他の元素として、Ｚｒ、ＷおよびＮｂよりなる群から選択される元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の高強度鋼。
【請求項４】
更に、他の元素として、Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼を熱間圧延した後、球状化焼鈍し、次いで所定の形状に冷間加工し、該冷間加工された鋼を加熱温度８９０〜９６０℃で焼入れし、次いで加熱温度５５０℃以上で焼戻し処理することによって得られる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに示される成分組成を有すると共に、下記（ａ）〜（ｄ）に示す特性を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品。
（ａ）引張強さ：１３００Ｎ／ｍｍ２以上
（ｂ）オーステナイト結晶粒度番号：９以上
（ｃ）ｐＨ３．０の５質量％ＮａＣｌ水溶液に試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を２×１０−３ｍｍ／分として低歪み速度試験を行なうことにより伸びＥ１を測定し、また、ＮａＣｌ水溶液に浸漬させることなく大気中で行なう以外は前記浸漬させた場合と同様にして低歪み速度試験を行なうことにより伸びＥ０を測定し、測定されたＥ１とＥ０の値から下記（３）式で算出される遅れ破壊特性値αが０．５０以下
遅れ破壊特性値α＝（１−Ｅ１／Ｅ０）×１００  …（３）
（ｄ）上記（ｃ）においてＮａＣｌ水溶液の代わりに、８０℃の蒸留水を用いる以外は同じ条件で伸びＥ２を測定し、また、上記（ｃ）と同様に蒸留水に浸漬させることなく大気中で伸びＥ０を測定し、測定されたＥ２とＥ０の値から下記（４）式で算出される遅れ破壊特性値βが０．５０以下
遅れ破壊特性値β＝（１−Ｅ２／Ｅ０）×１００  …（４）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度ボルトや高強度ばね、高強度ＰＣ鋼線、高強度鉄筋などの伸線加工部品を製造するのに有用な高強度鋼、並びに高強度鋼部品に関し、特に引張強さが1300Ｎ／ｍｍ２以上であっても、冷間加工性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および高強度鋼部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
10〜12Ｔ（約980〜1372Ｎ／ｍｍ２程度）クラスの高強度ボルト用鋼としては、従来から、ＳＣＭ４３５鋼（Ｃ：0.32〜0.39％、Ｓｉ：0.15〜0.35％、Ｍｎ：0.55〜0.90％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Ｃｒ：0.85〜1.25％、Ｍｏ：0.15〜0.35％）や、ＳＣＭ４４０鋼（Ｃ：0.42〜0.49％、Ｓｉ：0.15〜0.35％、Ｍｎ：0.55〜0.90％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、Ｃｒ：0.85〜1.25％、Ｍｏ：0.15〜0.35％）などが使用されている（以下、前記ＳＣＭ４３５鋼とＳＣＭ４４０鋼をまとめて「ＳＣＭ４３５鋼等」と称する）。ところが一般に、高強度ボルトは引張強さが1200Ｎ／ｍｍ２程度を超えると遅れ破壊を生じやすくなるため、その使用範囲は制約を受けている。
【０００３】
そこで引張強さが1300Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼における遅れ破壊特性を改善するため、例えば特許文献１の技術が提案されている。この技術では、従来鋼種よりもＭｎ量を低下させる一方でＭｏ量を増加させることによって、疲労限界拡散性水素量および遅れ破壊限界拡散性水素量を増加させている。
【０００４】
また本発明者らは、非特許文献１において、Ｖは拡散性水素を多量にトラップできるものの、水素トラップ作用が弱く熱負荷環境にて水素を解放すること、ところがＴｉ炭窒化物は熱負荷によりＶ炭窒化物トラップから解放された水素を再トラップし、遅れ破壊を抑制することを発表し、Ｖ−Ｔｉを複合添加してやれば耐遅れ破壊特性が向上し、熱負荷が加わるような環境では耐遅れ破壊特性がより一層向上することを明らかにしている。
【０００５】
しかし上記特許文献１や非特許文献１には、高強度鋼の耐遅れ破壊特性を改善することについては記載されているものの、冷間加工性については何ら考慮されていなかった。
【特許文献１】特開2002-173739号公報（［特許請求の範囲］、［0012］参照）
【非特許文献１】材料とプロセス，第14巻，2001年，1308頁［ＣＡＭＰＳ−ＩＳＩＪ  Ｖｏｌ．１４（2001）−1308］
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を高めることができ、さらには冷間加工性にも優れた高強度鋼を提供することにある。
【０００７】
また、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品を提供することも本発明の目的である。
【０００８】
