(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５％以下（０％含む）、Ｐ：０．０２０％超０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０μｍ以下の、マルテンサイト組織あるいは焼戻しマルテンサイト組織を体積分率で９０％以上の組織とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のうち選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、土木、建設産業機械、ラインパイプ、海洋構造物、エネルギープラント分野などで遅れ破壊が問題となる部位に使用される高強度鋼に関し、特に建設産業機械分野で用いられるＴＳ１２００ＭＰａ以上の耐磨耗鋼として好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
遅れ破壊は、静荷重下におかれた鋼板がある時間経過後に突然破壊する現象で、高強度鋼ほど発生しやすく、１２００ＭＰａ以上の高強度鋼で問題となることが多い。遅れ破壊は、鋼中に存在する水素と残留応力が関与していることが明らかとされている。
【０００３】
高強度鋼の遅れ破壊を抑制する方法は、種々提案され、特許文献１〜４では、Ｍｎを低減することによって、耐遅れ破壊特性を改善する技術が提案されている。特許文献４には、遅れ破壊特性に優れたボルト用鋼に関し、Ｍｎが、セメンタイト中に固溶して、析出したセメンタイトの成長を促進するため、遅れ破壊特性を低下させることが記載されている。
【０００４】
特許文献５は、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼に関し、結晶粒径を微細化し、更に成分組成にＺｒを添加して、鋼中に水素の集積場所となる炭化物を微細分散させることにより、遅れ破壊特性を改善することが記載されている。オーステナイト粒度をＡＳＴＭ  Ｎｏ．で８．５以上、およそ２０μｍ以下と規制している。
【０００５】
また、特許文献６では、未再結晶温度域で十分な圧下を取ることによるオースフォーム効果によって、組織を微細化し、耐遅れ破壊特性を改善している。
【特許文献１】特開昭６０−５９０１９
【特許文献２】特開平５−５１６９１号公報
【特許文献３】特開昭６３−３１７６２３号公報
【特許文献４】特開平５−１４８５８０号公報
【特許文献５】特開昭６１−２２３１６８号公報
【特許文献６】特開２００２−１１５０２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献３では、２００〜５００℃の低温焼戻し熱処理が必要で、低温焼戻し脆性による延性、靭性の劣化防止が課題とされ、特許文献１も、焼戻し処理を行う場合は、３００〜５００℃のため、同様の課題が生じる。
【０００７】
また、特許文献５では、６００℃以上の高温焼戻しを実施するため、焼入れたままの状態に比較して強度、硬度が低下し、焼入れままの状態と同様の強度レベルを得ようとする場合には、合金元素を増量させる必要があり合金コストの上昇が課題とされる。
【０００８】
さらに、特許文献１，２，５では、Ｐをそれぞれ、０．０１８％以下、０．０１０％以下、０．０２０％以下としており、脱燐工程での負荷が増大する。特許文献６では、オースフォームを活用し、直接焼入れによって組織を微細化しているが、遅れ破壊を抑制するための圧延組織の微細化には、圧延中の厳密な温度管理が必要とされる。
【０００９】
本発明は、かかる従来技術の問題を鑑みてなされたものであって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼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】
発明者等は、上記課題を達成するため、種々の成分組成の鋼でＳＳＲＴ試験を行い、マルテンサイト鋼の遅れ破壊特性について鋭意研究を重ねた。その結果、Ｐ量が０．０２０％を超える化学成分を有する鋼においても、Ｍｎ量を０．０５％以下とし、かつ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂなどを適量添加し、旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下のマルテンサイト組織とした場合、遅れ破壊特性が改善されることを見出した。
【００１１】
表１はＳＳＲＴ試験に用いた供試鋼Ｎｏ．１〜３の化学成分を示し、１２ｍｍｔの鋼板を９００℃にて再加熱後、水焼入れを実施したものを試験材とした。
【００１２】
ＳＳＲＴ試験は、上記試験材から採取した３．４ｍｍΦ×２５ｍｍＬの平行部を持つ丸棒引張試験片を、３％塩化ナトリウム−０．３ｇ／Ｌチオシアン酸アンモニウム水溶液中で陰極電流密度０．０４ｍＡ／ｃｍ２にて２４時間の陰極水素チャージを行い、亜鉛めっきを行った後に、２４時間保持し、室温にて、歪速度３．３×１０−６／ｓの速度で引張荷重を与えて行った。
【００１３】
【表１】
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【００１４】
表２に試験材（供試鋼Ｎｏ．１〜３）の室温強度とＳＳＲＴ試験結果を示す。Ｍｎ量が０．４５％以上、Ｐ量を０．０２０％以下まで低減した試験材（供試鋼Ｎｏ．２，３）より、Ｐ量が０．０２０％超えであってもＭｎ量を０．０５％以下まで低減した試験材（供試鋼Ｎｏ．１）が、破断までの時間、破断強度および絞り値が優れており、遅れ破壊特性が改善されていることが確認できる。尚、試験材の室温強度はほぼ同等である。
【００１５】
【表２】
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【００１６】
