CN110651061A - 高强度钢构件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高强度钢构件，其具有规定的化学组成，抗拉强度在1000MPa以上，在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均大小以平均当量圆直径计为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物；在升温脱附氢分析中于400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢含有0.5质量ppm以上。

Description

高强度钢构件
技术领域
本发明涉及一种高强度钢构件。
背景技术
在机械、汽车、桥梁、建筑物所使用的钢构件中，特别需要高强度的钢构件例如在对JIS G 4104、JIS G 4105所规定的铬钢或者铬钼钢进行淬火-回火处理后使用。另外，也有如齿轮那样，实施渗碳后进行淬火而得到高强度的钢构件。
在淬火中，在加热至使钢构件成为奥氏体相的高温后进行淬火。但是，如果在加热中，氢从气氛中侵入钢构件中，则淬火后可能导致淬火裂纹的发生。另外，例如在像高强度钢构件那样回火温度低至150～200℃的情况下，淬火时侵入钢构件中的氢不会在回火中充分释放，从而回火后的延展性或者韧性有时降低。
在此，关于高强度钢构件(抗拉强度为1000MPa以上的钢构件)的耐氢脆特性，例如在专利文献1中，记载着在钢中添加V、Nb、Ti而使原奥氏体晶粒微细化对于提高耐延迟断裂特性是有效的。
另外，在专利文献2～4中，记载着一种这样的技术，其在淬火后通过高温回火而使表现出氢捕捉能力的微细析出物分散于钢中，从而使耐延迟断裂特性得以提高。
专利文献1：日本特开平3-243745号公报
专利文献2：日本特开2000-26934号公报
专利文献3：日本特开2006-45670号公报
专利文献4：日本特开2001-288539号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1～4等中记载的以往的技术例如在根本地提高于淬火后实施150～200℃的低温回火的高强度钢构件的耐延迟断裂特性方面是有界限的。
于是，本发明的一方式的课题在于提供一种作为耐氢脆特性之一的耐延迟断裂特性优良的高强度钢构件。
用于解决课题的手段
本发明的一方式的课题的解决手段包括以下的方式。
＜1＞一种高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有
C：0.10～0.50％、
Si：0.02～2.00％、
Mn：0.05～2.00％、
Cr：0.10～2.00％、
Ti：0.20～1.00％、以及
N：0.0020～0.0250％，
Al：0～0.100％、
V：0～0.50％、
Nb：0～0.50％、
Mo：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Cu：0～2.00％、以及
Ni：0～3.00％，
剩余部分包括Fe和杂质；
抗拉强度为1000MPa以上；
在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均大小以平均当量圆直径计为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物；
在升温脱附氢分析中于400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢含有0.5质量ppm以上。
＜2＞根据上述＜1＞所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有
Al：0.005～0.100％、
V：0.01～0.50％、
Nb：0.01～0.50％、以及
Mo：0.01～1.00％之中的1种或2种以上。
＜3＞根据上述＜1＞或＜2＞所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有B：0.0003～0.0100％。
＜4＞根据上述＜1＞～＜3＞中任一项所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有Cu：0.05～2.00％、以及Ni：0.05～3.00％之中的1种或2种。
＜5＞根据上述＜1＞～＜4＞中任一项所述的高强度钢构件，其中，所述Ti析出物的平均纵横尺寸比为1.0～3.0。
发明的效果
根据本发明的一方式，可以提供一种作为耐氢脆特性之一的耐延迟断裂特性优良的高强度钢构件。