本発明の他の目的は、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性と冷間加工性とを、高いレベルで両立できる高強度鋼および該高強度鋼から得られる高強度部品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ことのできた本発明に係る冷間加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼とは、質量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．３０〜０．６％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．５％超、０．９５％以下、Ｍｏ：１．３〜２．２％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、Ｖ：０．１〜０．５０％、Ａｌ：０．５％以下およびＮ：０．０２％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、各成分が下記（１）式および（２）式を満足する点に要旨を有する。
０．３≦１０×{ｅｘｐ（０．４×[Ｃｒ]）／〔ｅｘｐ（２×[Ｍｏ]）＋ｅｘｐ（９２×[Ｔｉ]×[Ｖ]）〕}≦０．６  …（１）
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧０．１  …（２）
上記式中、［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｔｉ］，［Ｖ］は、それぞれ鋼中に含まれるＣｒ量（質量％），Ｍｏ量（質量％），Ｔｉ量（質量％）およびＶ量（質量％）を示す。
【００１０】
上記鋼には、更に、他の元素として、
（１）Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＣｕ：１％以下（０％を含まない）、
（２）Ｚｒ、ＷおよびＮｂよりなる群から選択される元素を合計で０．５％以下（０％を含まない）、
（３）Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）、
等を含むものが好ましい。
【００１１】
本発明の範囲には、上記の鋼を熱間圧延した後、球状化焼鈍し、次いで所定の形状に冷間加工し、該冷間加工された鋼を加熱温度８９０〜９６０℃で焼入れし、次いで加熱温度５５０℃以上で焼戻し処理することによって得られる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品も含まれる。
【００１２】
また、上記に示される成分組成を有すると共に、下記（ａ）〜（ｄ）に示す特性を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品も本発明の範囲に含まれる。
（ａ）引張強さ：１３００Ｎ／ｍｍ２以上
（ｂ）オーステナイト結晶粒度番号：９以上
（ｃ）ｐＨ３．０の５質量％ＮａＣｌ水溶液に試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を２×１０−３ｍｍ／分として低歪み速度試験を行なうことにより伸びＥ１を測定し、また、ＮａＣｌ水溶液に浸漬させることなく大気中で行なう以外は前記浸漬させた場合と同様にして低歪み速度試験を行なうことにより伸びＥ０を測定し、測定されたＥ１とＥ０の値から下記（３）式で算出される遅れ破壊特性値αが０．５０以下
遅れ破壊特性値α＝（１−Ｅ１／Ｅ０）×１００  …（３）
（ｄ）上記（ｃ）においてＮａＣｌ水溶液の代わりに、８０℃の蒸留水を用いる以外は同じ条件で伸びＥ２を測定し、また、上記（ｃ）と同様に蒸留水に浸漬させることなく大気中で伸びＥ０を測定し、測定されたＥ２とＥ０の値から下記（４）式で算出される遅れ破壊特性値βが０．５０以下
遅れ破壊特性値β＝（１−Ｅ２／Ｅ０）×１００  …（４）
なお、上記「伸び」とは「全伸び（破断伸び）」の意味である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を高めることができ、さらには冷間加工性にも優れた高強度鋼を提供できる。また本発明によれば、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品を提供できる。さらに本発明によれば、酸性環境下や熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性と冷間加工性とを、高いレベルで両立できる高強度鋼および該高強度鋼から得られる高強度部品を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者等は、高強度鋼の冷間加工性と耐遅れ破壊特性を向上させるべく種々検討を重ねた。その結果、
（I）酸性環境下における耐遅れ破壊特性とＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶとの関係、及び、冷間加工性とＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶとの関係が一つの式で統一的に整理できること、
（II）そしてこの整理された式に従えば、Ｃｒを0.5％超とした場合でも酸性環境下における耐遅れ破壊特性と冷間加工性とを高レベルで両立できること、
（III）ＴｉとＶを複合添加することにより炭化物を効率的に析出させ、この炭化物は強い水素トラップ能力を有するために、熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を改善できること、
