(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｏまたは、Ｍｏ及びＴｉ，Ｖよりなる群から選択される１種以上の元素を含む金属化合物若しくは複合化合物が母相内に析出した高強度鋼の遅れ破壊を防止する方法であって、
下記（１）〜（３）の手順を行うとともに、下記（１）〜（３）の手順によって算出される、焼戻し温度ｔにおける析出硬化による硬さ上昇量ΔＨを１０Ｈｖ以上となるよう、焼き戻し温度を制御することによって高強度鋼の遅れ破壊を防止することを特徴とする遅れ破壊防止方法。
（１）Ｃ：０．１０〜０．６０％（質量％、以下同じ）、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．１２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．００％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２．００％以下（０％を含まない）を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を焼入れした後、３００〜７００℃の範囲で温度を変化させて焼戻し処理を行い、種々の温度で処理された焼戻し温度ｔにおける焼戻し後の鋼材の硬さＨ１（Ｈｖ）を測定する工程と、
（２）３００℃で焼戻し処理を行ったときの鋼材の硬さと、７００℃で焼戻し処理を行ったときの鋼材の硬さとを直線で結んで得られる母相硬さ線に基づき、焼戻し温度ｔにおける母相硬さＨ２（Ｈｖ）を求める工程と、
（３）下式
ΔＨ＝Ｈ２−Ｈ１
に基づき、焼戻し温度ｔにおける析出硬化による硬さ上昇量ΔＨ（Ｈｖ）を算出する工程。
【請求項２】
前記鋼材は、更に他の成分として、
Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２０％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の遅れ破壊防止方法。
【請求項３】
前記鋼材は、更に他の成分として、
Ｎｂ：０．２０％以下（０％を含まない）、
Ｗ：０．２０％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の遅れ破壊防止方法。
【請求項４】
前記鋼材は、更に他の成分として、Ｎｉ：０．５５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の遅れ破壊防止方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐水素脆化特性が優れることによって耐遅れ破壊特性が改善された高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鉄鋼材料に応力がかかってからある時間を経過した後に発生する遅れ破壊は、種々の要因が複雑に絡み合って発生していると考えられるので、その原因を特定することは難しいが、一般に水素脆化現象が関与しているという点では共通の認識が持たれている。上記水素脆化現象を左右する因子としては、焼もどし温度，組織，材料硬さ，結晶粒度，各種合金元素の影響等が一応認められており、特に耐水素脆化特性の向上には微細な化合物を析出させて、これを拡散性水素のトラップサイトとすれば良いことが知られている。
【０００３】
しかしながら、微細化合物の析出量は成分組成や焼戻し温度など種々の要因によって変化するものであり、しかも微細化合物を定量することは困難であることもあって、水素脆化の防止手段が確立されている訳ではなく、種々の方法が試行錯誤的に提案されているに過ぎないのが実状である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであって、耐水素脆化特性の向上に有効な微細化合物を定量することにより優れた耐水素脆化特性を確実に発揮する高強度鋼を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を達成した本発明の耐水素脆化特性に優れた高強度鋼とは、析出硬化による硬さ上昇量が１０Ｈｖ以上であることを要旨とするものであり、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖよりなる群から選択される１種以上の元素を含む金属化合物若しくは複合化合物が母相内に析出したものであることが望ましい。
【０００６】
上記の要件を満たす本発明の高強度鋼の成分としては、鋼中に、
Ｍｏ：２．００％以下（０％を含まない）
Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｖ  ：０．２０％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含有するものであることが推奨され、更に他の成分として、
Ｃｒ：２．００％以下（０％を含まない）
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｎｂ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｗ  ：０．２０％以下（０％を含まない）
Ｂ  ：０．００３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含有することが望ましく、更に他の成分として、
Ｃ  ：０．１０〜０．６０％
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
Ｏ  ：０．００５％以下（０％を含まない）
Ｓ  ：０．０２５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含有するものであることが推奨される。
【０００７】
また、鋼が、更に他の成分として、
Ｐ  ：０．０２５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｍｎ：０．７０％以下（０％を含まない）
を含有するものであることが望ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】
前述の様に、遅れ破壊特性を劣化させる原因の一つとして、鋼中を動き回る水素（拡散性水素）が挙げられる。この拡散性水素を低減するためには鋼中に微細な化合物を積極的に析出させて水素をトラップすることが有効であり、特に高強度鋼の場合には、析出硬化型の合金化元素を添加し、高温焼戻し処理などにより、母相内に微細な合金系化合物を析出させることが遅れ破壊発生防止に非常に効果的である。
【０００９】
しかしながら、その析出した微細な合金系化合物（以下、単に析出物ということがある）を定量することは非常に困難であると考えられており、その析出量と遅れ破壊特性との関係は明らかにされていなかった。そこで本発明者らは遅れ破壊防止に有効な析出物の定量方法について鋭意研究を重ねた。その結果、(a)鋼材の実際の硬さから、後述する方法により求めた焼戻し前の母相硬さを差し引くことによって、析出物による硬さ上昇量を求めることができること、及び(b)得られた硬さ上昇量と遅れ破壊特性の間には非常に高い相関が見られ、その硬さ上昇量をある値以上と定めることにより遅れ破壊の発生を確実に防止できることを見出し、本発明に想到した。即ち、本発明は析出物量自体から遅れ破壊の防止効果を把握するのではなく、析出物による硬さ上昇量から析出物量を間接的に推定して遅れ破壊防止効果を把握するという技術を完成したのである。
尚、母相硬さ及び硬さ上昇量は以下の▲１▼〜▲３▼の手順で求めれば良い。
【００１０】
▲１▼  まず鋼材を焼入れ後、３００〜７００℃の範囲で温度を変化させて焼戻し処理を行い、種々の温度で処理された鋼材の硬さを測定することにより、図１に示す様な焼戻し性能曲線を作成する。通常の炭素鋼では、焼戻し温度の上昇と共に、硬さは徐々に低下していく傾向にあるが、析出硬化型の合金元素を含んだ鋼材の場合、図１に示す様に、析出硬化によりある温度域で硬さ低下の傾向が鈍化する現象が認められる。つまり、実際の材料硬さは、母相硬さに析出硬化分の硬さが加わった硬さである。
【００１１】
▲２▼  また析出硬化が認められない焼戻し温度域は母相硬さを示していることとなる。図１の焼戻し性能曲線では３００℃と７００℃の結果が析出硬化のない母相硬さを表しているものであり、３００℃と７００℃の２点を直線で結ぶことにより母相硬さを示す母相硬さ線を得ることができ、母相硬さはこの母相硬さ線をもとに夫々の焼戻し温度でその硬さの値を読み取ることにより求めることができる。
【００１２】
▲３▼  従って各焼戻し温度において、実際の材料硬さ（焼戻し性能曲線の値）から上記▲２▼の方法により求めた母相硬さ（母相硬さ線の値）を差し引いた値が、析出物による硬さ上昇量である。
【００１３】
この析出物による硬さ上昇量は微細な析出物の数が多いほど高い値を示すものであり、特に硬さ上昇量が１０Ｈｖ以上となると、遅れ破壊発生防止効果が顕著である。上記硬さ上昇量は２０Ｈｖ以上であると好ましく、３０Ｈｖ以上であればより好ましい。
【００１４】
