JP4267126B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
機械、自動車、橋、建物に数多く使用されている高強度鋼は、例えばＪＩＳＧ ４１０４，ＪＩＳ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，ＳＣＭ等のＣ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理をすることによって製造されている。しかし、どの品種についても引張強度が１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られており、例えば現在使用されている建築用鋼の強度は１１５０ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
【０００３】
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる従来の知見として、例えば、特公平３−２４３７４４号公報では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組織をベイナイト化させることが有効であると提案している。確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効であるが、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。旧オーステナイト粒の微細化に関しては、特公昭６４−４５６６号公報や特公平３−２４３７４５号公報でも提案されている。また、特公昭６１−６４８１５号公報は、Ｃａを添加することを提案している。しかしながら、いずれの提案も本発明者らの試験では、大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００４】
以上のように、従来の技術では、耐遅れ破壊特性を抜本的に向上させた高強度鋼を製造することには限界があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みてなされたものであって、耐遅れ破壊特性の良好な鋼材、特に、耐遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２００ＭＰａ以上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず焼入れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルの鋼材を用いて、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う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。そして拡散性水素は、鋼材を１００℃／ｈｏｕｒの速度で加熱した際に得られる温度−鋼材からの水素放出速度の曲線において、約１００℃の温度にピークを有する曲線として測定できる。図１はその測定の一例を示すもので、●水素チャージ直後、□は水素チャージ４８ｈｏｕｒ、○は水素チャージ後７２ｈｏｕｒ放置した試料を示している。
【０００７】
したがって、環境から侵入した水素を鋼材中の何らかの部分に捕捉することによって拡散しないようにすれば、水素を無害化することが可能になり、より多量の環境からの侵入水素量に対し、遅れ破壊が抑制される。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後の１０ｍｍφの鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めた。また水素の捕捉サイト（以後水素トラップサイト）の存在は、上記の水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから判定でき、ある水素トラップサイトに捕捉された水素の量（以後水素トラップ容量）はピークの面積積分値によって、水素がトラップサイトから脱離するのに必要な活性化エネルギー（以後水素トラップエネルギー）Ｅは、鋼材からの水素放出挙動を記述する次式から求めることができる。
Ｅφ/ＲＴ２=Ａｅｘｐ（-Ｅ/ＲＴ） ・・・ 式（１）
ここでφは加熱速度、Ａは水素のトラップ脱離の反応定数、Ｒは気体定数、Ｔは水素放出曲線のピーク温度である。
水素トラップエネルギーＥは材料によって決まる定数であるため、式（１）において変数はφとＴになる。式（１）の対数をとって整理すると、
ｌｎ（φ/Ｔ２）=−（Ｅ/Ｒ）/Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ） ・・・ 式（２）
従って、複数の加熱速度で水素分析を行い、その際の水素放出ピーク温度を測定し、ｌｎ（φ/Ｔ２）と−１/Ｔの関係を示す直線の傾きを求めることによって、Ｅを求めることができる。
【０００８】
そこで、耐遅れ破壊特性について、遅れ破壊が発生しない「侵入水素量」を求めることにより評価した。この方法は、切欠き付き丸棒試験片に電解水素チャージ、塩酸浸漬、水素焼鈍炉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から大気中に水素が抜けることを防止するために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侵入水素量を評価するものである。
【０００９】
図２に侵入水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる侵入水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、侵入水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界侵入水素量」と定義する。限界侵入水素量が高いほど鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後の鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めており、水素トラップサイトに捕捉された水素量も含んだ値である。
【００１０】
その結果、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサイトとなりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する組織を形成させれば、１２００ＭＰａを超えるような高強度域でも限界侵入水素量が増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上するという知見を見出したのである。また、鋼材成分を選択することによって、上記水素トラップサイトとなりうる種類、形態の酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物を有する組織を形成させることが可能である技術を確立した。
【００１１】
以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織形態を最適に選択すれば、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材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。
【００１２】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、下記の通りである。
【００１３】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１４】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がベイナイトまたは焼戻しベイナイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１５】
（３）質量％で、Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍをさらに含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１６】
（４）質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１７】
（５）質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１８】
（６）質量％で、Ｗ ：０．０５〜０．５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１９】
（７）水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２０】
（８）水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２１】
（９）溶鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２２】
（１０）溶鋼が、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（７）乃至（９）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２３】
（１１）溶鋼が、質量％で、
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（７）乃至（１０）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の実施の形態について説明する。
（水素トラップサイト）
まず、本発明の目的である高強度鋼の耐遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である水素トラップサイトの限定理由について述べる。
