(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項２】
更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有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引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項３】
更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、０．０００４％≦Ｓ≦０．００２５％、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％およびＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、かつ下記式で求められるＡＣＲが０．２≦ＡＣＲ＜１．０を満足し残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項５】
更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項６】
更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
【請求項７】
請求項１乃至６の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延により鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から４５０〜５５０℃の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法に関し、特に引張強度が６００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れる高張力鋼材として好適なものに関する。  
【背景技術】
【０００２】
近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材使用環境の苛酷化が進んでいる。
【０００３】
しかし、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷化は、一般的に鋼材の水素脆性感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルトの分野ではＪＩＳ  Ｂ  １１８６にてＦ１１Ｔ級ボルト（引張強さ１１００〜１３００Ｎ／ｍｍ２）についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。
【０００４】
このため、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５等で、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐水素脆性特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。
【特許文献１】特開平３−２４３７４５号公報
【特許文献２】特開２００３−７３７３７号公報
【特許文献３】特開２００３−２３９０４１号公報
【特許文献４】特開２００３−２５３３７６号公報
【特許文献５】特開２００３−３２１７４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１〜５等に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなると厳しい腐食環境下で使用される場合に要求される耐遅れ破壊特性を得ることは困難であり、特に強度が９００ＭＰａ以上の高いレベルで、より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。
【０００６】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、強度が６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上で、従来の鋼材より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法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】
【０００７】
遅れ破壊は、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素が応力集中部に集積し、その量が材料の限界値に到達すると発生するとされており、そのため、耐遅れ破壊特性を向上させる一つの指針として応力集中部に集積する拡散性水素の量を減少させることが挙げられる。
【０００８】
本発明者らは、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、特に合金炭化物等の析出物形成元素であるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの添加量と焼戻し処理時における鋼材の板厚方向中心部の昇温速度を規定することによって、析出物の微細分散化および残留オーステナイトの適正量の確保を達成し、これらの析出物や残留オーステナイトによる拡散性水素のトラップ量の増大を通じて、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来材よりも耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材を得ることが可能となることを見出した。
【０００９】
さらに、Ｓ、Ｃａ、Ｏの添加量を適切な範囲にすることでＣａＳとＭｎＳの複合介在物を水素のトラップサイトとして積極的に利用可能で、耐遅れ破壊特性がより向上することを見出した。
【００１０】
本発明は得られた知見に基づき、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有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張力鋼板。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
４．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、０．０００４％≦Ｓ≦０．００２５％、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％、０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％およびＭｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、かつ下記式で求められるＡＣＲが０．２≦ＡＣＲ＜１．０を満足し残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ２以上鋼中に含み、ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
５．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
６．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、４または５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板。
７．１乃至６の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延により鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から４５０〜５５０℃の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、引張強度が６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上の、耐遅れ破壊特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
［成分組成］
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
【００１３】
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。
【００１４】
Ｓｉ：０．０１〜０．８％
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。
【００１５】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。
【００１６】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。
【００１７】
Ｎ：０．０００５〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。
