(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．６１〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＭｏの質量％が０．５％以上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パーライト鋼。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ  ：１．０〜１．５％、
Ｍｏ：０〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＶの質量％が０．３％以上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パーライト鋼。
【請求項３】
質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
【請求項４】
ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
【請求項５】
遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐遅れ破壊特性の優れた鋼材、特に１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する、耐遅れ破壊特性の優れたパーライト鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＰＣ鋼棒、橋梁用ワイヤ、レールに数多く使われている高強度パーライト鋼は、引張り強度が１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高くなることが知られており、使用の範囲が限定されている。
パーライト鋼の耐遅れ破壊特性を改善する方法として、例えば特開２０００−３３７３３２号公報、特開２０００−３３７３３３号公報や特開２０００−３３７３３４号公報では、耐遅れ破壊特性の改善にはパーライト鋼を強伸線加工することが有効であると提案している。確かにパーライト鋼を強伸線加工すると耐遅れ破壊特性が改善するが、強伸線加工によりコストが高くなる問題があり、また強伸線加工が必要なことから、形状およびサイズも限定される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような実情を考慮してなされたものであり、遅れ破壊特性が優れた高強度パーライト鋼、特に遅れ破壊特性が良好で、且つ強度が１３００ＭＰａ以上のパーライト鋼を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは鋼材組成、組織形態を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を実現できるという結論に達し、本発明をなしたものである。
【０００５】
本発明の要旨とするところは下記の通りである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、    Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、          Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ  ：０．０１〜１．５％、    Ｍｏ：０．６１〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物又は窒化物となっているＭｏの質量％が０．５％以上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パーライト鋼。
（２）  質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、    Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、          Ｔｉ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｖ  ：１．０〜１．５％、      Ｍｏ：０〜３％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、炭化物、窒化物又は炭窒化物となっているＶの質量％が０．３％以上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パーライト鋼。
（３）  質量％でさらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、    Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、        Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
（４）  ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライト結晶方位が同一であるパーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
（５）  遅れ破壊の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト鋼。
【０００６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、圧延ままおよび圧延後加速冷却した種々の強度レベルのパーライト鋼材を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊は外部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し得る拡散性水素に起因して発生していることは既に明らかである。
耐遅れ破壊特性は、遅れ破壊が発生しない限界拡散性水素量を求めることにより評価した。この方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験中に試料中の水素が大気中に抜けることを抑制するためにＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価するものである。
【０００７】
図４に、拡散性水素量と遅れ破壊が発生するまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊が発生するまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この遅れ破壊が発生しない上限の拡散性水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど遅れ破壊特性は良好である。なお、この拡散性水素量は、ガスクロマトグラフを用いた昇温分析によって測定することができる。
【０００８】
そこで、パーライト鋼の遅れ破壊特性を改善すべく詳細に検討した結果、Ｔｉ添加量を制限し、ＶもしくはＭｏを添加、あるいは両方添加することにより、ＶおよびＭｏの炭化物または窒化物、あるいはその両方を微細に分散析出させ、水素のトラップサイトを多数導入することによって、限界拡散性水素量が増加し耐遅れ破壊特性が向上する条件を確立した。
【０００９】
次に、本発明の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは鋼の強度確保およびパーライト組織形成のために必須な元素であるが、０．５５％未満であるとパーライト組織形成は困難であり、１．２％を超えると延靭性の低下が顕著に現れてくるため、０．５５〜１．２％に限定した。
【００１０】
Ｓｉ：Ｓｉは初析セメンタイトの生成を抑え、焼入れ性を向上させる効果がある。また、パーライトラメラー間のフェライトに固溶し、固溶体硬化によって強度を高める効果がある。しかし、０．０１％未満ではこの強化の効果を得られず、３％を超えると延靭性が著しく低下するため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
【００１１】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、焼入れ性を向上させるために有効な元素であるが、０．１％未満であると上記の効果は得られず、２％を超えるとＭｎの偏析部にマルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が劣化するため、０．１〜２％に限定した。
【００１２】