遅れ破壊を引き起こす拡散性水素は腐食あるいは電気めっきによって発生し、室温で鋼材中に侵入する。腐食による水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中に、好ましくは６時間以上浸漬することによって、水素を鋼材中に侵入させた場合、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌ、望ましくは３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素を、０．１ｐｐｍ以上、好ましくは０．３ｐｐｍ以上、さらに好ましくは０．５ｐｐｍ以上吸蔵しうるような組織に制御することによって、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能になる。なお、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は、１００℃／ｈｏｕｒの速度で鋼材を加熱した場合、１８０℃以上６００℃以下の温度域で、３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は２００℃以上６００℃以下の温度域で放出ピークが得られる。耐遅れ破壊特性に及ぼす水素トラップエネルギーおよび水素トラップ容量の影響を解析した例を図３（ａ）、（ｂ）に示す。
【００２５】
（組織形態）
平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有するマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト、あるいはベイナイトもしくは焼戻しベイナイトからなる組織に制御することによって、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能になる。高強度で且つ耐遅れ破壊特性を向上させるためには、上記の組織中に存在する析出物は、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下であることが望ましい。これは、平均粒径が１μｍ超では機械的性質の低下の原因となるためであり、平均粒子間隔が平均粒径の３０倍超では水素トラップ効果が小さいためである。より望ましい条件は、平均粒径が０．３μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の１０倍以下である。
【００２６】
（鋼材成分）
次に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼材の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．１５％未満では所要の強度が得られず、一方、０．５０％を超えると靭性を劣化させると共に、耐遅れ破壊特性も劣化させるために、０．１５〜０．５０％の範囲に制限した。
【００２７】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって強度を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００２８】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２〜２．０％の範囲に制限した。
【００２９】
Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において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とともにＮを固定する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｔｉ：ＴｉはＡｌと同様に脱酸および熱処理時においてＴｉＮ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と共に、Ｎを固定する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３１】
Ｏ：ＯはＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌ、Ｍｇと酸化物を形成し、水素のトラップサイトとなるが、１ｐｐｍ未満ではその効果が小さく、５００ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、１〜５００ｐｐｍに限定した。なお、望ましい条件は５〜５００ｐｐｍである。
【００３２】
Ｎ：Ｎについては、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を形成することによって旧オーステナイト粒の微細化、降伏強度の増加の効果がある。２０ｐｐｍ未満ではその効果が小さく、１５０ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、２０〜１５０ｐｐｍに限定した。好ましくは５０〜１００ｐｐｍとする。
【００３３】
以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発明においては、さらにこの鋼に、
第１群
Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ
第２群
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
第３群
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
第４群
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１または２群以上の各１種以上を含有せしめることができる。
【００３４】
Ｍｇ：Ｍｇは脱硫効果を有すると共に、微細な酸化物となり、Ｔｉの酸化物あるいは窒化物を微細に分散させる効果がある。０．１ｐｐｍ未満ではこの効果は発揮されず、１００ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、０．１〜１００ｐｐｍに限定した。Ｔｉの酸化物を有効に微細化するためにＴｉと共存させて添加することが非常に好ましい。
【００３５】
第２群の添加元素は強度を高めるために有効な元素群である。
Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、２．０％を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣化を招くために、０．０５〜２．０％に限定した。
【００３６】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招くために、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３７】
Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲に制限した。
【００３８】
Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３９】
第３群の添加元素は、主に酸化物以外の微細析出物を生成させるのに有効な元素群である。
Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させる効果があるが、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方、０．５％を超えても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％に限定した。
【００４０】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させるために有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方、０．２％を超えるとこの効果が飽和するため、０．００５〜０．２％に制限した。
【００４１】
Ｔａ：ＴａもＮｂと同様にオーステナイト粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
【００４２】
第４群の元素は、粒界を強化し耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効な元素群である。
Ｗ：Ｗは高強度鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定した。
【００４３】
Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜０．００５０％に制限した。
【００４４】
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、耐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。
【００４５】
（製造方法）
製造方法は、上記成分の鋼をＴｉ脱酸する工程において、Ｔｉと酸素を上記成分規定範囲内とすると同時に、溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たすように調整した上で、凝固から１０００℃までの冷却を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うものである。
溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たさない場合、水素トラップサイトとなるべき複合析出物の平均粒子間隔が、平均粒径の３〜３０倍の範囲に入らない。
また、凝固から１０００℃までの冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満であると、複合析出物の平均粒径が１．０μｍを超えてしまう、このため冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上とする必要があり、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、複合析出物の平均粒径を０．３μｍ以下とすることができる。