を見出し、本発明を完成した。以下、本発明を詳細に説明する。なお、「酸性環境下における耐遅れ破壊特性」と「熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性」とを総称して「耐遅れ破壊特性」と表現する場合がある。
【００１５】
10〜12Ｔ（約980〜1372Ｎ／ｍｍ２程度）クラスの高強度ボルト用鋼としては、従来からＳＣＭ４３５鋼等が使用されているが、このＳＣＭ４３５鋼等に対してＭｏやＴｉ，Ｖを複合添加しても酸性環境下における耐遅れ破壊特性の改善は不充分である。前記ＳＣＭ４３５鋼等には、焼入性を高めて高強度を確保することを目的として約1％程度のＣｒが添加されているからである。つまり約1％程度のＣｒを添加した場合には、鋼材がピット状に腐食し、このピット状部が応力集中部となって酸性環境下における耐遅れ破壊特性が低下するのである。
【００１６】
一方、各種鋼を部品に成形加工する際には、冷間加工されるのが一般的であるが、従来では冷間加工性についてあまり考慮されておらず、変形抵抗が大きいまま成形加工されていた。
【００１７】
そこで本発明者らは、酸性環境下における耐遅れ破壊特性を改善し、しかも冷間加工性を向上させるべく鋭意検討を重ねた。その過程で、成分組成の異なる鋼を用いて冷間加工にて部品を製造し、冷間加工時の変形抵抗を測定すると共に、得られた部品の酸性環境下における遅れ破壊特性値αを測定することにより、冷間加工性と酸性環境下における耐遅れ破壊特性とを評価した。即ち、Ｃ：0.39％、Ｓｉ：0.06％、Ｍｎ：0.50％、Ｐ：0.006％、Ｓ：0.005％、Ｃｒ：0.5％超、0.95％以下、Ｍｏ：1.3〜2.2％、Ｔｉ：0.05〜0.15％、Ｖ：0.1〜0.50％、Ａｌ：0.037％およびＮ：0.0037％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、熱間圧延した後、球状化焼鈍処理した。なお、球状化焼鈍処理は、熱間圧延で得られた線材を、740℃に加熱して5時間保持した後、650℃まで徐冷（冷却速度：約10℃／ｈｒ程度）し、次いで大気放冷して行なった。
【００１８】
次いで、冷間加工にて下記実施例に示す圧縮試験片とダンベル状試験片とを作製し、得られた試験片を加熱温度920〜950℃で焼入れ、次いで加熱温度570〜600℃で焼戻し処理した。このとき含有されるＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量を種々変更して得られた各試験片について、下記条件で冷間加工時の変形抵抗と酸性環境下における遅れ破壊特性値αを測定し、冷間加工性または酸性環境下における耐遅れ破壊特性とＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量との関係について検討した。
【００１９】
冷間加工時の変形抵抗の評価には、上記圧縮試験片を、その両端面を拘束しながら圧縮し、圧下率を70％とするのに必要な応力（測定値）を用いた。なお、変形抵抗は小さいほど冷間加工性に優れており、特に変形抵抗が900Ｎ／ｍｍ２以下であれば、量産可能な金型寿命を確保できる。
【００２０】
遅れ破壊特性値αは、次に示す手順で算出した。即ち、ＨＣｌを用いてｐＨ3.0に調整した水溶液にＮａＣｌを添加して得られる5質量％ＮａＣｌ水溶液に、上記ダンベル状試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分として低歪み速度試験（ＳＳＲＴ試験；Slow Strain Rate Technique）を行なうことにより伸びＥ１を測定した。また、前記ＮａＣｌ水溶液中に浸漬させることなく大気中で、クロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ０を測定した。測定されたＥ１とＥ０の値から下記（３）式で遅れ破壊特性値αを算出する。なお、遅れ破壊特性値αが0.50以下であれば酸性環境下における遅れ破壊特性に優れる。
遅れ破壊特性値α＝（１−Ｅ１／Ｅ０）×100  …（３）    
【００２１】
下記（１ａ）式で示される複合添加量Ｘと、測定された部品の変形抵抗または遅れ破壊特性値αとの関係を示すと図１の通りである。図中、◆は冷間加工時の変形抵抗、■は遅れ破壊特性値αの結果を夫々示している。なお、下記式中、［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｔｉ］および［Ｖ］は、それぞれ鋼中に含まれるＣｒ量（質量％），Ｍｏ量（質量％），Ｔｉ量（質量％）およびＶ量（質量％）を示す。
複合添加量Ｘ＝10×{ｅｘｐ（0.4×[Ｃｒ]）／〔ｅｘｐ（2×[Ｍｏ]）＋ｅｘｐ（92×[Ｔｉ]×[Ｖ]）〕}    …（１ａ）    
【００２２】
図１から明らかな様に、複合添加量Ｘの値が0.3未満では、遅れ破壊特性値αが小さくなり、酸性環境下における耐遅れ破壊特性に極めて優れたものとなるが、冷間加工時の変形抵抗が大きくなり過ぎ、冷間加工性が悪くなる。一方、複合添加量Ｘの値が0.6を超えると、冷間加工時の変形抵抗が小さくなり、冷間加工性に極めて優れたものとなるが、遅れ破壊特性値αが大きくなり過ぎ、酸性環境下における耐遅れ破壊特性が劣悪となる。つまり、この図１から明らかな様に、下記（１）式の中辺から算出される値（複合添加量Ｘの値）は、冷間加工性と酸性環境下における耐遅れ破壊特性の両特性の指標となる。そして本発明の高強度鋼では、下記（１）式として示す如く複合添加量Ｘの値が0.3〜0.6の範囲になる様に各元素量を調整する必要がある。好ましい下限値は0.30、より好ましい下限値は0.31、さらに好ましい下限値は0.32、特に好ましい下限値は0.35、最も好ましい下限値は0.40である。一方、好ましい上限値は0.60、より好ましい上限値は0.59、さらに好ましい上限値は0.58、特に好ましい上限値は0.55、最も好ましい上限値は0.50である。