【００１８】
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量をそれぞれ０．０３％以下に限定するが、Ｓについては介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００４≦Ｓ≦０．００２５とするのが好ましい。０．０００４％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００２５％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
【００１９】
０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％
介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％とするのが好ましい。０．０００８％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。０．００３０％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
【００２０】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの一種または二種以上
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、１種または二種以上含有していれば、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有するため、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の一種以上を含有する。
【００２１】
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．０１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、１％を超える添加は経済性が劣る。
【００２２】
従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１％に限定する。特にＭｏは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を９００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。
【００２３】
Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊  特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。
【００２４】
Ｖ：０．００１〜０．５％
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒
化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．５％以下に限定する。
【００２５】
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。
【００２６】
また、ＭｏやＮｂと複合析出物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。
【００２７】
本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
【００２８】
Ｎｉ：４％以下
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。
【００２９】
Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。従って、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。
【００３０】
Ｗ：２％以下
Ｗは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。
【００３１】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。
【００３２】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。
【００３３】
好ましくは、介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％とする。０．００１０％未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。
【００３４】
０．００３０％を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。
【００３５】
但し、０．００１０％≦Ｃａ≦０．００３０％とする場合は、鋼中Ｏ量を０．０００８％≦Ｏ≦０．００３０％とし、下記式で求められるＡＣＲを０．２≦ＡＣＲ＜１．０とする。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ    
式において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは鋼中含有量（ｍａｓｓ％）
ＡＣＲは、Ｃａ系介在物の晶出度を表す指数であり、ＣａＳ、ＭｎＳの複合介在物を積極的に水素のトラップサイトとして利用して耐遅れ破壊特性を向上させるために０．２≦ＡＣＲ＜１．０とする。ＡＣＲが該範囲を満足するるようにＣａ、Ｏ、Ｓを含有させることによりＣａＳ、ＭｎＳがそれぞれ主体となって晶出することを防止し、微細な複合介在物として分散させることができる。
【００３６】
この結果、これらの複合介在物とマトリックスの界面に水素がトラップされ、一部の介在物の界面への集積を抑制することが可能となる。さらに急速加熱焼戻し過程においてこれらの複合介在物の表面に合金炭化物が析出することによって、より多くの水素がトラップされる。ＡＣＲが０．２未満の場合は、介在物の主体がＭｎＳとなり圧延によって介在物が伸長し、遅れ破壊の起点になりやすく、耐遅れ破壊特性が劣る場合がある。
【００３７】
ＡＣＲが１．０以上の場合は、介在物の主体がＣａＳとなって粗大になりやすく、当該粗大なＣａＳが、遅れ破壊の起点となって耐遅れ破壊特性が劣る場合がある。
さらに、好ましいＡＣＲは、０．４≦ＡＣＲ≦０．８の範囲である。
【００３８】
尚、従来は、ＭｎＳが圧延によって伸長し、その部分に水素が集積することで、割れが発生しやすいため、ＡＣＲ≧１．０を満足するようにＣａを添加し、Ｓを固定してＭｎＳの形態制御を行っている。
【００３９】
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
【００４０】
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。
【００４１】
［ミクロ組織］
本発明における析出物の析出形態の限定理由について述べる。本発明では、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下の析出物を、５個／２５００００ｎｍ２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ２以上を鋼中に含む。
【００４２】
析出物の観察は、例えば、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、透過型電子顕微鏡にて行う。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価し、平均粒子径は、例えば、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野以上の単純平均値とする。
【００４３】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物は、大きさによらず拡散性水素をトラップする効果を有するが、平均粒子径が２０ｎｍより大きくなると格子整合性が低くなり、拡散性水素をトラップする力が弱くなるため、耐遅れ破壊特性の向上効果が小さくなる。そこで平均粒子径を２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下とする。
【００４４】
また、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物の密度が５個／２５００００ｎｍ２未満となると、これらの析出物によりトラップされる拡散性水素の量が少なくなり、耐遅れ破壊特性の向上効果が小さくなる。そこで、５個／２５００００ｎｍ２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ２以上の割合で鋼中に含むとする。
【００４５】
本発明は、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むミクロ組織とするのが好ましい。残留オーステナイトは、水素の固溶度が高いため水素トラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させるが、０．５％未満ではその効果が明確でなく、５％を超えると強度が低下するため、０．５〜５％、更に、好ましくは２〜４％とする。
