(57)【要約】【課題】硬さ６５０Ｈｖ以上の耐水素脆性に優れた高強度鋼を実現することを目的とする。【解決手段】本発明は、質量％で、Ｃ：０．９〜１．１％、Ｓｉ：０．１５〜０．７５％、Ｍｎ：０．１〜１．７％、Ｃｒ：０．９〜２．０％、Ｐ：０％超、０．０２５％以下、Ｓ：０％超、０．０２５％以下、Ａｌ：０％超、０．０５５％以下、Ｔｉ：０％超、０．０１５％以下、Ｎ：０％超、０．０２５％以下、Ｏ：０％超、０．００２５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、組織中の残留オーステナイトの割合が１２．０〜１５．０体積％であり、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．５５〜０．７０質量％であり、硬さが６５０〜７７０Ｈｖである高強度鋼である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．９〜１．１％、
Ｓｉ：０．１５〜０．７５％、
Ｍｎ：０．１〜１．７％、
Ｃｒ：０．９〜２．０％、
Ｐ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｓ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ａｌ：０％超、０．０５５％以下、
Ｔｉ：０％超、０．０１５％以下、
Ｎ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｏ  ：０％超、０．００２５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
組織中の残留オーステナイトの割合が１２．０〜１５．０体積％であり、
残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．５５〜０．７０質量％であり、
硬さが６５０〜７７０Ｈｖ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し、より詳細には耐水素脆化特性に優れた高強度鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
輸送機器等に用いられる鋼材は、軽量化や小型化の観点から高強度化が求められている。しかし、鋼材が高強度化すると水素脆化しやすくなり、特に４００Ｈｖを超えると顕著に水素脆化することが知られており、高強度鋼の実現には耐水素脆化特性を向上させることが必要である。
【０００３】
例えば特許文献１には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ等の合金元素を添加することにより耐遅れ破壊性を向上させた機械構造用鋼が開示されている。また、特許文献２では、ベイナイト組織の面積率を８０％以上とし、線材を強伸線することによって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と耐遅れ破壊性を有する高強度鋼線が開示されており、具体的に開示された実施例では１６５２ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【０００４】
特許文献３では、金属組織が面積率９０％以上のパーライトからなり、ボルト軸部の表層と中心のビッカース硬さの差を低減した、引張強さが１２００ＭＰａ以上の耐水素脆化特性に優れた高強度亜鉛めっきボルトが開示されており、実施例では１７９２ＭＰａまでの高強度化が達成されている。特許文献４では、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耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼が開示されており、具体的には２２７０ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【０００５】
特許文献５では、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、ＰＣ鋼線の線径を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ＰＣ鋼線が開示されている。特許文献６では、母相組織が軟質ラスマルテンサイト組織と硬質ラスマルテンサイト組織からなり、Ｍｓ点直上の温度まで急冷後、等温変態処理を施すことにより得られるＴＲＩＰ型２相マルテンサイト鋼が開示され、１５９０ＭＰａまでの高強度化が達成されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【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
【特許文献６】特開２０１３−７６１５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記した特許文献１〜５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及び６は組織を制御することによって耐水素脆化特性を高めており、低合金であるが、達成できた強度は最大でも２２７０ＭＰａまでである。更に特許文献５は、伸線加工組織であるため、その適用範囲が限られている。
【０００８】
そこで、本発明は、引張強さで２３００ＭＰａ以上、すなわち硬さで６５０Ｈｖ以上の耐水素脆性に優れた高強度鋼を実現することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を達成した本発明の高強度鋼は、
質量％で、
Ｃ  ：０．９〜１．１％、
Ｓｉ：０．１５〜０．７５％、
Ｍｎ：０．１〜１．７％、
Ｃｒ：０．９〜２．０％、