0.3≦10×{ｅｘｐ（0.4×[Ｃｒ]）／〔ｅｘｐ（2×[Ｍｏ]）＋ｅｘｐ（92×[Ｔｉ]×[Ｖ]）〕}≦0.6  …（１）    
【００２３】
上記の結果、鋼の成分組成のうち、鋼中に含まれるＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量の関係が、上記（１）式を満足すれば、試験片に加工する際の冷間加工性に優れ、しかも得られた試験片の酸性環境下における耐遅れ破壊特性は良好となり、冷間加工性と酸性環境下における耐遅れ破壊特性との両方のバランスが良好な高強度鋼となることが分かった。即ち、冷間加工性と酸性環境下における耐遅れ破壊特性の両方のバランスを調整するには、Ｃｒ量（式中の分子）とＭｏ，ＴｉおよびＶ量（式中の分母）とのバランスが重要となる。
【００２４】
ところで、Ｖは、高温焼入れ高温焼戻しによって効率良く微細ＶＣを生成し、析出硬化によって強度を向上できる点で有用である。さらには鋼中に存在する水素をトラップする効果を有する。しかしＶＣの水素トラップ能力は比較的弱く、応力や熱が負荷されるとトラップした水素を解放してしまい、逆に拡散性水素量を増加させ、熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を低下させる要因となる。一方、Ｔｉも析出硬化型の元素であるが、その炭化物は強いトラップ能力を有しており、高い応力や熱が負荷されても水素を解放しにくい性質を有する。
【００２５】
そこで本発明では、所定量のＴｉとＶを複合添加する。即ち、Ｖの単独添加では水素トラップ能力が不十分であり、それを補うためにＴｉの添加が必須となる。ＴｉとＶを複合添加することによりＴｉ−Ｖ複合炭化物やＴｉ炭化物、Ｖ炭化物を形成し、効率的に炭化物を析出することができると共に、強いトラップ能力を持つ炭化物群を形成できる。
【００２６】
こうした観点から本発明者らは、成分組成の異なる鋼を用いて冷間加工にて部品を製造し、得られた部品の熱負荷が加わる環境下における遅れ破壊特性値βを測定することにより、熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性を評価した。即ち、上記で作製したダンベル状試験片を、上記と同じ条件で焼入れ、焼戻し処理した。このとき含有されるＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量を種々変更して得られた試験片について、下記条件で熱負荷が加わる環境下における遅れ破壊特性値βを測定し、熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性と、ＴｉとＶの比（Ｔｉ／Ｖ）との関係について検討した。
【００２７】
遅れ破壊特性値βは、次に示す手順で算出した。即ち、80℃の蒸留水に試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ２を測定する。また、蒸留水に浸漬させることなく試験片を大気中でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ０を測定する。測定されたＥ２とＥ０の値から下記（４）式で遅れ破壊特性値βを算出する。なお、遅れ破壊特性値βが0.50以下であれば熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性に優れる。
遅れ破壊特性値β＝（１−Ｅ２／Ｅ０）×100  …（４）    
【００２８】
下記（２ａ）式で示されるＴｉとＶの比（［Ｔｉ］／［Ｖ］）と、測定された部品の遅れ破壊特性値βとの関係を示すと図２の通りである。なお、下記式中、［Ｔｉ］と［Ｖ］は、それぞれ鋼中に含まれるＴｉ量（質量％）とＶ量（質量％）を示す。
ＴｉとＶの比＝［Ｔｉ］／［Ｖ］  …（２ａ）    
【００２９】
図２から明らかな様に、ＴｉとＶの比が0.1未満では、遅れ破壊特性値βが大きくなり過ぎ、熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性が劣悪となる。そして本発明の高強度鋼では、下記（２）式として示す如くＴｉとＶの比が0.1以上となる様に各元素量を調整する必要がある。好ましくは0.10以上、より好ましくは0.100以上、さらに好ましくは0.2以上、特に好ましくは0.3以上である。
［Ｔｉ］／［Ｖ］≧0.1  …（２）    
【００３０】
次に、本発明に係る高強度鋼の成分組成を限定した理由について説明する。
【００３１】
本発明の高強度鋼は、Ｃ：0.30〜0.6％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：0.1〜0.8％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｃｒ：0.5％超、0.95％以下、Ｍｏ：1.3〜2.2％、Ｔｉ：0.05〜0.15％、Ｖ：0.1〜0.50％、Ａｌ：0.5％以下およびＮ：0.02％以下を満たすものである。
【００３２】
Ｃ：0.30〜0.6％