【００４６】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する供試材を種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイトの組織に調整した後、様々な温度に加熱した。
上記の試料を用いて、機械的性質、組織形態、耐遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。耐遅れ破壊特性は、前に述べた限界侵入水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの９０％の条件で実施した。なお水素チャージは、腐食による水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中に１００ｈｏｕｒ以上浸漬することによって行った。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
表２の試験Ｎｏ．１〜１２が本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれも鋼材の引張強さが１２００ＭＰａ以上であり、且つマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト組織である。これらは遅れ破壊形態が粒内割れとなっており、限界侵入水素量が従来の鋼材に比べ高く、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材が実現されている。
【００５０】
これに対して比較例であるＮｏ．１３はＣ含有量が低すぎるために本発明で目的とする１２００ＭＰａ以上の高強度の鋼材が実現できていない。
【００５１】
比較例であるＮｏ．１４、１７はＯの含有量が規定より少ない、あるいはＴｉが添加されていないため、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素トラップ効果が確認できなかった。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５２】
比較例であるＮｏ．１５はＴｉの含有量が規定より少なく、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素トラップ効果が非常に小さかった。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５３】
比較例であるＮｏ．１６はＭｎの含有量が規定より多く、所定の析出物分散密度が得られていたにもかかわらず、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５４】
比較例であるＮｏ．１８〜２０は成分的には規定を満足しているが、鋳片の冷却速度が規定より小さかったため、所定の析出物平均粒径が得られず、また、その結果所定の分散密度も得られていないため、水素トラップ効果が小さく、限界侵入水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５５】
【発明の効果】
以上の実施例からも明かなごとく、本発明は、鋼材の遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度鋼材の耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼の化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に選択することによって、その製造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 加熱時の水素放出曲線を示す図である。
【図２】 侵入水素量と破断時間の関係を模式的に示す図である。
【図３】 （ａ）、（ｂ）は水素トラップエネルギー、水素トラップ容量と限界侵入水素量の関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
機械、自動車、橋、建物に数多く使用されている高強度鋼は、例えばＪＩＳＧ ４１０４，ＪＩＳ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，ＳＣＭ等のＣ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理をすることによって製造されている。しかし、どの品種についても引張強度が１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られており、例えば現在使用されている建築用鋼の強度は１１５０ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
【０００３】
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる従来の知見として、例えば、特公平３−２４３７４４号公報では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組織をベイナイト化させることが有効であると提案している。確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効であるが、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。旧オーステナイト粒の微細化に関しては、特公昭６４−４５６６号公報や特公平３−２４３７４５号公報でも提案されている。また、特公昭６１−６４８１５号公報は、Ｃａを添加することを提案している。しかしながら、いずれの提案も本発明者らの試験では、大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００４】
以上のように、従来の技術では、耐遅れ破壊特性を抜本的に向上させた高強度鋼を製造することには限界があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みてなされたものであって、耐遅れ破壊特性の良好な鋼材、特に、耐遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２００ＭＰａ以上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず焼入れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルの鋼材を用いて、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う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。そして拡散性水素は、鋼材を１００℃／ｈｏｕｒの速度で加熱した際に得られる温度−鋼材からの水素放出速度の曲線において、約１００℃の温度にピークを有する曲線として測定できる。図１はその測定の一例を示すもので、●水素チャージ直後、□は水素チャージ４８ｈｏｕｒ、○は水素チャージ後７２ｈｏｕｒ放置した試料を示している。
【０００７】
したがって、環境から侵入した水素を鋼材中の何らかの部分に捕捉することによって拡散しないようにすれば、水素を無害化することが可能になり、より多量の環境からの侵入水素量に対し、遅れ破壊が抑制される。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後の１０ｍｍφの鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めた。また水素の捕捉サイト（以後水素トラップサイト）の存在は、上記の水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから判定でき、ある水素トラップサイトに捕捉された水素の量（以後水素トラップ容量）はピークの面積積分値によって、水素がトラップサイトから脱離するのに必要な活性化エネルギー（以後水素トラップエネルギー）Ｅは、鋼材からの水素放出挙動を記述する次式から求めることができる。
Ｅφ/ＲＴ２=Ａｅｘｐ（-Ｅ/ＲＴ） ・・・ 式（１）
ここでφは加熱速度、Ａは水素のトラップ脱離の反応定数、Ｒは気体定数、Ｔは水素放出曲線のピーク温度である。
水素トラップエネルギーＥは材料によって決まる定数であるため、式（１）において変数はφとＴになる。式（１）の対数をとって整理すると、
ｌｎ（φ/Ｔ２）=−（Ｅ/Ｒ）/Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ） ・・・ 式（２）
従って、複数の加熱速度で水素分析を行い、その際の水素放出ピーク温度を測定し、ｌｎ（φ/Ｔ２）と−１/Ｔの関係を示す直線の傾きを求めることによって、Ｅを求めることができる。
【０００８】
そこで、耐遅れ破壊特性について、遅れ破壊が発生しない「侵入水素量」を求めることにより評価した。この方法は、切欠き付き丸棒試験片に電解水素チャージ、塩酸浸漬、水素焼鈍炉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から大気中に水素が抜けることを防止するために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侵入水素量を評価するものである。
【０００９】
図２に侵入水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる侵入水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、侵入水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界侵入水素量」と定義する。限界侵入水素量が高いほど鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後の鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めており、水素トラップサイトに捕捉された水素量も含んだ値である。
【００１０】