附图说明
图1是用于说明在测定对象比“大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢”大的情况下，从测定对象采集用于测定非扩散性氢的含量的试验片时的试验片的采集位置的示意图。
具体实施方式
下面就本发明的一个例子即实施方式进行详细的说明。
此外，在本说明书中，使用“～”表示的数值范围意味着将“～”的左右所记载的数值作为下限值和上限值而包含的范围。
另外，化学组成的元素的含量记为元素量(例如C量、Si量等)。
另外，关于化学组成的元素的含量，“％”意味着“质量％”。
本实施方式的高强度钢构件(以下也简称为“钢构件”)是具有规定的化学组成、且抗拉强度为1000MPa以上的钢构件。此外，钢构件的抗拉强度是按照JIS-Z2241(2015年)而测得的值。
而且对于本实施方式的钢构件，在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均大小以平均当量圆直径计为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物；在升温脱附氢分析中于400～800℃释放的非扩散性氢含有0.5质量ppm以上。
本实施方式的钢构件根据上述构成，形成作为耐氢脆特性之一的耐延迟断裂特性优良的高强度钢构件。而且通过如下所示的见解而发现了本实施方式的钢构件。
本发明人使用通过淬火-回火处理而制造的各种强度水平的钢构件，就氢脆之一的现象即延迟断裂行为进行了详细的分析。
人们已经弄清楚了延迟断裂起因于从外部环境侵入钢构件中的氢中，特别在室温下于钢构件中扩散的扩散性氢。而且扩散性氢在以100℃/小时的速度加热钢构件时所得到的“表示温度和自钢构件的氢释放速度之间的关系的曲线”中，可以由在大约100℃的温度下具有峰的曲线进行测定。
因此，如果将从外部环境侵入的氢捕捉到钢构件中的某些部分而使其不会扩散，则可以使氢无害化，从而对于侵入氢，延迟断裂受到抑制。
另外，氢的捕捉位点(以下也称为“氢捕捉位点”)的存在可以通过比较以100℃/小时加热充氢前后的钢构件所得到的氢释放曲线的峰温度-峰高而进行判定。而且捕捉到某一氢捕捉位点的氢量(以下也称为“氢捕捉容量”)可以由峰的面积积分值而求出。
于是，本发明人就淬火后实施150～200℃的低温回火的钢构件的耐延迟断裂特性进行了如下的评价。在含有30～100％氢的1个大气压的气氛中，将带环状缺口的直径为10mm的圆棒钢的试验片加热20分钟，通过水冷而进行淬火，然后在150℃下回火30分钟。然后，对于试验片，测定在大气中对试验片施加恒定载荷(抗拉强度的90％)而直至断裂的时间。由此，对耐延迟断裂特性进行了评价。此外，断裂时间越长，意味着钢构件的耐延迟断裂特性越良好。
其结果是，本发明人发现具有如下钢组织的钢构件的耐延迟断裂特性优良，该钢组织在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均粒径为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物。
而且具有这样的钢组织、从而耐延迟断裂特性优良的钢构件在以上述热处理条件进行热处理后，当以100℃/小时的速度进行升温脱附氢分析时，可以得到表示稳定地捕捉到由上述Ti析出物构成的氢捕捉位点的氢在400～800℃以下的温度区域被释放的氢释放峰。另外，释放的氢量(氢捕捉容量)为0.5质量ppm以上。
在此，本发明人与专利文献2(日本特开2000-26934号公报)中记载的“在淬火后通过高温回火而使表现出氢捕捉能力的微细析出物分散于钢中，从而使耐延迟断裂特性得以提高的技术”进行了比较研究。其结果是，获得了如下的见解。微细的Ti析出物(选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物)当大量含有0.20％以上的Ti时，便在更高温度下析出。因此，可以不是在回火而是在淬火时的加热时析出，且在更高的温度下释放捕捉的氢。由此可知，为了稳定地捕捉氢，在淬火的冷却时捕捉淬火时从加热气氛侵入的氢，从而即使进行之后的低温回火，也使氢的无害化成为可能。因此，获得了与专利文献2的技术相比，具有优良的耐延迟断裂特性的见解。
此外，如果过剩地含有C，则耐延迟断裂特性降低。另外，如果不含有规定量的N，则淬火时产生粗大晶粒，从而耐延迟断裂特性降低。因此，如后所述，将C量设定为0.10～0.50％，将N量设定为0.0020～0.0250％。
根据以上的见解，发现本实施方式的钢构件根据上述构成，形成作为耐氢脆特性之一的耐延迟断裂特性优良的高强度钢构件。