Ｃは、鋼の焼入性と強度確保のために必要な元素である。特に本発明の鋼では、後述する様に、ＭｏやＴｉ，Ｖなどの析出硬化型元素を含有し、高温焼入れによってこれら元素を固溶させ、高温焼戻しによってこれらの元素を析出させている。そのため高温焼戻しを施しても所定の引張強度を確保するため、Ｃ量は0.30％以上とする。好ましくは0.35％以上、より好ましくは0.38％以上である。しかしＣが過剰になると、鋼の靭性が劣化するために耐遅れ破壊特性が低下し、さらには冷間加工性も悪化するため、Ｃ量の上限は0.6％とする。好ましくは0.55％以下、より好ましくは0.48％以下、さらに好ましくは0.40％以下である。
【００３３】
Ｓｉ：0.2％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加されるために鋼中に残存しているが、Ｓｉの残存量が増大するにつれて冷間加工性が低下し易くなり、さらには焼入れ等の熱処理時における粒界酸化を助長し、耐遅れ破壊特性も低下し易くなる。よってＳｉ量は0.2％以下とする。好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.07％以下、さらに好ましくは0.05％以下、特に好ましくは0.03％以下とする。最も好ましくは0％であるが、現実的にはＳｉ量が0％となることはない。
【００３４】
Ｍｎ：0.1〜0.8％
Ｍｎは、焼入性向上元素であり、高強度を達成するのに有用である。Ｍｎ量は0.1％以上、好ましくは0.3％以上、より好ましくは0.35％以上、さらに好ましくは0.40％以上とする。しかしＭｎが過剰になると、冷間加工性が低下し易くなり、さらには粒界に偏析して粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。よってＭｎ量は0.8％以下、好ましくは0.6％以下、より好ましくは0.55％以下、さらに好ましくは0.50％以下とする。
【００３５】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、不純物として鋼中に残存する元素であり、粒界偏析を起こして耐遅れ破壊特性を低下させ易い。よってＰ量は0.02％以下とする。好ましくは0.015％以下、より好ましくは0.010％以下、さらに好ましくは0.005％以下である。最も好ましくは0％であるが、現実的にはＰが0％となることはない。
【００３６】
Ｓ：0.02％以下
Ｓも不純物として鋼中に残存する元素であり、ＭｎＳを形成して応力集中箇所となって耐遅れ破壊特性を低下させ易い。よってＳ量は0.02％以下とし、好ましくは0.015％以下、より好ましくは0.010％以下、さらに好ましくは0.005％以下である。最も好ましくは0％であるが、現実的にはＳ量が0％となることはない。
【００３７】
Ｃｒ：0.5％超、0.95％以下
本発明の高強度鋼では、所定量のＭｏ，ＶおよびＴｉを複合添加しているため、粒界が強化され、しかも拡散性水素のトラップ能力に優れたものとなり、さらにＣｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量が上記（１）式を満足することによって冷間加工性と酸性環境下における耐遅れ破壊特性との両立を実現できる。しかしＣｒ量を0.5％以下まで低減すると却って冷間加工性を悪化させる。そこでＣｒ量は0.5％超とする。好ましくは0.52％以上であり、より好ましくは0.55％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、上記（１）式の関係を満足したとしても酸性環境下における耐遅れ破壊特性向上効果が阻害されるため、Ｃｒ量の上限は0.95％とする。好ましくは0.80％以下であり、より好ましくは0.75％以下である。
【００３８】
Ｍｏ：1.3〜2.2％
Ｍｏは、焼入性向上元素であり、しかも析出硬化型元素であるため強度確保のために有用である。またＭｏは粒界強化作用を有しており、上述した如くＣｒやＴｉ，Ｖと併せてバランス良く添加することにより酸性環境下における耐遅れ破壊特性を向上させる。よって本発明では、Ｍｏは1.3％以上含有させる。好ましくは1.35％以上、より好ましくは1.45％以上である。しかしＭｏが過剰になると冷間加工性が低下する。そのためＭｏは2.2％以下とする。好ましくは2.20％以下、より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.80％以下である。
【００３９】
Ｔｉ：0.05〜0.15％およびＶ：0.1〜0.50％
Ｔｉの添加量は、析出硬化作用および水素トラップ量等の観点から0.05％以上とする。好ましくは0.05％を超えて含有するのがよく、より好ましくは0.060％以上、より好ましくは0.070％以上である。またＶの添加量も、析出硬化作用及び水素トラップ能等の観点から0.1％以上とする。好ましくは0.12％以上である。
【００４０】
しかしＴｉやＶを過剰添加すると、冷間加工性が著しく低下する。さらには鋼の溶製時に生成するＴｉやＶの巨大炭化物が焼入れの加熱の際に十分に固溶せず、鋼の靭性を劣化させる。そのため熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性も低下させることがある。そこでＴｉ量は0.15％以下とする。好ましくは0.10％以下、より好ましくは0.08％以下である。またＶ量は0.50％以下とする。好ましくは0.4％以下、より好ましくは0.3％以下である。