その結果、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサイトとなりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する組織を形成させれば、１２００ＭＰａを超えるような高強度域でも限界侵入水素量が増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上するという知見を見出したのである。また、鋼材成分を選択することによって、上記水素トラップサイトとなりうる種類、形態の酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物を有する組織を形成させることが可能である技術を確立した。
【００１１】
以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織形態を最適に選択すれば、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材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。
【００１２】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、下記の通りである。
【００１３】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１４】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がベイナイトまたは焼戻しベイナイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１５】
（３）質量％で、Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍをさらに含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１６】
（４）質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１７】
（５）質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１８】
（６）質量％で、Ｗ ：０．０５〜０．５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。
【００１９】
（７）水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２０】
（８）水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２１】
（９）溶鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２２】
（１０）溶鋼が、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（７）乃至（９）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２３】
（１１）溶鋼が、質量％で、
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（７）乃至（１０）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の実施の形態について説明する。
（水素トラップサイト）
まず、本発明の目的である高強度鋼の耐遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である水素トラップサイトの限定理由について述べる。
遅れ破壊を引き起こす拡散性水素は腐食あるいは電気めっきによって発生し、室温で鋼材中に侵入する。腐食による水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中に、好ましくは６時間以上浸漬することによって、水素を鋼材中に侵入させた場合、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌ、望ましくは３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素を、０．１ｐｐｍ以上、好ましくは０．３ｐｐｍ以上、さらに好ましくは０．５ｐｐｍ以上吸蔵しうるような組織に制御することによって、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能になる。なお、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は、１００℃／ｈｏｕｒの速度で鋼材を加熱した場合、１８０℃以上６００℃以下の温度域で、３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は２００℃以上６００℃以下の温度域で放出ピークが得られる。耐遅れ破壊特性に及ぼす水素トラップエネルギーおよび水素トラップ容量の影響を解析した例を図３（ａ）、（ｂ）に示す。
【００２５】
（組織形態）
平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有するマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト、あるいはベイナイトもしくは焼戻しベイナイトからなる組織に制御することによって、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能になる。高強度で且つ耐遅れ破壊特性を向上させるためには、上記の組織中に存在する析出物は、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下であることが望ましい。これは、平均粒径が１μｍ超では機械的性質の低下の原因となるためであり、平均粒子間隔が平均粒径の３０倍超では水素トラップ効果が小さいためである。より望ましい条件は、平均粒径が０．３μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の１０倍以下である。
【００２６】
（鋼材成分）
次に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼材の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．１５％未満では所要の強度が得られず、一方、０．５０％を超えると靭性を劣化させると共に、耐遅れ破壊特性も劣化させるために、０．１５〜０．５０％の範囲に制限した。
【００２７】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって強度を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００２８】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２〜２．０％の範囲に制限した。
【００２９】
Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において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とともにＮを固定する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００３０】
Ｔｉ：ＴｉはＡｌと同様に脱酸および熱処理時においてＴｉＮ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と共に、Ｎを固定する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３１】
Ｏ：ＯはＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌ、Ｍｇと酸化物を形成し、水素のトラップサイトとなるが、１ｐｐｍ未満ではその効果が小さく、５００ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、１〜５００ｐｐｍに限定した。なお、望ましい条件は５〜５００ｐｐｍである。
【００３２】
Ｎ：Ｎについては、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を形成することによって旧オーステナイト粒の微細化、降伏強度の増加の効果がある。２０ｐｐｍ未満ではその効果が小さく、１５０ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、２０〜１５０ｐｐｍに限定した。好ましくは５０〜１００ｐｐｍとする。
【００３３】
以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発明においては、さらにこの鋼に、
第１群
Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ
第２群
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
第３群
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
第４群
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１または２群以上の各１種以上を含有せしめることができる。
【００３４】
Ｍｇ：Ｍｇは脱硫効果を有すると共に、微細な酸化物となり、Ｔｉの酸化物あるいは窒化物を微細に分散させる効果がある。０．１ｐｐｍ未満ではこの効果は発揮されず、１００ｐｐｍを超えても効果が飽和するため、０．１〜１００ｐｐｍに限定した。Ｔｉの酸化物を有効に微細化するためにＴｉと共存させて添加することが非常に好ましい。
【００３５】
第２群の添加元素は強度を高めるために有効な元素群である。
Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、２．０％を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣化を招くために、０．０５〜２．０％に限定した。
