(57)【要約】【課題】６５０Ｈｖ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れる高強度鋼を提供する。【解決手段】  高強度鋼は、Ｃ：０．９０〜１．１０質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：１．７０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜２．００質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０５０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．００２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５質量％以下（０質量％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、硬さ：６５０〜７７０Ｈｖ、０．１μｍ以上の炭化物の数密度：０．３５個／μｍ２以上、前記数密度の標準偏差：０．０５０個／μｍ２以下であることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．９０〜１．１０質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：１．７０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜２．００質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０５０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．００２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５質量％以下（０質量％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
硬さ：６５０〜７７０Ｈｖ
０．１μｍ以上の炭化物の数密度：０．３５個／μｍ２以上
前記数密度の標準偏差：０．０５０個／μｍ２以下
であることを特徴とする高強度鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、輸送機器等に用いられる鋼材に対し、軽量化、小型化の観点から高強度化が求められている。しかしながら、鋼材強度が高強度化すると水素脆化しやすくなり、４００Ｈｖを超えると顕著に水素脆化することが知られている。そのため、高強度化の実現には、耐水素脆化特性の向上が課題である。そこで、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性を含む）を向上させるため、種々の技術が開発されている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ等の合金元素添加により耐遅れ破壊特性を向上させた機械構造用鋼が開示されている。この機械構造用鋼では、１６８ｋｇｆ／ｍｍ２までの高強度化が達成されている。
【０００４】
特許文献２には、ベイナイト組織の面積率を８０％以上として、かつ線材を強伸線加工することによって１２００Ｎ／ｍｍ２以上の強度と優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度鋼線が開示されている。この高強度鋼線では、１６５２ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【０００５】
特許文献３には、金属組織の面積率の９０％以上をパーライトとした上で表層と中心のビッカース硬さの差を低減する、引張強さが１２００ＭＰａ以上の耐水素脆化特性に優れる高強度亜鉛めっきボルトが開示されている。このボルトでは、１７９２ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【０００６】
特許文献４には、Ｆｅ系炭化物εが微細分散した焼戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼が開示されている。この高強度鋼では、２２７０ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【０００７】
特許文献５には、９０％以上の伸線加工パーライトと１０％以下のフェライト、ベイナイト組織からなり、線径をＤとしたときに、ＰＣ鋼線の表面から０．１Ｄの領域(表層部)の表層Ｈｖ硬さ（Ｈｖ表）と表層部より内側の領域（内部）の内部Ｈｖ硬さ（Ｈｖ内）の比（Ｈｖ表／Ｈｖ内）が１．１以下である引張強さ２０００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線が開示されている。この高強度ＰＣ鋼線では、２４３６ＭＰａまでの高強度が達成されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平８−６０２９１号公報
【特許文献２】特開２００２−２４１８９９号公報
【特許文献３】特開２００８−２６１０２７号公報
【特許文献４】特開２０１３−１０４０７０号公報
【特許文献５】特開２００９−２８０８３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