尚、鋼中において微細に効率良く析出し、且つ高い水素トラップ能力を発揮する化合物としては合金系化合物が挙げられ、特に上記合金系化合物がＭｏ，Ｔｉ，Ｖよりなる群から選択される１種以上の元素を含む金属化合物若しくは複合化合物等である場合には、耐水素脆化特性の改善に非常に優れた効果を発揮する。しかもこれらの化合物は、オーステナイト結晶粒の粗大化防止に有効であり、鋼の強度及び靱性を改善する上で有効である。
次に、本発明における化学成分の限定理由を説明する。
【００１５】
(a)   Ｍｏ：２．００％以下，Ｔｉ：０．２０％以下，Ｖ：０．２０％以下
これらの元素は、鋼中に微細な化合物を効率良く析出させるために有効な元素であり、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖよりなる群から選択される１種以上の元素を含む金属化合物若しくは複合化合物等を析出させるのに必要な元素である。更にこれらの元素は、焼入性の向上に有効な元素で、鋼材の強度・靱性改善にも効果を発揮する。従って、夫々の元素は、Ｍｏ：０．３％以上，Ｔｉ：０．０１％以上，Ｖ：０．１５％以上含有させることが望ましく、Ｍｏ：０．６％以上，Ｔｉ：０．０２％以上，Ｖ：０．０２％以上であるとより好ましい。
【００１６】
但し、Ｍｏの添加効果は、約２．００％で飽和すると共に、多過ぎると変形抵抗の増大により圧造工具寿命の低下をもたらす。またＴｉやＶが０．２０％を超えて添加されると、巨大な窒化物や炭化物を生じ、靱性が低下するので夫々Ｍｏ：２．００％以下，Ｔｉ：０．２０％以下，Ｖ：０．２０％以下と定めた。尚、夫々の元素の好ましい上限含有量は、Ｍｏ：１．５％，Ｔｉ：０．１５％，Ｖ：０．１５％であり、より好ましくは、Ｍｏ：１．０５％以下，Ｔｉ：０．１％以下，Ｖ：０．１％以下である。
【００１７】
(b)   Ｃｒ：２．００％以下，Ａｌ：０．０５％以下，Ｎｂ：０．２０％以下，Ｗ：０．２０％以下，Ｂ：０．００３％以下
これらの元素もまた、鋼中に微細な化合物を効率良く析出させる上で有効であると共に、これらの元素を含む化合物は、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止して、鋼の強度及び靱性を改善する効果を有するものである。特にＣｒは、耐食性の向上にも寄与して耐水素脆性を高める作用も発揮し、またＢは粒界に集散して鋼の焼入れ性を高める効果も有する。従って、夫々の元素は、Ｃｒ：０．３％以上，Ａｌ：０．０１％以上，Ｎｂ：０．０１％以上，Ｗ：０．０１％以上，Ｂ：０．０００５％以上含有させることが好ましく、Ｃｒ：０．５％以上，Ａｌ：０．０２％以上，Ｎｂ：０．０２％以上，Ｗ：０．０２％以上，Ｂ：０．００１％以上であるとより好ましい。
【００１８】
但し、Ｃｒの効果は約２．０％で飽和し、またＡｌ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂを、多量に添加すると巨大な窒化物や炭化物を生じ、靱性が低下するので、夫々Ｃｒ：２．００％以下，Ａｌ：０．０５％以下，Ｎｂ：０．２０％以下，Ｗ：０．２０％以下，Ｂ：０．００３％以下と定めた。尚、夫々の好ましい上限含有量は、Ｃｒ：１．５％，Ａｌ：０．０４５％，Ｎｂ：０．１５％，Ｗ：０．１５％，Ｂ：０．００２５％であり、より好ましくは、Ｃｒ：１．０５％以下，Ａｌ：０．０４％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｗ：０．１％以下，Ｂ：０．００２０％以下である。
【００１９】
(c)   Ｃ：０．１０〜０．６０％，Ｎ：０．００１〜０．０１０％，Ｏ：０．００５％以下，Ｓ：０．０２５％以下
Ｃ，Ｎ，Ｏ，Ｓは鋼中に化合物を析出させるのに有効な元素であり、夫々炭化物，窒化物，酸化物，硫化物を生成させる。
【００２０】
Ｃは、炭化物を形成するとともに、高強度鋼として必要な引張強さを確保する上で欠くことのできない元素であり、０．１０％以上含有させる必要がある。一方Ｃ含有量が０．６０％を超えると、炭化物の粗大化を招くとともに、靱性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させる。よってＣの含有量は０．１０〜０．６０％と定めた。尚、Ｃ量の好ましい下限値は、０．２０％であり、０．３０％以上であるとより望ましい。一方好ましい上限値は０．４５％であり、０．４０％以下であるとより好ましい。
【００２１】
Ｎは、窒化物を形成することにより、結晶粒の微細化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える元素であり、これらの効果を得るには０．００１％以上の添加が必要である。但し、Ｎ量が０．０１０％を超えると固溶Ｎ量が増大し、耐遅れ破壊性に有害となる。従ってＮの含有量は、０．００１〜０．０１０％と定めた。尚、Ｎ量の好ましい下限値は０．００２％であり、０．００４％以上であるとより望ましい。一方、好ましい上限値は０．００７％であり、０．００６％以下であるとより望ましい。