Ｐ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｓ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ａｌ：０％超、０．０５５％以下、
Ｔｉ：０％超、０．０１５％以下、
Ｎ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｏ  ：０％超、０．００２５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
組織中の残留オーステナイトの割合が１２．０〜１５．０体積％であり、
残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が０．５５〜０．７０質量％であり、
硬さが６５０〜７７０Ｈｖである。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、各種成分を適切に調整すると共に、組織中の残留オーステナイトの割合を調整し、炭化物の析出を抑制して残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を適切に調整しているため、耐水素脆化特性に優れた、硬さ６５０Ｈｖ以上の高強度鋼を実現できる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明の高強度鋼の化学組成を以下に説明する。本明細書において、化学組成は全て質量％を意味する。
【００１２】
Ｃ：０．９〜１．１％
Ｃは、鋼材の強度を確保すると共に、残留オーステナイトの安定化に寄与するため、本発明において重要な元素である。このような効果を発揮するため、Ｃ量を０．９％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．９５％以上である。しかし、Ｃ量が多くなりすぎると、鋼材の靭性が低下し、耐水素脆化特性が劣化するため、Ｃ量を１．１％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは１．０５％以下である。
【００１３】
Ｓｉ：０．１５〜０．７５％
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。また、炭化物析出を抑制し残留オーステナイトを安定化させる作用を有する。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｓｉ量が多くなりすぎると、残留オーステナイト量が過剰になり、強度及び耐水素脆化特性が共に低下するため、Ｓｉ量は０．７５％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６５％以下である。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜１．７％
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、害を軽減できる元素である。更にＭｎは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイトを制御する本発明では特に重要である。これらの効果を得るためには、Ｍｎは少なくとも０．１％以上必要である。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多くなりすぎると、残留オーステナイトが過剰になり、強度及び耐水素脆化特性が低下する。従って、Ｍｎ量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．００％以下である。
【００１５】
Ｃｒ：０．９〜２．０％
固溶Ｃｒは残留オーステナイト量の増加に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒを０．９％以上含有させる必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは０．９５％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｃｒは炭化物を安定化させる作用があり、Ｃｒを過剰に添加すると炭化物が安定化し、固溶Ｃ量及び固溶Ｃｒ量が低減し、残留オーステナイトの量と安定性を減少させる。従って、Ｃｒ量は２．０％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５５％以下である。
【００１６】
Ｐ：０％超、０．０２５％以下、Ｓ：０％超、０．０２５％以下
Ｐ及びＳは、偏析部での靭性及び加工性を劣化させるため、いずれも０．０２５％以下と定めた。Ｐ及びＳはいずれも、０．００２０％以下が好ましく、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐ及びＳは少なければ少ない程よいが、製造工程上の制約から、通常０．００１％程度含まれ得る。
【００１７】
Ａｌ：０％超、０．０５５％以下
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、組織を微細化させて破壊靭性を向上させる作用を有する。更に、Ｓｉと同様に、炭化物析出抑制を通じて残留オーステナイトを安定化する効果がある。このような観点からは、Ａｌを０．００２％以上含有させることもできる。一方、Ａｌを過剰に含有すると残留オーステナイトが過剰になり強度低下と耐水素脆化特性低下を招く。従って、本発明ではＡｌ量を０．０５５％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
【００１８】
Ｔｉ：０％超、０．０１５％以下