従来技術はいずれも耐水素脆化特性を向上する技術であるが、特許文献１に記載の技術は合金元素を多量に添加しており、近年の省資源動向にそぐわない。また、特許文献２〜４に記載の技術は、組織制御によって低合金でありながら耐水素脆化特性を向上させている。しかしながら、特許文献２〜４に記載の高強度鋼線等は、本発明の対象とする６５０Ｈｖ以上（引張強さでは２３００ＭＰａ以上）には届かない。また、特許文献５に記載の技術では、低合金であり、かつ高強度が得られている。しかしながら、引用文献５に記載の高強度ＰＣ鋼線は、加工組織であるために当該技術の適用範囲が限られる。
【００１０】
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、６５０Ｈｖ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れる高強度鋼を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、熱処理により製造される６５０Ｈｖ以上の高強度鋼を対象に、低合金でありながら耐水素脆化特性の向上を実現する技術について鋭意研究を行い、本発明に至った。具体的には以下のとおりである。
【００１２】
本発明に係る高強度鋼は、Ｃ：０．９０〜１．１０質量％、Ｓｉ：０．７５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：１．７０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｒ：０．９０〜２．００質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０５０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．００２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．０１５質量％以下（０質量％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、硬さ：６５０〜７７０Ｈｖ、０．１μｍ以上の炭化物の数密度：０．３５個／μｍ２以上、前記数密度の標準偏差：０．０５０個／μｍ２以下である構成とした。
【００１３】
前記構成によれば、高強度鋼は、所定元素の含有量を規定することで、強度、耐水素脆化特性、焼入れ性、破壊靭性が向上し、また、靭性、加工性、破壊特性の低下が抑制される。
また、高強度鋼は、０．１μｍ以上の炭化物の数密度及び標準偏差を規定することで、耐水素脆化特性が向上する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明に係る高強度鋼は、６５０Ｈｖ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の高強度鋼の製造工程を示すフロー図である。
【図２】実施例で作製した高強度鋼の硬さと水素脆化特性との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
〔高強度鋼〕
【００１７】
本発明に係る高強度鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ、Ｔｉを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
また、高強度鋼は、硬さ、０．１μｍ以上の炭化物の数密度、及び、この数密度の標準偏差を規定したものである。
以下、各構成について説明する。なお、各成分の含有量は、高強度鋼全体についての含有量である。
【００１８】
（Ｃ：０．９０〜１．１０質量％）
Ｃは鉄鋼材料を高強度化し、更に、本発明では炭化物分散によって耐水素脆化特性を向上させるため必須の元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｃを０．９０質量％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．９５質量％以上である。一方、Ｃ含有量が１．１０質量％を超えると、鋼材の靭性が低下し、耐水素脆化特性が低下する。従って、Ｃ含有量は１．１０質量％以下とする。Ｃ含有量は、耐水素脆化特性の低下をより抑制する観点から、好ましくは１．０５質量％以下である。
【００１９】
（Ｓｉ：０．７５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｓｉはマトリックスの固溶強化及び焼入れ性を向上させるために有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．７５質量％を超えると、加工性や被削性が著しく低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．７５質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、加工性や被削性の低下をより抑制する観点から、好ましくは０．７０質量％以下、より好ましくは０．６５質量％である。なお、下限については特に規定されるものではないが、Ｓｉ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上、更に好ましくは０．２５質量％以上である。
【００２０】
（Ｍｎ：１．７０質量％以下（０質量％を含まない））