Ｔｉ：Ｔｉは不純物でありＶ炭窒化物やＭｏ炭化物と密接に関係しており、０．００５％を超えると、粗大なＴｉ炭窒化物が圧延や加工あるいは熱処理のための加熱時に生成し、ＶやＭｏの炭窒化物がこのＴｉ炭窒化物に析出してＶやＭｏの炭窒化物が粗大化するので、少ないほど好ましい。このため、水素のトラップサイトであるＶやＭｏの炭窒化物の数が少なくなり、遅れ破壊特性が改善されない。したがってＴｉは０．００５％以下に限定した。
【００１３】
Ｖ：Ｖは焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし、０．０１％未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得られず、１．５％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０．０１〜１．５％の範囲に限定した。なお上記（２）の発明では、Ｖの添加量の下限は、実施例の表１の本発明鋼Ｃの１．００％に基づき、１．００％とした。
【００１４】
Ｍｏ：ＭｏもＶと同様に焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし３％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０〜３％の範囲に限定した。なお、上記（１）の発明ではＭｏの添加量の下限は、実施例の表１の本発明鋼Ｄの０．６１％に基づき、０．６１％とした。
【００１５】
本発明では上記成分のほか、必要に応じて以下の元素を添加することが好ましい。
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して強度を向上させる効果がある。しかし０．０５％未満では上記効果は得られず、１．５％を超えると変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０５〜１．５％の範囲に限定した。
【００１６】
Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を有しているが、０．００３％未満では上記効果は発揮されず、０．１％を超えると効果が飽和するため、０．００３〜０．１％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様に炭窒化物を生成し、遅れ破壊特性の向上をもたらすが、０．００１％未満であると上記効果は不十分であり、０．０５％を超えるとこの効果が飽和するため、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性の向上と析出効果による高強度化が図れるが、０．０１未満だと上記効果は得られず、４％を超えると粒界脆化を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｎｉ：Ｎｉは延靭性を向上する効果があるが、０．０１％未満であると上記効果が得られず、４％を超えるとＣｒと同様に変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト粒界に偏析することにより焼入れ性を著しく高めるが、０．０００１％未満であると上記効果が得られず、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．０００１〜０．００５％の範囲に限定した。
【００２１】
不純物であるＰ，ＳおよびＮについては特に制限しないものの、遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１５％以下が好ましい範囲である。
【００２２】
Ｖの炭化物，窒化物又は炭窒化物，及びＭｏの炭化物，窒化物又は炭窒化物は、抽出残渣により分離抽出したものを分析した。Ｖの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＶ量は、質量％で０．３％未満であると十分に水素をトラップすることができないため、Ｖの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＶ量を０．３％以上に限定した。Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭｏ量が質量％で０．５％未満であると十分に水素をトラップすることができないため、Ｍｏの炭化物、窒化物又は炭窒化物となるＭｏ量を０．５％以上に限定した。
【００２３】
次に、本発明の組織形態について説明する。
ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）で測定したパーライト組織中のフェライトの、結晶方位が同一の領域をパーライトブロックと定義する。このパーライトブロックの大きさは微細になるほど鋼材の延靭性が改善される。
ここで、大きさとは各パーライトブロックと同じ面積の円の直径（円相当径）と定義する。更に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であると遅れ破壊特性も向上するため、２０μｍ以下と範囲を限定した。遅れ破壊特性を更に向上させるためには、１０μｍ以下であることが好ましい。
【００２４】
次に、限界拡散性水素量の限定理由について説明する。
上記成分の鋼材の遅れ破壊を評価した結果、ＶまたはＭｏあるいは両方の炭化物または窒化物あるいはこれらの複合析出物により水素が捕捉され、限界拡散性水素量が著しく向上した。特に１３００ＭＰａ以上の高強度パーライト鋼では、上記の水素トラップ効果により０．２ｐｐｍ以上の限界拡散性水素量にすることができる。
【００２５】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するパーライト鋼の機械的性質や、図１に示す遅れ破壊試験片を、図２に示す遅れ破壊試験機で評価した遅れ破壊特性を表２に示す。
図３に示した水素放出プロファイルは標準的な鋼材の放出プロファイルであり、１００℃に見られるピークの面積を積分したものが拡散性水素量である。
遅れ破壊特性は、図４に示す１００時間後に遅れ破壊しない拡散性水素量、すなわち限界拡散性水素量で評価を行い、負荷荷重は引張り強さの９０％の条件で実施した。なお水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて、チャージ電流を変えることにより水素レベルを変化させた。
【００２６】
表１および表２の鋼種Ａ〜Ｄが本発明鋼であり、鋼種Ｇ〜Ｌが比較鋼である。本発明鋼は、いずれも引張強度が１３００ＭＰａ以上であると共に、パーライトブロックの大きさが２０μｍ以下であり、遅れ破壊試験の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上である。
【００２７】
これに対して、比較鋼ＧはＣ量が低いため引張強度が１３００ＭＰａ未満という強度が低い例である。比較鋼Ｈは、Ｃ量が多くパーライトブロックサイズが２０μｍ以上であるため、限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ未満と、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＩはＳｉが３．１０％と高く、Ｍｎが０．０５％と低いため、靭性が低下して遅れ破壊特性が悪くなった例である。
【００２８】
比較鋼ＪはＳｉが０．００９％と低く、Ｍｎが２．１％と高く、Ｔｉ量が多くＶ炭窒化物の数が少ないため、遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＫはＶが１．５８％，Ｃｒが１．６１％と高く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。比較鋼ＬはＭｏが３．０５％と高いほかにＣｕおよびＮｉが高く、靭性値が著しく低下したため遅れ破壊特性が悪い例である。
【００２９】
【表１】
0004054179.tif 000002
【００３０】
【表２】
0004054179.tif 000003
【００３１】
【発明の効果】
本発明によれば、パーライト鋼のブロックサイズおよび水素トラップサイトであるＶおよびＭｏ炭化物を析出させることにより、引張強さが１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたパーライト鋼を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片平面図である。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図である。
【図３】水素分析の水素放出プロファイルである。
【図４】限界拡散性水素量の説明図である。
【図１】
0004054179.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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