【００３６】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招くために、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３７】
Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲に制限した。
【００３８】
Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３９】
第３群の添加元素は、主に酸化物以外の微細析出物を生成させるのに有効な元素群である。
Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させる効果があるが、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方、０．５％を超えても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％に限定した。
【００４０】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を微細化させるために有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方、０．２％を超えるとこの効果が飽和するため、０．００５〜０．２％に制限した。
【００４１】
Ｔａ：ＴａもＮｂと同様にオーステナイト粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
【００４２】
第４群の元素は、粒界を強化し耐遅れ破壊特性を向上させるのに有効な元素群である。
Ｗ：Ｗは高強度鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定した。
【００４３】
Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜０．００５０％に制限した。
【００４４】
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、耐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。
【００４５】
（製造方法）
製造方法は、上記成分の鋼をＴｉ脱酸する工程において、Ｔｉと酸素を上記成分規定範囲内とすると同時に、溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たすように調整した上で、凝固から１０００℃までの冷却を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うものである。
溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たさない場合、水素トラップサイトとなるべき複合析出物の平均粒子間隔が、平均粒径の３〜３０倍の範囲に入らない。
また、凝固から１０００℃までの冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満であると、複合析出物の平均粒径が１．０μｍを超えてしまう、このため冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上とする必要があり、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、複合析出物の平均粒径を０．３μｍ以下とすることができる。
【００４６】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する供試材を種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイトの組織に調整した後、様々な温度に加熱した。
上記の試料を用いて、機械的性質、組織形態、耐遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。耐遅れ破壊特性は、前に述べた限界侵入水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの９０％の条件で実施した。なお水素チャージは、腐食による水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中に１００ｈｏｕｒ以上浸漬することによって行った。
【００４７】
【表１】
【表２】
表２の試験Ｎｏ．１〜１２が本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれも鋼材の引張強さが１２００ＭＰａ以上であり、且つマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト組織である。これらは遅れ破壊形態が粒内割れとなっており、限界侵入水素量が従来の鋼材に比べ高く、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材が実現されている。
【００５０】
これに対して比較例であるＮｏ．１３はＣ含有量が低すぎるために本発明で目的とする１２００ＭＰａ以上の高強度の鋼材が実現できていない。
【００５１】
比較例であるＮｏ．１４、１７はＯの含有量が規定より少ない、あるいはＴｉが添加されていないため、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素トラップ効果が確認できなかった。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５２】
比較例であるＮｏ．１５はＴｉの含有量が規定より少なく、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素トラップ効果が非常に小さかった。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５３】
比較例であるＮｏ．１６はＭｎの含有量が規定より多く、所定の析出物分散密度が得られていたにもかかわらず、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５４】
比較例であるＮｏ．１８〜２０は成分的には規定を満足しているが、鋳片の冷却速度が規定より小さかったため、所定の析出物平均粒径が得られず、また、その結果所定の分散密度も得られていないため、水素トラップ効果が小さく、限界侵入水素量が低く、耐遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５５】
【発明の効果】
以上の実施例からも明かなごとく、本発明は、鋼材の遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度鋼材の耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼の化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に選択することによって、その製造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】 加熱時の水素放出曲線を示す図である。
【図２】 侵入水素量と破断時間の関係を模式的に示す図である。
【図３】 （ａ）、（ｂ）は水素トラップエネルギー、水素トラップ容量と限界侵入水素量の関係を示す図である。
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、組織がベイナイトまたは焼戻しベイナイトからなり、水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、平均粒径が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下である、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，ＡｌまたはＶの、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。 - 質量％で、Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍをさらに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鋼材。
- 質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材。 - 水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。 - 水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｐｐｍ以上である水素トラップサイトとなる、酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．０５質量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。 - 溶鋼が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項７または８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。 - 溶鋼が、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項７乃至９のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。 - 溶鋼が、質量％で、
Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
の１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項７乃至１０のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼材の製造方法。
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