Ｍｎは焼入れ性を向上させるために有用な元素である。また、有害元素であるＳをＭｎＳとして固定し、害を軽減する。更に、Ｍｎは炭化物に固溶し安定化するため、炭化物を制御する本発明では特に重要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が１．７０質量％を超えると、加工性や被削性が著しく低下する。また、炭化物の数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は１．７０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、加工性や被削性の低下、耐水素脆化特性の低下をより抑制する観点から、好ましくは１．５０質量％以下、より好ましくは１．００質量％以下である。なお、下限については特に規定されるものではないが、Ｍｎ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．１０質量％以上、より好ましくは０．１５質量％以上、更に好ましくは０．２０質量％以上である。
【００２１】
（Ｃｒ：０．９０〜２．００質量％）
Ｃｒは炭化物に固溶し安定化するため、炭化物を制御する本発明では特に重要である。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒを０．９０質量％以上含有させる必要がある。Ｃｒ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．９５質量％以上、より好ましくは１．００質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が２．００質量％を超えると、加工性や被削性が著しく低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．００質量以下とする。Ｃｒ含有量は、加工性や被削性の低下をより抑制する観点から、好ましくは１．８０質量％以下、より好ましくは１．５５質量％以下である。
【００２２】
（Ｐ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０２５質量％以下（０％を含まない））
Ｐ、Ｓは偏析部での靭性や加工性を低下させるため、また、耐水素脆化特性を低下させるため、いずれも０．０２５質量％以下とする。いずれの元素の含有量も、靭性や加工性の低下、耐水素脆化特性の低下をより抑制する観点から、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。なお、Ｐ含有量及びＳ含有量は少ないほど好ましいが、製造工程上の制約などにより、０質量％とするのは困難なため、いずれも０．００１質量％程度は残存する。
【００２３】
（Ａｌ：０．０５０質量％以下（０質量％を含まない））
Ａｌは脱酸元素として使用され、酸化物として鋼中に含まれる。また、酸化物を形成していないＡｌは窒化物を形成し、組織を微細化させ破壊靱性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０質量％を超えると、脱炭が進み破壊特性を低下させる。従って、Ａｌ含有量は０．０５０質量％以下とする。Ａｌ含有量は、破壊特性の低下を抑制する観点から、好ましくは０．０３０質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。なお、下限については特に規定されるものではないが、Ａｌ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．００２０質量％以上、より好ましくは０．００５０質量％以上である。
【００２４】
（Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｎは固溶強化に有効な元素である。しかしながら、Ｎ含有量が０．０２５質量％を超えると、窒化物の粗大化により破壊特性を低下させる。従って、Ｎ含有量は０．０２５質量％以下とする。Ｎ含有量は、破壊特性の低下を抑制する観点から、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下、更に好ましくは０．００５質量％以下である。なお、下限については特に規定されるものではないが、Ｎ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．００１０質量％以上、より好ましくは０．００２０質量％以上である。
【００２５】
（Ｏ：０．００２５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｏは酸化物として不可避的に存在するが、粗大あるいは過剰な酸化物は破壊特性を低下させるため、制御が必要である。本発明では、Ｏ含有量の上限を０．００２５質量％とすることで悪影響を回避する。Ｏ含有量は、破壊特性の低下を抑制する観点から、好ましくは０．００２０質量％以下、より好ましくは０．００１５質量％以下、更に好ましくは０．００１０質量％以下である。なお、Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、製造工程上の制約などにより、０質量％とするのは困難なため、０．０００１質量％程度は残存する。
【００２６】
（Ｔｉ：０．０１５質量％以下（０質量％を含む））
Ｔｉは窒化物や炭化物を形成して組織微細化に寄与するが、それらが粗大になりやすいため破壊特性を低下させる場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．０１５質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、破壊特性の低下を抑制する観点から、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下、更に好ましくは０．００２質量％以下である。なお、下限については特に規定されるものではないが、Ｔｉ含有量は、前記作用をより発揮させる観点から、好ましくは０．０００４質量％以上、より好ましくは０．００４０質量％以上である。