而且确立了将成为氢捕捉位点的“选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物”微细析出的钢组织形成于钢构件中的技术。
此外，之所以着眼于钢构件的距表面的深度为1mm的位置的钢构件的钢组织，是因为因氢脆引起的延迟断裂在钢构件的距表面的深度为几百μm以上的内部且以应力三轴度高的部位为起点而发生。
下面就本实施方式的钢构件的详细情况进行说明。
(氢捕捉容量)
首先，就对于高强度钢构件的延迟断裂特性的提高最重点的氢捕捉容量(即非扩散性氢的含量)的限定理由进行叙述。
引起淬火后在低温下进行回火所得到的钢构件的延迟断裂的扩散性氢在淬火时，从加热气氛侵入钢构件中。例如，在渗碳淬火、或者采用基于RX气体(吸热型转化气)焚烧的加热的淬火时，在向奥氏体区域的加热中侵入几质量ppm的氢。因淬火而得到的马氏体组织中的氢的扩散系数较小，因而在淬火后的低温回火中，氢难以完全释放，所以有可能产生氢脆。
在这样的气氛中进行加热、淬火时，如果将氢稳定地捕捉到某些氢捕捉位点，则淬火后的非扩散性氢的含量得以提高，从而可以抑制氢脆。也就是说，淬火后再加热至400～800℃的温度区域时释放的氢是稳定地捕捉到氢捕捉位点的氢，无害化而不会对氢脆做出贡献。
因此，本实施方式的钢构件设定为在升温脱附氢分析中于400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢含有0.5质量ppm以上的钢构件。也就是说，将氢捕捉容量(非扩散性氢的含量)设定为0.5质量ppm以上。
氢捕捉容量从提高耐延迟断裂特性的角度考虑，优选为0.8质量ppm以上，更优选为1.0质量ppm以上。但是，从抑制因析出物增加而引起的锻造性降低的角度考虑，该非扩散性氢的含量的上限优选为3.0质量ppm以下。
而且通过控制为在升温脱附氢分析中于400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢的量在0.5质量ppm以上的钢组织，便可能提高延迟断裂特性。
在此，升温脱附氢分析如以下那样进行。首先，从测定对象的钢构件中采集大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢的试验片。接着，采用“气相色谱式升温氢分析装置”，以100℃/小时加热试验片，并对每一个温度下释放的氢量(质量)进行分析。
然后，便得到表示温度和释放的氢量之间的关系的氢释放曲线。根据氢释放曲线的峰的面积积分值，求出在400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢量即氢捕捉容量(非扩散性氢的含量)。
这里，在测定对象比“大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢”大的情况下，试验片被设定为测定对象的距表面的深度为1mm的位置为外周面的从测定对象削取“大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢”所得到的试验片(参照图1)。此外，在图1中，OM表示测定对象的钢构件，SP表示试验片。
另一方面，在测定对象比“大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢”小的情况下，试验片就那样将测定对象设定为试料片。这是因为试验片即使比“大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢”小，测定的非扩散性氢的含量的值也不会发生变动。
此外，即使在试验片上设置环状缺口，测得的非扩散性氢的含量的值也不会随环状缺口的有无而变动。
(钢组织)
本实施方式的钢构件在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均大小以平均当量圆直径计为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物。也就是说，以面积％计将Ti析出物的存在率设定为0.10％以上。
Ti析出物具有氢捕捉能力，成为在400～800℃这一比较高的温度下释放氢的氢捕捉位点。而且由于具有氢捕捉能力的Ti析出物的存在，在钢构件的淬火中，能够稳定地捕捉非扩散性氢。也就是说，能够使氢捕捉容量(非扩散性氢的含量)为0.5质量ppm以上。由此，可以提高钢构件的延迟断裂特性。
此外，虽然Ti氧化物也具有氢捕捉能力，但为了确保锻造性，钢构件优选不含有Ti氧化物。