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、それら窒化物や炭化物が粗大になりやすいため耐水素脆化特性を劣化させる場合がある。よって、本発明ではＴｉ量を０．０１５％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。Ｔｉ量の下限は特に限定されないが、０．０００３％以上含まれ得る。
【００１９】
Ｎ：０％超、０．０２５％以下
Ｎは、固溶強化に有効な元素であり、また残留オーステナイトを安定化する効果もある。また、窒化物を形成して組織微細化に寄与する。このような観点から、Ｎ量は０．００１０％以上含まれていても良いし、更には０．００２０％以上含まれていても良い。但し、Ｎ量が過剰になると窒化物が粗大化して耐水素脆化特性を劣化させる。よって、積極的に含有させる場合でもＮ量は０．０２５％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
【００２０】
Ｏ：０％超、０．００２５％以下
Ｏは、酸化物として不可避的に存在するが、粗大及び／または過剰な酸化物は耐水素脆化特性を劣化させるため、制御が必要である。本発明では、Ｏ量を０．００２５％以下とすることで、酸化物による悪影響を回避している。Ｏ量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ量は少なければ少ない程良いが、通常少なくとも０．０００１％程度含まれ得る。
【００２１】
本発明の高強度鋼に用いる基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００２２】
本発明では、硬さが６５０Ｈｖ以上の高強度鋼を対象とする。硬さは、７００Ｈｖ以上が好ましく、より好ましくは７２０Ｈｖ以上であり、更に好ましくは７３０Ｈｖ以上である。但し、強度が高くなりすぎると耐水素脆化特性が顕著に劣化する。そこで、強度は７７０Ｈｖ以下とし、好ましくは７６０Ｈｖ以下であり、より好ましくは７５０Ｈｖ以下である。
【００２３】
従来技術で添加されていたＭｏ、Ｖ、Ｎｂなどの炭化物は、５５０〜７００℃程度の比較的高温域での焼戻しによって析出し、析出強化や、水素トラップの効果を発揮している。また、これら合金元素を含む場合には、炭化物や窒化物が組織の微細化にも寄与し、これらの効果によって高強度と耐水素脆化特性を達成している。しかしながら、前記した高温域での焼戻しではマトリックスの軟化が避けられず、本発明の対象とする強度レベルを実現するためには、合金元素の添加量を増加する必要があり、省資源及びコストの観点で問題がある。
【００２４】
本発明では、合金元素を多量に添加することなく安定な残留オーステナイトを活用し、低合金でありながら高強度と良好な耐水素脆化特性を実現する。本発明者は、組織中の残留オーステナイトの割合を１２．０〜１５．０体積％とすると共に、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を０．５５〜０．７０質量％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見出した。これは、残留オーステナイトが水素トラップや局所ひずみの緩和の効果を発揮できることによるものと推察される。耐水素脆化特性の向上には、残留オーステナイトは１２．０体積％以上とする必要がある。残留オーステナイト量は、好ましくは１３．０体積％以上、より好ましくは１３．５体積％以上である。一方、残留オーステナイト量が多すぎると、不安定化を招き、耐水素脆化特性が劣化するため、残留オーステナイト量は１５．０体積％以下とする。残留オーステナイト量は、好ましくは１４．５体積％以下であり、より好ましくは１４．０体積％以下である。なお、本発明における残留オーステナイトの量は、リートベルト解析によって算出される割合を意味する。
【００２５】
一方、残留オーステナイト量が前記範囲であっても、安定でなければ良好な耐水素脆化特性を実現することはできない。残留オーステナイトの安定性を支配する因子は、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量であり、良好な耐水素脆化特性を達成するため、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を０．５５質量％以上とする。該固溶Ｃ量は、好ましくは０．６０質量％以上である。しかしながら、該固溶Ｃ量が高くなりすぎると、却って耐水素脆化特性が劣化するため、０．７０質量％以下とする。該固溶Ｃ量は、好ましくは０．６５質量％以下である。なお、残留オーステナイト以外の組織は、通常マルテンサイト組織である。
【００２６】
本発明の高強度鋼の形状は特に限定されない。本発明によれば、耐水素脆化特性に優れるとともに、硬さが６５０Ｈｖ以上の高強度鋼を実現でき、自動車などの輸送機器の部品に好適に用いられ、このような部品としては例えばカムピース、シャフトなどが挙げられる。
【００２７】
本発明の高強度鋼を実現するためには、通常の溶製法に従って鋼を溶製してインゴットを得、該インゴットを加熱した後、熱間加工して、焼入れ焼戻しするという一連の製造工程のうち、特に焼入れの加熱及び冷却条件、更に焼戻しの条件を適切に調整することが重要である。焼入れの加熱及び冷却条件は主に残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量に影響し、焼戻しの条件は主に硬さに影響する。
【００２８】