【００４６】
残留オーステナイト量の測定は、例えば、Ｘ線回折によるオーステナイト格子定数のピークの定量化によって測定する。次に、本発明鋼の製造に好ましい製造条件について述べる。
［製造条件］
本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
【００４７】
焼入れ
母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは０．５℃／ｓ以上、好ましくは１℃／ｓ以上の速度で冷却する。
【００４８】
本規定は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させて母材を強化するために行った。
【００４９】
本発明ではＡｒ３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとする。式において各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【００５０】
焼戻し条件
焼戻し時、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。再加熱焼入れなどにより一旦室温まで冷却した場合においても焼戻し時の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。
【００５１】
焼戻し時に生じる合金炭化物、合金窒化物、合金炭窒化物等の析出物の生成・成長挙動には焼戻し時の昇温速度が影響を及ぼし、平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とした場合、析出物の微細分散化が達成される。
【００５２】
１℃／ｓ未満では炭化物や炭窒化物が析出する前に粒界やラス界面にＣが拡散するので、粗大な炭化物や炭窒化物しか得ることができず、水素のトラップサイトとなる炭化物や炭窒化物を微細分散させる効果が得られない。
【００５３】
更に、焼戻し時に、６００℃以上での昇温速度が１０℃／ｓ以上となる温度領域を持たせると、分散析出したセメンタイトのＦｅが合金元素に置き換わって微細な合金炭化物の析出を促進させて好ましい。
【００５４】
また、引張強度９００ＭＰａ以上に高強度化する場合は、焼戻し温度を４５０〜５５０℃の範囲にすることが高強度で高靭性というバランスのよい特性を得るのに好ましい。
【００５５】
また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取っても良く、特に規定しない。
【００５６】
焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を防止すべく、６０ｓ以下とすることが望ましい。
【００５７】
焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までの平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
【００５８】
以上の条件によって、上述の析出物による拡散性水素のトラップ量が増加するため、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来の鋼材よりも耐遅れ破壊特性が向上する。
【００５９】
本発明においてはＡｒ３変態点以上から焼入れが可能なように鋼片を製造すれば良く、溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。
【００６０】
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。
【００６１】
Ａｒ３変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。Ａｒ３変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未再結晶域で圧延を行って良い。
【００６２】
本発明は、Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相組織の状態から焼入れを開始すれば、
熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。
【００６３】
焼戻し時の加熱方式は、所要の昇温速度が達成されれば、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等のいずれの方式でも良い。
【実施例】
【００６４】
本発明の有効性を実施例によって説明する。表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｕ（但し鋼Ａ，Ｂ，Ｃは参考例とする）を溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻し処理を行った。
【００６５】
また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で
保持を行った。
【００６６】
また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。
【００６７】
表２に鋼板製造条件、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率を、表３に得られた鋼板の降伏強度、引張強度、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、限界拡散性水素量を示す。
【００６８】
析出物の大きさおよび密度は、透過型電子顕微鏡を用いて、抽出レプリカにより抽出した析出物を写真撮影し、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野の平均を求めた。なお、粒子径は、画像解析による円相当径にて評価した。
【００６９】
残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折によりオーステナイト格子定数のピークを定量化することによって測定した。
【００７０】
また、降伏強度および引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られるｖＴｒｓで評価した。
【００７１】
更に、限界拡散性水素量は、引張強さの９０％の定荷重負荷下において１００ｈ以内に遅れ破壊を生じない上限の拡散性水素量と定義し、試験片は環状ノッチ付き丸棒引張試験片を用い、拡散性水素量はガスクロマトグラフ法により測定した。
【００７２】
限界拡散性水素量の目標は、引張強度１２００ＭＰ以上の鋼種に関しては、０．２ｍａｓｓ  ｐｐｍ以上とし、引張強度１２００ＭＰ未満の鋼種に関しては、０．３ｍａｓｓ  ｐｐｍ以上とした。
【００７３】
【表１】
0005124988.tif 000002
【００７４】
【表２】
0005124988.tif 000003
【００７５】
【表３】
0005124988.tif 000004
【００７６】
表３から明らかなように、鋼板Ｎｏ．１〜３９のうち、化学成分、製造方法、析出物の析出形態および残留オーステナイトの体積分率が本発明範囲内となる本発明例の鋼板Ｎｏ．１〜１６（但し、鋼板Ｎｏ．１、２、３は参考例）、Ｎｏ．３３〜３９は、比較例の鋼板Ｎｏ．１７〜３２に対し、良好な限界拡散性水素量を得ることができた。特に、ＡＣＲが本発明範囲の鋼板Ｎｏ．３３〜３９は、より良好な限界拡散性水素量を得ることができた。
【００７７】
これに対して、比較鋼板Ｎｏ．１７〜３２（比較例）は、限界拡散性水素量が上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。
【００７８】
成分が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．１７〜２０は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
【００７９】
直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２１は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
【００８０】
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２２は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。
【００８１】
焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２３〜３２は、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率の内、いずれか二つの数値が本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。