【００２７】
（残部：Ｆｅ及び不可避的不純物）
高強度鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。本発明では、所定の効果を得るため、前記のとおり元素を限定するが、不可避的不純物レベルであれば他の元素を含有しても構わない。
【００２８】
（硬さ：６５０〜７７０Ｈｖ）
本発明では６５０Ｈｖ以上の高強度鋼を対象とする。高強度化の観点から、好ましくは７００Ｈｖ以上、より好ましくは７２０Ｈｖ以上、更に好ましくは７３０Ｈｖ以上である。但し、高強度になると耐水素脆化特性が顕著に低下し、本発明では７７０Ｈｖを超えると耐水素脆化特性を確保できない。従って、高強度鋼の硬さは７７０Ｈｖ以下とする。耐水素脆化特性の低下を抑制する観点から、好ましくは７６０Ｈｖ以下、より好ましくは７５０Ｈｖ以下である。
【００２９】
高強度鋼の硬さの測定は、例えば、以下のように行うことができる。
まず、高強度鋼を鏡面研磨した後、ピクラールエッチングを行う。次に、表面から０．５ｍｍ以内の領域を外した任意の位置にて、荷重１ｋｇｆ（９．８０６６５Ｎ）にてビッカース硬さを４点測定する。この４点について平均値を求める。
【００３０】
高強度鋼の硬さは、成分組成、後述する製造方法における、焼入れ工程での加熱温度及び加熱時間、焼戻し工程での加熱温度及び加熱時間により制御することができる。
【００３１】
（０．１μｍ以上の炭化物の数密度：０．３５個／μｍ２以上、数密度の標準偏差：０．０５０個／μｍ２以下）
従来技術で用いられるＭｏ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物は、５５０〜７００℃程度の比較的高温域での焼戻しによって析出し、析出強化、水素トラップの効果を発揮する。また、これら合金元素を含む場合、炭化物や窒化物が組織微細化にも寄与する。それら効果により高強度と耐水素脆化特性を達成する。しかしながら、従来技術では水素トラップを得るための高温焼戻しではマトリクスの軟化が避けられない。また、本発明の対象とする強度レベルに到達するためには合金元素の添加量を増加する必要があり、省資源、コスト面で問題がある。
【００３２】
本発明では、従来技術の合金炭化物ではなく鉄系の炭化物（一部、ＭｎやＣｒ等を固溶する）を活用し、低合金でありながら高強度、及び優れた耐水素脆化特性を実現する。具体的には、０．１μｍ以上の炭化物を分散させ、その数密度を０．３５個／μｍ２以上、その数密度の標準偏差を０．０５０個／μｍ２以下に制御することにより、耐水素脆化特性が向上することを知見した。これは分散した炭化物が組織微細化や水素トラップを発揮する効果、また、分散している鉄系炭化物が焼戻し炭化物の有害化（粗大化、粒界面上の析出）を抑制する効果によるものと推察される。
なお、この知見は、実験的に導き出したものである。
【００３３】
耐水素脆化特性を向上させるためには０．１μｍ以上の炭化物の数密度を０．３５個／μｍ２以上とする必要がある。耐水素脆化特性を向上させる観点から、好ましくは０．４０個／μｍ２、より好ましくは０．５０個／μｍ２、更に好ましくは０．６０個／μｍ２である。一方、上記効果を得るには数密度は高い方が好ましいが、高くなりすぎ、添加しているＣの殆どが炭化物を形成すると強度確保が困難になる。そのため、数密度は１０個／μｍ２以下とすることが好ましい。強度不足になる可能性を低くする観点から、より好ましくは８個／μｍ２以下、更に好ましくは５個／μｍ２以下である。
【００３４】
但し、破壊は最弱部で生じるため、部分的に数密度が低い部分があると、そこから破壊する。よって、数密度のばらつきも制御する必要がある。本発明では、０．１μｍ以上の炭化物の数密度の標準偏差を０．０５０個／μｍ２以下に制御する。破壊を抑制する観点から、好ましくは０．０４０個／μｍ２以下、より好ましくは０．０３５個／μｍ２以下である。なお、標準偏差の下限については特に規定されるものではないが、例えば、０．０１０個／μｍ２以上とすればよい。
【００３５】
ここで、本願での標準偏差は、公知の式である以下の式（１）により算出されたものである。式（１）において、「ｎ：実測個数、Ｘｉ：ｉ個目の実測データ、ｍ：実測データの平均値」である。
【００３６】
【数１】
2016199786.tif 000002
【００３７】
０．１μｍ以上の炭化物の数密度の測定は、例えば、以下のように行うことができる。
まず、高強度鋼を鏡面研磨した後、ピクラールエッチングを行う。次に、表面から０．５ｍｍ以内の領域を外した任意の位置にて、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）観察して、３０００〜５０００倍で４視野撮影する。そして、撮影したＳＥＭ写真から１３００μｍ２の領域に対して、画像解析ソフトを用いて粒子径が０．１μｍ以上のセメンタイトを抽出して数量を測定し、１３００μｍ２で除して数密度（個／μｍ２）を算出する。これを４視野に対して行って各視野の数密度から、数密度の平均値を求める。
【００３８】
０．１μｍ以上の炭化物の数密度は、成分組成、後述する製造方法における、焼入れ工程での加熱温度及び加熱時間により制御することができる。また、０．１μｍ以上の炭化物の数密度の標準偏差は、成分組成、後述する製造方法における、加熱工程での加熱温度、熱間鍛造工程での据え込み鍛造時の加工率及び鍛伸時の加工率、再加熱工程での加熱温度、冷却工程での冷却速度により制御することができる。