焼入れの加熱条件として、加熱温度が高かったり、加熱時間が長いと、残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が増加する。逆に、加熱温度が低かったり、加熱時間が短いと、残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が低下する。加熱温度を８２０℃以上、８５０℃以下、加熱時間を９００秒以上、２５００秒以下とすることで、残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を上記範囲に制御できる。加熱温度の下限は８３０℃以上が好ましく、上限は８４０℃以下が好ましい。加熱時間の下限は１２００秒以上が好ましく、上限は１８００秒以下が好ましく、より好ましくは１５００秒以下である。
【００２９】
加熱後の冷却条件も残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量に影響する。通常、焼入れでは８０℃程度の油に投入して急冷するのが一般的である。但し、そのような条件では本発明で規定する残留オーステナイト量及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を満足させることができない。そこで、本発明では加熱後、２５０℃まで急冷した後、２５０℃から１５０〜１００℃までを３℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷し、１５０〜１００℃で１５００〜２０００秒保持する。２５０℃から、１５０〜１００℃までの平均冷却速度の下限は特に限定されないが、例えば０．５℃／秒である。
【００３０】
焼戻し条件として、加熱温度が高すぎたり、加熱時間が長すぎると硬さが低下する。逆に、加熱温度が低すぎたり、加熱時間が短すぎると硬さは上昇する。そこで、本発明では、焼戻しの加熱温度を１５０℃以上、２５０℃以下、加熱時間を１８００秒以上、１２０００秒以下とする。加熱温度の下限は１６０℃以上が好ましく、上限は２２０℃以下が好ましい。加熱時間の下限は３６００秒以上が好ましく、加熱時間の上限は９０００秒以下が好ましく、より好ましくは５４００秒以下である。
【００３１】
上記した製造条件以外の条件については、特に限定されないが、例えばインゴットの加熱温度は１２００〜１３００℃、加熱時間は３〜１５時間とできる。また、熱間加工としては、熱間鍛伸等の熱間鍛造や、熱間圧延、熱間押出なども採用でき、熱間加工の温度は１１００〜１２５０℃とできる。
【実施例】
【００３２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３３】
表１に記載の化学組成の鋼を、ＶＩＦ（Ｖａｃｕｕｍ  Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ  Ｍｅｌｔｉｎｇ  Ｆｕｒｎａｃｅ、真空誘導溶解炉）溶製してインゴットを得、該インゴットを加熱し、熱間鍛伸加工した後、焼入れ焼戻し処理を行って、径１０ｍｍの鋼を得た。焼入れ及び焼戻しの製造条件は、表２に示す通りである。
【００３４】
【表１】
2017125246.tif 000002
【００３５】
【表２】
2017125246.tif 000003
【００３６】
得られた焼入れ焼戻し材について、下記の方法にて評価を行った。
（１）残留オーステナイト量、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量の測定
前記焼入れ焼戻し材の長手方向に垂直な断面を鏡面研磨し、直径Ｄの１／４の位置を微小ＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により分析した。残留オーステナイト量はリートベルト法によって算出した。また、ＸＲＤによって求めたオーステナイトの格子定数ａ0を用いて、下記式により残留オーステナイト中の固溶Ｃ量を求めた。なお、表では残留オーステナイトを、「残留γ」と表記した。
固溶Ｃ量（質量％）＝（ａ0−３．５７２）／０．０３３
【００３７】
（２）硬さの測定
前記焼入れ焼戻し材の長手方向に垂直な断面を鏡面研磨し、ピクラールエッチングした後、断面の周方向表面から０．５ｍｍ以内の領域を除く任意の位置にて、荷重１ｋｇｆにてビッカース硬さを４点測定し、その算術平均値を求めた。
【００３８】
（３）耐水素脆化特性の測定
前記焼入れ焼戻し材から平行部３φ×１２Ｌ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、浸漬完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／分にて実施し、最大強度、すなわち最大試験力に対応する応力を測定した。耐水素脆化特性の指標として、前記最大強度をビッカース硬さで除した値（以下、この「最大強度／ビッカース硬さの値」を、水素脆化度と呼ぶ。）を採用した。
【００３９】
測定結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
2017125246.tif 000004
【００４１】
本発明の要件を全て満たすＮｏ．１〜９は、硬さが６５０Ｈｖ以上であるとともに、水素脆化度が２．０以上となっており、高強度と良好な耐水素脆化特性を両立できている。Ｎｏ．１〜９のうち、好ましい態様では水素脆化度が２．２０以上であり、更に好ましい態様では２．４０以上である。
【００４２】
一方、Ｎｏ．１０、１１はＣ量が不足しているため、硬さが不足した。Ｎｏ．１２、１３はＣｒ量が不足しており、炭化物が不安定となって焼入れ加熱時に固溶Ｃが増加したと考えられ、硬さが過剰となった。Ｎｏ．１４はＰ量が多く、Ｎｏ．１５はＳ量が多く、いずれも耐水素脆化特性が劣化した。Ｎｏ．１６はＭｎ量が多く、Ｎｏ．１７はＴｉ量が多く、いずれも耐水素脆化特性が劣化した。Ｎｏ．１８はＣ量が過剰であり、硬さが過剰となった。Ｎｏ．１９はＮ量が多く、Ｎｏ．２０はＯ量が多く、いずれも耐水素脆化特性が劣化した。