本発明は、得られた知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、発明の主旨は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５％以下（０％含む）、Ｐ：０．０２０％超０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０μｍ以下の、マルテンサイト組織あるいは焼戻しマルテンサイト組織を体積分率で９０％以上の組織とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
２．前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のうち選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、高価な合金元素を大量に用いることなく、高強度と優れた耐遅れ破壊特性を備えた鋼が得られ、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明を詳細に説明する。
［化学成分］以下の％表示は、いずれも質量％を示す。
Ｃ：０．２０〜０．４０％
Ｃは、高強度鋼の強度確保、あるいは、耐摩耗鋼の表面硬度確保に有効な元素であり、その効果を発揮するには、０．２０％以上必要である。しかし、０．４０％を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、０．２０〜０．４０％とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは脱酸元素であり、かつ、固溶強化として強度確保に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、０．５０％を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、０．０５〜０．５０％とする。
【００２０】
Ｍｎ：０．０５％以下
Ｍｎは遅れ破壊特性を著しく劣化させる。そのため０．０５％以下（無添加を含む）とする。
【００２１】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を弱め、遅れ破壊特性を低下させる。そのため、低いほうが望ましいが、製鋼工程での脱燐作業に負荷がかかる。
【００２２】
本発明では、この負荷を低減するため、Ｍｎ量を低減するが、Ｐ量が０．０３０％超えではＭｎ量を低減したとしても粒界強度を低下させ、遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、０．０３０％以下とする。
【００２３】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎＳとして存在して、破壊の起点となり、遅れ破壊特性を劣化させる。本発明で規定する０．０５％以下（無添加を含む）の僅かなＭｎ量でもＭｎＳを生成するため、Ｓの低減は重要である。そのため、０．００５％以下とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、結晶粒径微細化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。しかし、０．０５％を超えて添加すると粗大なＮｂ（ＣＮ）などが残存し、母材靭性を劣化させる。したがって、０．００５〜０．０５％とする。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定し、ボロンの焼入れ性改善効果を有効に発揮させる元素であり、その効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。しかし、０．０５％を超えて添加すると粗大なＴｉＮが生成し、母材靭性が劣化する。したがって、０．００５〜０．０５％とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高め、母材靭性および遅れ破壊特性を改善する。さらに、微量添加により、焼入れ性を顕著に向上させる。その効果を発揮するためには、０．０００３％以上必要である。しかし、０．００３０％を超えて添加することにより、炭ほう化物として析出し、母材靭性を劣化させる。そのため、０．０００３〜０．００３０％とする。
【００２７】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材であり、かつ、ＡｌＮとしてＮを固定することにより、結晶粒径を微細化し、母材靭性を向上させる。０．１％を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは、０．１％以下に限定する。Ａｌを脱酸材に用いる場合には、０．００２０％以上とすることが望ましい。
【００２８】
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、ボロンと結合し、ＢＮとして存在することにより、ボロンの焼入れ性改善効果を阻害する。したがって、０．００６０％以下とする。
【００２９】
以上が本発明の基本成分系であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有する。
【００３０】
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、０．０５〜１．０％とする。
【００３１】
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、固溶強化に有効な元素であり、かつ、母材靭性を向上させる効果を有する。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、２．０％を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は０．０５〜２．０％とする。
【００３２】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、０．０５〜１．０％とする。
【００３３】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、０．０５〜１．０％とする。
【００３４】