【００４１】
Ａｌ：0.5％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加されるために鋼中に残存しており、さらには錆の緻密化による耐食性の向上作用をも期待できる元素であるため積極的に残存させる場合もある。Ａｌ量の下限は特に限定されないが、脱酸剤としての利用を考慮すると現実的には0％超であり、耐食性向上作用を発揮させる観点からすれば、0.01％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.02％以上、さらに好ましくは0.03％以上である。但し、Ａｌの残存量が増大するにつれて酸化物系介在物量が増加し、耐遅れ破壊特性が低下し易くなる。そのためＡｌ量は0.5％以下とする。好ましくは0.3％以下、より好ましくは0.1％以下、さらに好ましくは0.05％以下、特に好ましくは0.050％以下である。
【００４２】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、遅れ破壊特性に対して有害であり、極力少なくすることが望ましいため、Ｎ量は0.02％以下とする。好ましくは0.015％以下、より好ましくは0.010％以下、さらに好ましくは0.007％以下、特に好ましくは0.005％以下である。最も好ましくは0％であるが、現実的にはＮ量が0％となることはない。
【００４３】
本発明に係る高強度鋼の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物［例えば、Ｏ（酸素）など］からなるが、更に他の元素としては、
（ａ）耐食性向上元素として、Ｎｉ：1.0％以下（0％を含まない）および／またはＣｕ：1％以下（0％を含まない）、
（ｂ）微細炭窒化物形成元素として、Ｚｒ、ＷおよびＮｂよりなる群から選択される１種以上を合計で0.5％以下（0％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：0.003％以下（0％を含まない）、
等を含むものであってもよい。この様な範囲を規定した理由を下記に示す。
【００４４】
Ｎｉ：1.0％以下（0％を含まない）
Ｎｉは、鋼の靭性および焼入性を高める作用を有すると共に、耐食性を向上して水素浸入を抑制するため、積極的に添加することが望ましい元素である。Ｎｉを積極添加する場合（即ち、0％超とする場合）は、含有量を0.1％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.2％以上、さらに好ましくは0.3％以上である。しかしＮｉを過剰に添加すると効果が飽和してコストアップを招くだけでなく、冷間加工性を却って低下させる。従ってＮｉを積極添加する場合であってもその上限は1.0％とする。より好ましくは0.6％以下、さらに好ましくは0.55％以下、特に好ましくは0.50％以下である。
【００４５】
Ｃｕ：1％以下（0％を含まない）
Ｃｕは、鋼の耐食性を高め、耐遅れ破壊特性に悪影響をおよぼす水素の浸入を抑制するのに有用であるため、積極的に添加するのが望ましい元素である。Ｃｕを積極的に添加する場合（即ち、0％超とする場合）は、含有量を0.1％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.3％以上である。しかしＣｕを過剰に添加すると効果が飽和するだけでなく、鋼の靭性を却って低下させる。よってＣｕを積極添加する場合であってもその上限は1％とする。より好ましくは0.7％以下、さらに好ましくは0.6％以下である。
【００４６】
Ｚｒ、ＷおよびＮｂよりなる群から選択される元素を合計で0.5％以下（0％を含まない）
Ｚｒ、ＷおよびＮｂは、上記Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するため、積極的に添加するのが望ましい。またこれらの元素の窒化物や炭化物は、結晶粒の微細化に有効である。Ｚｒ、ＷおよびＮｂを積極的に添加する場合（即ち、0％超とする場合）には、これら元素の添加量はいずれも0.03％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05％以上である。しかしＺｒ、ＷおよびＮｂを過剰に添加すると、耐遅れ破壊特性や靭性を阻害する。よってＺｒ、ＷおよびＮｂを積極的に添加する場合は、添加量の合計を0.5％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.3％以下、さらに好ましくは0.1％以下である。
【００４７】
Ｂ：0.003％以下（0％を含まない）
Ｂは、焼入性や焼入れ焼戻し後の靭性、疲労特性などを向上させるのに有用であるため、積極的に添加するのが望ましい元素である。Ｂを積極添加する場合（即ち、0％超とする場合）には、含有量を0.0005％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0010％以上である。しかしＢを過剰に添加すると、却って靭性を阻害するため、Ｂを積極添加する場合であってもその上限は0.003％とする。より好ましくは0.0025％以下であり、さらに好ましくは0.0020％以下程度である。
【００４８】