【００３９】
〔高強度鋼の製造方法〕
前記高強度鋼は、例えば、以下のような製造方法で製造される。
図１に示すように、高強度鋼の製造方法は、ここでは、真空誘導炉（ＶＩＦ（Vacuum Induction Furnace））溶製工程Ｓ１と、加熱工程Ｓ２と、熱間鍛造工程Ｓ３と、再加熱工程Ｓ４と、仕上げ鍛造工程Ｓ５と、冷却工程Ｓ６と、焼入れ工程Ｓ７と、焼戻し工程Ｓ８と、を含み、この順に行う。
【００４０】
このプロセスにおいて、加熱、熱間鍛造、再加熱は炭化物数密度のばらつき（炭化物の数密度の標準偏差）に影響する。炭化物の数密度に強く影響する因子の一つは凝固偏析であり、炭化物に固溶するＣｒやＭｎの偏析状況によってばらつきが変化する。ばらつきの軽減のためにはＣｒやＭｎの凝固偏析軽減、解消が有効であり、手段としてソーキング処理という高温長時間の熱処理を行って偏析元素を拡散、均一化されるのが一般的である。但し、単なる熱処理では偏析軽減の効果は大きくなく、本実施形態では加熱と熱間鍛造の組み合わせプロセスにより偏析を制御する。
以下、各工程について説明する。
【００４１】
（ＶＩＦ溶製工程Ｓ１）
ＶＩＦ溶製工程Ｓ１は、前記した成分組成からなる合金を真空誘導炉にて溶製してインゴットを作製する工程である。ＶＩＦ溶製については従来公知の方法で行えばよい。
【００４２】
（加熱工程Ｓ２）
加熱工程Ｓ２は、前記作製したインゴットを加熱する工程である。
まず、熱間鍛造前のインゴットの加熱温度を高めることが炭化物の数密度のばらつきの軽減に有効であり、具体的には１２５０℃以上が標準偏差の制御に必要である。炭化物の数密度のばらつきを軽減する観点から、好ましくは１２８０℃以上、より好ましくは１３２０℃以上である。加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
加熱時間については特に規定されるものではないが、加熱の効果を高める観点から、好ましくは２時間以上、より好ましくは５時間以上である。また、経済性の観点から、好ましくは２０時間以下、より好ましくは１５時間以下である。
【００４３】
（熱間鍛造工程Ｓ３）
熱間鍛造工程Ｓ３は、前記加熱したインゴットを熱間鍛造する工程である。
熱間鍛造工程Ｓ３では、まず、偏析軽減のため、インゴットの軸方向に据え込み鍛造を行う。炭化物の数密度の標準偏差の制御には少なくとも加工率３０％以上の加工が必要である（ここで、「加工率＝高さ変化率」である）。炭化物の数密度のばらつきを軽減する観点から、好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上とする。据え込み鍛造時の加工率の上限については特に規定されるものではないが、負荷荷重の観点から、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下である。
【００４４】
続いて元のインゴットの軸方向（先の据え込み方向）と直角かつ、お互いに直角な２方向から加工して軸方向に再度鍛伸する。鍛伸時の加工率は炭化物の数密度のばらつきを軽減するため、６０％以上とする（ここで、「加工率＝減面率」である）。炭化物の数密度のばらつきを軽減する観点から、好ましくは７０％以上、より好ましくは８０％以上である。鍛伸時の加工率の上限については特に規定されるものではないが、負荷荷重の観点から、好ましくは９９．５％以下、より好ましくは９９％以下である。
また、一連の熱間鍛造は、負荷荷重の観点から、１１５０℃以上の温度域で行うことが好ましく、より好ましくは１１８０℃以上である。また、経済性の観点から、１４００以下の温度域で行うことが好ましく、より好ましくは１３５０℃以下である。
【００４５】
（再加熱工程Ｓ４）
再加熱工程Ｓ４は、前記熱間鍛造した熱間鍛造材を再加熱する工程である。
鍛造後、再度１２５０℃以上にて加熱処理を行う。熱間鍛造（多軸熱間鍛造）によって偏析帯に歪導入した上で、再加熱することで凝固偏析の軽減が促進される。再加熱温度は凝固偏析の軽減の観点から、好ましくは１２８０℃以上、より好ましくは１３２０℃以上である。再加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
再加熱時間については特に規定されるものではないが、加熱の効果を高める観点から、好ましくは５時間以上、より好ましくは７時間以上である。また、経済性の観点から、好ましくは２０時間以下、より好ましくは１５時間以下である。
【００４６】
（仕上げ鍛造工程Ｓ５）
仕上げ鍛造工程Ｓ５は、前記再加熱した熱間鍛造材を鍛伸加工により仕上げ鍛造する工程である。
再加熱後、仕上げ鍛造として熱間鍛伸加工を行う。仕上げ鍛造時の加工率については特に規定されるものではないが、組織均質化の観点から、好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上である（ここで、「加工率＝減面率」である）。また、負荷荷重の観点から、好ましくは９９．５％以下、より好ましくは９９％以下である。
【００４７】
（冷却工程Ｓ６）
冷却工程Ｓ６は、前記仕上げ鍛造した仕上げ鍛造材を冷却する工程である。
仕上げ鍛造後、９００〜７５０℃までの平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となるように制御する。冷却速度が遅いと変態組織が粗大化、不均一化して、炭化物の数密度の減少、ばらつきの増大を招く。５℃／ｓｅｃ以上で比較的速やかに冷却することで組織が微細、均一化して炭化物の数密度が上昇し、ばらつきは軽減する。炭化物の数密度のばらつきを軽減する観点から、好ましくは１０℃／ｓｅｃ、より好ましくは２０℃／ｓｅｃである。冷却速度の上限については特に規定されるものではないが、冷却速度が速いほど組織が均一化するものの、速過ぎると冷却後に割れが生じる可能性があるため、好ましくは５０℃／ｓｅｃ以下、より好ましくは３０℃／ｓｅｃ以下である。