Ｗ：０．０５〜２．０％
Ｗは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。しかし、２．０％を超えて添加すると、合金コストの上昇を招く。したがって、添加する場合は、０．０５〜２．０％とする。
【００３５】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。しかし、０．１％を超えて添加すると母材靭性が劣化する。したがって、添加する場合は、０．００５〜０．１％とする。
【００３６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓを固定することにより、破壊起点となりうるＭｎＳを減少させる効果を有する。その効果を発揮するためには、０．０００５％以上必要である。一方、０．００５０％を超えて添加することにより、鋼の清浄度を低下させる。従って、添加する場合は、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００３７】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭは、Ｓを固定することにより、破壊起点となりうるＭｎＳを減少させる効果を有する。その効果を発揮するためには、０．０００５％以上必要である。一方、０．００５０％を超えて添加することにより、鋼の清浄度を低下させる。従って、添加する場合は、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００３８】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：０．０４０％以下、Ｐｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下を許容できる。なお、不可避的不純物は少ないほど望ましい。
［ミクロ組織］
ミクロ組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０μｍ以下の、マルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイト組織を主組織とする。ここで主組織とは、体積分率で８０％以上を占める組織とする
ミクロ組織は、微細なほど遅れ破壊特性は改善される。平均粒径が３０μｍを超えると、急激に遅れ破壊特性が劣化するため、３０μｍ以下とする。優れた母材靭性とするため、母相の主組織はマルテンサイト分率が高いほうが望ましく、マルテンサイトあるいは焼戻しマルテンサイトの体積分率は９０％以上とすることが望ましい。
【００３９】
残余の組織は特に規定しないが、上部ベイナイトが混在した組織になると母材靭性が劣化するため、極力含まない組織とすることが望ましい。次に、本発明の好ましい製造条件について説明する。
【００４０】
製造条件は、通常に鋼板を圧延後、室温まで空冷した後にオーステナイト単相領域まで再加熱後、焼入熱処理を実施することが望ましい。また、圧延直後に冷却する直接焼入れを用いても良い。なお、直接焼入れの場合には、平均粒径３０μｍ以下の旧オーステナイト粒径を得るために、圧延仕上げ温度を９５０℃以下とすることが望ましい。
【００４１】
さらに、５００〜Ａｃ１点以下の焼戻しを実施しても良い。また、脱水素処理や歪除去のために３００℃以下での焼戻しを実施することも許容できる。
【実施例】
【００４２】
表３に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）（鋼素材）とした。これら鋼素材を、１２ｍｍに圧延した後に、９００℃に再加熱し、焼入れ熱処理を実施した。得られた鋼板について、組織観察、引張試験、ＳＳＲＴ試験を実施した。
［組織観察］得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、研磨し、ナイタールで腐食後、電子顕微鏡で組織を観察し、マルテンサイト分率（体積分率）を求めた。
【００４３】
さらに、ピクリン酸水溶液により腐食して、板厚１／４ｔ部の位置について、光学顕微鏡を用いて、旧オーステナイト粒径を測定した。旧オーステナイト粒径は、２００個程度の旧オーステナイト粒を観察し、各々の粒の円相当粒径を求め、これらの平均値をこの鋼板の平均粒径とした。
【００４４】
［引張試験］得られた鋼板について、１／２ｔ部より６ｍｍΦ×３０ｍｍＬの平行部を有する丸棒引張試験片を採取し、強度を測定した。
【００４５】
［ＳＳＲＴ試験］遅れ破壊特性はＳＳＲＴ試験により評価した。得られた鋼板の１／２ｔ位置より、３．４ｍｍΦ×２５ｍｍＬの平行部を持つ丸棒引張試験片を、３％塩化ナトリウム−０．３ｇ／Ｌチオシアン酸アンモニウム水溶液中で陰極電流密度０．０４ｍＡ／ｃｍ２にて２４時間の陰極水素チャージを行い、亜鉛めっきを行った後に、２４時間保持し、室温にて、歪速度３．３×１０−６／ｓの速度で引張荷重を与えた。
【００４６】
表４に組織観察、引張試験、ＳＳＲＴ試験の結果を示す。組織観察の結果、全ての供試鋼（記号Ａ〜Ｇ）で主組織は体積分率９０％以上のマルテンサイトで、旧オーステナイト粒の平均粒径も記号Ｇを除いて３０μm以下であった。
【００４７】
本発明鋼（記号Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ）は、ＳＳＲＴにおける破断強度とＴＳ（通常引張時の強度）との比が７０％以上、さらに、ＲＡ値比も２５％以上と遅れ破壊特性に優れているのに対し、比較鋼（記号Ｅ，Ｆ，Ｇ）は、ＳＳＲＴにおける破断強度とＴＳ（通常引張時の強度）との比が７０％未満、ＲＡ値比も２５％未満と遅れ破壊特性が劣っている。
【００４８】
比較鋼（記号Ｅ，Ｆ）は、ミクロ組織は本発明の規定を満足したが成分組成が本発明範囲外で、比較鋼（記号Ｇ）は、ミクロ組織と成分組成が本発明範囲外であった。特に、比較鋼（記号Ｅ）はＭｎ量が０．４２％と高く、Ｐ量が０．００８％であっても、遅れ破壊特性に劣っていた。
【００４９】
【表３】
0005369458.tif 000004
【００５０】
【表４】
0005369458.tif 000005