上記化学成分を有する鋼は、球状化焼鈍後における冷間加工性に優れているため、種々の形態に簡便に加工できる。例えば、熱間加工（例えば、熱間圧延など）した後、球状化焼鈍処理し、次いで冷間加工（例えば、冷間伸線や冷間鍛造など）すれば種々の部品の形状に簡便に加工できる。本発明に係る高強度鋼は冷間加工性に優れているため、冷間加工時に金型工具寿命を劣化させることなく、歩留まり高く加工できる。なお、上記冷間加工として例示した冷間伸線と冷間鍛造は、いずれか一方を採用して行なってもよいし、両方を組み合わせて行なってもよい。また、上記球状化焼鈍と冷間加工の間で、被膜処理（例えば、酸洗や潤滑被膜処理など）を施すのも好ましい態様である。
【００４９】
冷間加工にて得られた加工品は、焼入れ・焼戻しすることによって高強度の鋼部品が得られる。なお、上記化学成分を有する鋼は、潜在的に高強度性と耐遅れ破壊特性に優れているが、これら高強度性と耐遅れ破壊特性を有効に発揮する種々の高強度鋼部品を製造するには、焼入れ条件と焼戻し条件を適切に設定する必要がある。
【００５０】
即ち上記鋼は、ＭｏやＶ、Ｔｉなどの析出硬化型元素を所定量含有しているため、焼入れ加熱時には析出硬化型元素を固溶させ、焼戻し時には微細炭化物として析出させる必要がある。またＭｏやＶ、Ｔｉの微細炭化物は、強度向上のみならず、耐遅れ破壊特性の向上にも有用である。さらに所定の耐遅れ破壊特性を達成するには、焼入れ時に結晶粒が粗大化するのを防止しなければならない。
【００５１】
こうした観点から、具体的には、焼入れ時の加熱温度を890〜960℃とする。焼入れ温度が低すぎると、析出硬化型元素が鋼中に充分に固溶せず、焼戻しをしても充分な炭化物析出量を確保できず、引張強度が低下する。さらには焼入れ前の組織が球状化組織であるため、加熱不足になると球状化炭化物が溶け残り、この点からも引張強度が低下する。一方、焼入れ温度が高すぎると、結晶粒が粗大化して耐遅れ破壊特性が劣化する。好ましい加熱温度は900℃以上（より好ましくは910℃以上、さらに好ましくは920℃以上）、950℃以下（より好ましくは945℃以下、さらに好ましくは940℃以下）である。
【００５２】
焼入れ後の焼戻し条件としては、焼戻し時の加熱温度は550℃以上とする。焼戻し温度が低すぎると、析出硬化型元素が微細炭化物として充分に析出せず、引張強度が高くならない。特にＭｏやＴｉ、Ｖの微細炭化物が充分に析出しないと、耐遅れ破壊特性も低下することとなる。好ましい焼戻し温度は570℃以上（好ましくは580℃以上、さらに好ましくは600℃以上）である。焼戻し温度の上限は特に限定されないが、一般的には650℃以下程度とすることが好ましく、より好ましくは625℃以下程度である。
【００５３】
なお上記焼入れ時の加熱温度と焼戻し時の加熱温度以外の条件は、析出硬化型元素の特性を考慮して適宜設定すればよいが、例えば、以下の範囲から選択できる。
【００５４】
［焼入れ条件］
加熱後の保持時間：10分以上（例えば、20分以上）、1時間以下（例えば、40分以下）
冷却条件：油冷、水冷または空冷
［焼戻し条件］
加熱後の保持時間：30分以上（例えば、70分以上）、3時間以下（例えば、2時間以下）
冷却条件：油冷、水冷または空冷    
【００５５】
上述のようにして得られた高強度鋼部品は、引張強さに優れているだけでなく、オーステナイト結晶粒も粗大化していないため、高負荷応力下や高温下での耐遅れ破壊特性にも優れており、下記に示す物性を有する。
【００５６】
［引張強さ］
本発明に係る高強度鋼部品は、引張強さが1300Ｎ／ｍｍ２以上の部品である。なかでも1400Ｎ／ｍｍ２以上のものを好ましく用いることができ、より好ましくは1500Ｎ／ｍｍ２以上、さらに好ましくは1600Ｎ／ｍｍ２以上である。
【００５７】
［オーステナイト結晶粒度番号］
本発明に係る高強度鋼部品のオーステナイト結晶粒度番号は9以上である。なかでも10以上のものを好ましく用いることが好ましく、より好ましくは11以上である。
【００５８】
［酸性環境下における耐遅れ破壊特性］
ＨＣｌを用いてｐＨ3.0に調整した水溶液にＮａＣｌを添加して得られる5質量％ＮａＣｌ水溶液に、試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ１を測定する。またＮａＣｌ水溶液に浸漬させることなく大気中でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ０を測定する。測定されたＥ１とＥ０の値から下記（３）式で遅れ破壊特性値αを算出し、この値αが0.50以下のものを本発明に係る高強度鋼部品とする。
遅れ破壊特性値α＝（１−Ｅ１／Ｅ０）×100  …（３）    
【００５９】
［熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性］
80℃の蒸留水に試験片を浸漬させた状態でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ２を測定する。また、蒸留水に浸漬させることなく試験片を大気中でクロスヘッド速度を2×10−３ｍｍ／分としてＳＳＲＴ試験を行なうことにより伸びＥ０を測定する。測定されたＥ２とＥ０の値から下記（４）式で遅れ破壊特性値βを算出し、この値βが0.50以下のものを本発明に係る高強度鋼部品とする。
遅れ破壊特性値β＝（１−Ｅ２／Ｅ０）×100  …（４）    
【００６０】
本発明の高強度鋼部品によれば、高強度であるにも拘わらず酸性環境下であっても耐遅れ破壊特性に優れている。また本発明の高強度部品は、熱負荷が加わる環境であっても耐遅れ破壊特性に優れている。そのため例えばボルトとしても、使用に制約を受けることなく、幅広い範囲に用いることができる。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６２】