【００２２】
Ｏは、酸化物を形成し、鋼中に微細分散させる。但し、Ｏ量が０．００５％を超えると粗大な酸化物が析出し、靱性低下を招いて耐遅れ破壊性を劣化させるので、Ｏの含有量は０．００５％以下と定めた。尚、好ましいＯ量は、０．００３％以下であり、０．００１％以下であるとより望ましい。
【００２３】
Ｓは、硫化物を形成し、鋼中に微細分散させる。但し、Ｓ量が０．０２５％を超えると粗大なＭｎＳなどを形成して応力集中箇所となり、耐遅れ破壊性を劣化させるので、Ｓの含有量は０．０２５％以下と定めた。尚、好ましいＳ量は、０．０１０％以下であり、０．００５％以下であるとより望ましい。
【００２４】
(d)   Ｐ：０．０２５％以下，Ｍｎ：０．７０％以下
Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させる元素であり、できるだけ低減することが好ましく、０．０２５％以下にすることが必要である。尚、好ましいＰ量は０．０１０％以下であり、０．００５％以下であるとより望ましい。
【００２５】
Ｍｎは粒界偏析を助長する元素であり、粒界強度を低下させる恐れがあることから、できるだけ低減することが好ましく、０．７０％以下に制限することが必要であり、０．５０％以下であると好ましく、０．３０％以下であるとより望ましい。
【００２６】
なお、本発明鋼には製造上、不可避的不純物が含まれ得るが、それらは本発明の効果を損なわない限度で許容される。
【００２７】
また本発明鋼を製造するにあたり、化合物を効率良く微細に析出させるには、鋼材を製造する際の凝固過程における冷却速度を制御することが望ましい。具体的には、凝固過程（１５００℃から１３００℃への冷却中）において、１０℃／分以上の速さで冷却することにより、微細な化合物を多く析出させることができ、耐水素脆化特性が向上する。好ましい冷却速度は２０℃／分以上であり、更に好ましい冷却速度は３０℃／分以上である。
【００２８】
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・後記の主旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２９】
【実施例】
真空溶解炉において表１に示す成分組成の鋼材を１５０ｋｇずつ溶製し、インゴットに鋳造して冷却した。尚、凝固過程の冷却速度を変化させることを目的として、インゴットは５０〜１５０ｋｇの範囲で大きさを変えて鋳造し、一部保温しながら冷却した。
【００３０】
【表１】
0003999333.tif 000002
【００３１】
上記インゴットを２５ｍｍφに鍛造し、１２００℃×３０分の溶体化処理を施した後、焼ならし処理を行った。そして所定の温度で焼入れした後、引張強度が約１０００〜２０００Ｎ／ｍｍ2 になるように３００〜７００℃の範囲で温度を変化させて焼戻しを行い、図１に示す様な焼戻し性能曲線を作成した。尚、図１は供試鋼ａの焼戻し性能曲線である。
【００３２】
得られた鋼材について、前述の▲１▼〜▲３▼の方法で母相硬さ及び硬さ上昇量を算出すると共に、引張強さ及び遅れ破壊強度を測定した。尚、遅れ破壊強度は、ループ型定歪み遅れ破壊試験機を用いて、図２に示す遅れ破壊試験片を水中で応力負荷し１００時間後の遅れ破壊強さを測定したものである。結果は表２に示す。
【００３３】
【表２】
0003999333.tif 000003
【００３４】
硬さ上昇量が１０Ｈｖ以上である本発明鋼Ｎｏ．１〜９は、いずれも高い遅れ破壊強度を示しているが、硬さ上昇量が１０Ｈｖ未満である比較鋼Ｎｏ．１０〜１３はいずれも遅れ破壊強度が低いことが分かる。尚、材料硬さが３６０Ｈｖ以下の鋼材ではいずれも高い遅れ破壊強さを示した。
【００３５】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、耐水素脆化特性の向上に有効な微細化合物を定量することにより確実に優れた耐水素脆化特性を発揮する高強度鋼が提供できることとなった。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における供試鋼ａの焼戻し性能曲線を示すグラフである。
【図２】遅れ破壊強度測定に用いた試験片の寸法及び形状を示す説明図である。
【図１】
0003999333.tif 000004
【図２】
0003999333.tif 000005