以上の焼入れ前処理をしたうえで、後述の通り適正な焼入れ条件範囲で処理すれば、炭化物の数密度及びその標準偏差を本発明の範囲内に制御することが可能である。
【００４８】
（焼入れ工程Ｓ７）
焼入れ工程Ｓ７は、前記冷却した仕上げ鍛造材を焼入れする工程である。
焼入れ条件として、加熱温度が高すぎる、あるいは加熱時間が長すぎると炭化物の数密度が減少するが硬さは上昇する。逆に、加熱温度が低すぎる、あるいは加熱時間が短すぎると炭化物の数密度が増加するが硬さは低下する。本実施形態では、加熱温度８２０〜８５０℃、加熱時間６００〜２４００ｓｅｃとすることで、炭化物の数密度及び硬さを本発明の範囲内に制御できる。炭化物の数密度及び硬さをより制御しやすくする観点から、加熱温度は、好ましくは８３０℃以上であり、また、好ましくは８４０℃以下である。炭化物の数密度及び硬さをより制御しやすくする観点から、加熱時間は、好ましくは９００ｓｅｃ以上であり、また、好ましくは１２００ｓｅｃ以下である。
上記加熱保持後に６０〜１４０℃の焼入れ油に投入し油冷することが好ましい。焼入れ油のより好ましい温度は８０℃である。
【００４９】
（焼戻し工程Ｓ８）
焼戻し工程Ｓ８は、前記焼入れした仕上げ鍛造材を焼戻しする工程である。
最終の焼戻し条件としては、加熱温度が高すぎる、あるいは加熱時間が長すぎると硬さは低下する。逆に、加熱温度が低すぎる、あるいは加熱時間が短すぎると硬さは上昇する。本実施形態では、加熱温度１５０〜２５０℃、加熱時間１８００〜１０８００ｓｅｃとすることで、硬さを本発明の範囲内に制御できる。硬さをより制御しやすくする観点から、加熱温度は、好ましくは１６０℃以上であり、また、好ましくは２２０℃以下である。硬さをより制御しやすくする観点から、加熱時間は、好ましくは３６００ｓｅｃ以上であり、また、好ましくは９０００ｓｅｃ以下、より好ましくは５４００ｓｅｃ以下である。
【実施例】
【００５０】
以下、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。
【００５１】
〔試験材作製〕
供試材として表１に記載の鋼種を使用し、前記した製造方法に準じて、表２、３、図１に記載のプロセスにて高強度鋼を作製した。この高強度鋼について以下の項目について調査した。
【００５２】
（炭化物の数密度の測定及び標準偏差の算出）
高強度鋼の組織を観察し、炭化物の数密度を測定し、数密度の標準偏差を算出した。
試料調製：鏡面研磨の後、ピクラールエッチング
観察：表面から０．５ｍｍ以内の領域を外した任意の位置にて、ＳＥＭ観察して、３０００〜５０００倍で４視野撮影
数密度の測定：撮影したＳＥＭ写真から１３００μｍ２の領域に対して、画像解析ソフト  Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて粒子径が０．１μｍ以上のセメンタイトを抽出して数量を測定し、１３００μｍ２で除して数密度（個／μｍ２）を算出した。これを４視野に対して行って各視野の数密度から、数密度の平均値と標準偏差を求めた。
【００５３】
（硬さの測定）
炭化物の数密度の測定と同様に試料調製したサンプルを用いて、硬さの測定を行った。
試料調製：鏡面研磨の後、ピクラールエッチング
硬さ測定：表面から０．５ｍｍ以内の領域を外した任意の位置にて、荷重１ｋｇｆ（９．８０６６５Ｎ）にてビッカース硬さを４点測定した。この４点について平均値を求めた。
【００５４】
（耐水素脆化特性）
高強度鋼から平行部３φ（ｍｍ）×１２Ｌ（ｍｍ）の丸棒引張試験片を機械加工した。加工した試験片を２０ｍａｓｓ％チオシアン酸アンモニウム水溶液に２４時間浸漬した後、洗浄、乾燥させて引張試験を行った。この際、浸漬終了から引張試験開始までの時間は１０分以内とした。引張試験はクロスヘッドスピード０．０５ｍｍ／ｍｉｎにて実施し、最大強度を測定した。耐水素脆化特性評価の指標として、最大強度をビッカース硬さで除した値を採用し、この値が２．００以上であれば合格とした。
【００５５】
これらの結果を表２、３に示す。なお、表１〜３において、本発明の範囲を満たさないもの、耐水素脆化特性が不合格のもの、製造条件が規定を満たさないものについては数値に下線を引いて示す。また、表１において、「−」は成分を含有しないものである。また、本発明の範囲を満たすもの、及び、耐水素脆化特性が合格のものについては、表２、３の「評価」の項目に「○」と記し、本発明の範囲を満たさない、及び、耐水素脆化特性が不合格のうち、いずれか又は両方のものについては、「×」と記した。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【００５９】
表２、３に示すように、発明例であるＮｏ．１、２、５、７、１１、１５、１７、１８、２１、２３、２４、２７、２９、３１、３２、３５、３７、３８、４１、４４は、本発明の規定を満たすため、評価が○であった。
【００６０】
これに対して、比較例であるその他の高強度鋼は以下の結果となった。
Ｎｏ．３は、焼入れ加熱温度が低いため、硬さが低かった。
Ｎｏ．４は、焼入れ加熱温度が高いため、炭化物の数密度が低くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．６は、鍛造前の加熱温度が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．８は、据え込み鍛造の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．９は、据え込み鍛造の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