下記表１〜２に示す化学成分を含有する供試鋼を熱間加工することにより線材（直径：12ｍｍ）を製造した。なお、下記表１と２には、上記（１）式の中辺の値（即ち、上記複合添加量Ｘの値）および（２）式の左辺の値を算出して併せて示す。
【００６３】
【表１】
2005240086.tif 000003
【００６４】
【表２】
2005240086.tif 000004
【００６５】
得られた線材を740℃に加熱して5時間保持した後、650℃まで徐冷（冷却速度：約10℃／ｈｒ程度）し、次いで大気放冷することによって球状化焼鈍した。
【００６６】
球状化焼鈍して得られた線材を切断し、切削加工することにより、直径：10ｍｍ×高さ：15ｍｍの圧縮試験片を製造し、下記に示す条件で冷間加工性を評価した。
【００６７】
［冷間加工性］
上記圧縮試験片を、その両端面を拘束しながら圧縮し、圧下率70％とするのに必要な応力（変形抵抗）を測定した。変形抵抗は小さいほど冷間加工性に優れている。測定された変形抵抗を下記表３〜４に示す。なお、変形抵抗は900Ｎ／ｍｍ２以下の場合を合格（判定：○）、900Ｎ／ｍｍ２を超える場合を不合格（判定：×）として評価した。
【００６８】
また、上記球状化焼鈍処理して得られた線材を下記表３〜４に示す条件で焼入れ（加熱後の保持時間：30分、冷却条件は水冷）・焼戻し（加熱後の保持時間：90分、冷却条件は水冷）した。
【００６９】
得られた焼入れ焼戻し鋼のオーステナイト結晶粒度番号を、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準拠して測定した。測定されたオーステナイト結晶粒度番号を下記表３〜４に示す。
【００７０】
次に、上記焼入れ焼戻し鋼を切断し、切削加工することにより、ＪＩＳ  Ｚ２２０１の１４Ａ号試験片を製造した。この試験片を用いて引張強さを測定し、測定結果を下記表３〜４に示す。なお、引張強さが1300Ｎ／ｍｍ２以上の場合を合格（判定：○）、1300Ｎ／ｍｍ２未満の場合を不合格（判定：×）として評価した。
【００７１】
次に、上記焼入れ焼戻し鋼を切断し、切削加工することにより、図３に示す遅れ破壊試験片を製造した。この遅れ破壊試験片を用いて上記手順で「酸性環境下における耐遅れ破壊特性」と「熱負荷が加わる環境下における耐遅れ破壊特性」を調べた。算出された遅れ破壊特性値αとβを下記表３〜４に示す。なお、遅れ破壊特性値αまたはβは、0.50を超えるものを不合格（判定：×）、0.50以下のものを合格（判定：○）とした。
【００７２】
【表３】
2005240086.tif 000005
【００７３】
【表４】
2005240086.tif 000006
【００７４】
表３および４から明らかな様に、No.1〜29は、本発明で規定する要件を満足する例であり、変形抵抗が小さく、冷間加工性に優れている。また遅れ破壊特性値αが小さく、酸性環境下における遅れ破壊特性に優れている。さらに耐遅れ破壊特性値βも小さく、熱負荷が加わる環境であっても耐遅れ破壊特性に優れている。
【００７５】
一方No.30〜52は本発明で規定する何れかの要件を満足しない例であり、所望の効果が得られていない。即ちNo.30はＣ量が少ない例であり、引張強度が確保できていない。No.31はＣ量が多い例であり、変形抵抗が大きくなり、冷間加工性が悪化している。また、鋼の靭性が劣化するために酸性環境下における耐遅れ破壊特性も低下している。No.32はＭｎ量が少ない例であり、強度を確保できていない。No.33はＭｎ量が多い例であり、冷間加工性が悪く、しかも酸性環境下における耐遅れ破壊特性にも劣る。No.34はＰ量とＳ量が多い例であり、酸性環境下における耐遅れ破壊特性に劣る。No.36とNo.37はＣｒ量が少ない例であり、変形抵抗が大きくなり、冷間加工性が悪い。No.38とNo.39はＣｒ量が多い例であり、耐遅れ破壊特性が悪い。No.40〜46は、Ｃｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量のバランスが悪く、これらの含有量が本発明で規定する上記（１）式を満足しない例であり、（１）式の中辺の値が本発明で規定する範囲よりも小さいため、冷間加工時の変形抵抗が大きくなり過ぎて冷間加工性が悪い。No.47，53〜55は、Ｃｒ，Ｍｏ，ＴｉおよびＶ量のバランスが悪く、本発明で規定する上記（１）式を満足しない例であり、（１）式の中辺の値が本発明で規定する範囲よりも大きいため、耐遅れ破壊特性が劣悪となる。No.48〜51は、ＴｉとＶ量のバランスが悪く、上記（２）式を満足しない例であり、（２）式の左辺の値が本発明で規定する範囲よりも小さいため熱負荷時の遅れ破壊特性が悪い。No.52は、ＴｉとＶ量のバランスが悪いため、耐遅れ破壊特性が悪い。
【００７６】
なお、No.35は参考例であり、Ｎｉ量が多いため冷間加工性が悪くなっている。
【図面の簡単な説明】
【００７７】
【図１】複合添加量Ｘと、測定された部品の変形抵抗または遅れ破壊特性値αとの関係を示すグラフである。
【図２】ＴｉとＶの比（［Ｔｉ］／［Ｖ］）と、遅れ破壊特性値βとの関係を示すグラフである。
【図３】遅れ破壊試験に用いた試験片の概略図である。
【図１】
2005240086.tif 000007
【図２】
2005240086.tif 000008
【図３】
2005240086.tif 000009