【００６１】
Ｎｏ．１０は、再加熱温度が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．１２は、焼戻し加熱時間が短いため、硬さが高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．１３は、冷却速度が遅いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．１４は、冷却速度が遅いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．１６は、焼戻し加熱温度が高いため、硬さが低かった。
【００６２】
Ｎｏ．１９は、焼入れ加熱温度が低いため、硬さが低かった。
Ｎｏ．２０は、焼入れ加熱温度が高いため、炭化物の数密度が低くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．２２は、熱間鍛造（鍛伸時）の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．２５は、鍛造前の加熱温度が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．２６は、据え込み鍛造の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
【００６３】
Ｎｏ．２８は、冷却速度が遅いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．３０は、焼戻し加熱温度が高いため、硬さが低かった。
Ｎｏ．３３は、焼入れ加熱時間が長いため、炭化物の数密度が低くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．３４は、焼入れ加熱時間が短いため、硬さが低かった。
Ｎｏ．３６は、熱間鍛造（鍛伸時）の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
【００６４】
Ｎｏ．３９は、据え込み鍛造の加工率が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４０は、再加熱温度が低いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４２は、焼戻し加熱時間が短いため、硬さが高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４３は、冷却速度が遅いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４５は、Ｃ含有量が低いため、炭化物の数密度及び硬さが低かった。なお、Ａｌ含有量が多いが、Ｃ含有量が低く低強度のため、脆化は顕著ではなかった。
【００６５】
Ｎｏ．４６は、Ｃ含有量が低いため、また、Ｓｉ含有量が高いため、炭化物の数密度及び硬さが低かった。
Ｎｏ．４７は、Ｃｒ含有量が低いため、炭化物の数密度が低くなると共に硬さが高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４８は、Ｃｒ含有量が低いため、炭化物の数密度が低くなると共に硬さが高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．４９は、Ｐ含有量が高いため、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．５０は、Ｓ含有量が高いため、耐水素脆化特性に劣った。
【００６６】
Ｎｏ．５１は、Ｍｎ含有量が高いため、数密度の標準偏差が高くなり、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．５２は、Ｔｉ含有量が高いため、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．５３は、Ｃ含有量が高いため、硬さが高く、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．５４は、Ｎ含有量が高いため、耐水素脆化特性に劣った。
Ｎｏ．５５は、Ｏ含有量が高いため、耐水素脆化特性に劣った。
【００６７】
以上のとおり、本発明の高強度鋼は、６５０Ｈｖ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れる。また、本発明に係る高強度鋼は、合金元素を多量に添加することがなく、近年の省資源動向に沿うものであり、さらに広範囲の分野に適用可能である。
【００６８】
以上、本発明について実施の形態及び実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。
【符号の説明】
【００６９】
Ｓ１    ＶＩＦ溶製工程
Ｓ２    加熱工程
Ｓ３    熱間鍛造工程
Ｓ４    再加熱工程
Ｓ５    仕上げ鍛造工程
Ｓ６    冷却工程
Ｓ７    焼入れ工程
Ｓ８    焼戻し工程
【図１】
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【図２】
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