在Ti析出物中，Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物(即Ti碳氮化物)是以Ti为主要的金属成分(在金属位点中Ti占有50原子％以上)、且具有FCC(面心立方)结构的化合物。
Ti析出物的存在率从提升氢捕捉容量、提高延迟断裂特性的角度考虑，以面积％计优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。但是，从确保韧性的角度考虑，Ti析出物的存在率以面积％计优选为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
此外，Ti析出物的存在率意味着钢构件中含有的总Ti析出物的存在率。
Ti析出物的平均大小从确保抗拉强度、提升氢捕捉容量、且提高延迟断裂特性的角度考虑，以平均当量圆直径计优选为100nm以下，更优选为80nm以下。另外，从同样的角度考虑，Ti析出物的平均大小优选为60nm以上。
Ti析出物的平均纵横尺寸比从确保抗拉强度、提升氢捕捉容量、且提高延迟断裂特性的角度考虑，优选为1.0～3.0。Ti析出物的平均纵横尺寸比的上限更优选为2.0，进一步优选为1.5。
在此，Ti析出物的存在率、Ti析出物的平均大小(平均当量圆直径)、Ti析出物的平均纵横尺寸比的各自测定采用萃取复型法制作出试验片，使用带能量色散型X射线分析装置(EDS)的透射型显微镜(TEM)而进行。具体情况如下所述。
从成为测定对象的钢构件的任意部位，采集具有钢构件的距表面的深度为1mm的位置(以下也称为“测定面”)的部位，采用萃取复型法制作出试验片。
接着，以30000倍的放大倍数采用TEM-EDS对试验片的测定面的任意区域(大小为5μm×5μm的区域)进行观察。
接着，对于观察的视场中存在的析出物的成分，通过TEM的电子束衍射图谱的解析以及基于EDS的分析而鉴定出Ti析出物。
接着，算出观察的视场中存在的所有Ti析出物的面积率。
而且实施5次上述的操作，将得到的Ti析出物的面积率的平均值设定为Ti析出物的存在率。
另一方面，求出观察的视场中存在的所有Ti析出物的当量圆直径。
而且实施5次上述的操作，将得到的“当量圆直径”的平均值设定为Ti析出物的平均大小(平均当量圆直径)。
另外，求出观察的视场中存在的所有Ti析出物的长轴长度以及短轴长度。Ti析出物的长轴长度设定为Ti析出物的最大直径。Ti析出物的短轴长度设定为沿着与Ti析出物的长轴正交的方向的长度的最大长度。
而且实施5次上述的操作，将得到的“纵横尺寸比(＝长轴长度和短轴长度之比(长轴长度/短轴长度))”的平均值设定为Ti析出物的平均纵横尺寸比。
本实施方式的钢构件从提高延迟断裂特性的角度考虑，优选具有微细化的原奥氏体晶粒。
原奥氏体晶粒的粒径(以下也称为“原γ粒径”)在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以当量圆直径计优选为5～50μm，更优选为10～40μm，进一步优选为15～30μm。
原γ粒径采用如下的方法进行测定。
从成为测定对象的钢构件的任意部位，采集具有钢构件的距表面的深度为1mm的位置(以下也称为“测定面”)的部位，埋入采集的试料的测定面并进行研磨，然后采用苦味醇溶液(盐酸、苦味酸以及醇的混合溶液)作为腐蚀液而进行侵蚀。采用光学显微镜对该试料的测定面拍摄照片(250倍)，采用数字处理使拍摄了照片的γ晶界二值化，测定原γ晶粒的粒径，从而求出其平均值。
(化学组成)
本实施方式的钢构件从提高延迟断裂特性的角度考虑，所具有的化学组成以质量％计，优选含有C：0.10～0.50％、Si：0.02～2.00％、Mn：0.05～2.0％、Cr：0.10～2.00％、Ti：0.20～1.00％、N：0.0020～0.0250％、Al：0～0.100％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％、Mo：0～1.00％、B：0～0.0100％、Cu：0～2.00％以及Ni：0～3.00％，剩余部分包括Fe和杂质。
在此，在本实施方式的钢构件的化学组成中，Al、V、Nb、Mo、B、Cu以及Ni为任选成分，也就是说，为钢构件中也可以不含有的成分。但是，在含有这些成分的情况下，这些成分优选以后述各成分量的下限以上含有。
·C：0.10～0.50％
C在确保钢构件的抗拉强度(以下也称为“强度”)方面是必须的元素。当C量低于0.10％时，不能获得所需要的强度。另一方面，如果C量超过0.50％，则使韧性劣化，同时也使耐延迟断裂特性劣化。因此，C量设定为0.10～0.50％。C量从强度和韧性的角度考虑，优选为0.20～0.40％。
·Si：0.02～2.00％
Si在固溶体硬化的作用下，具有提高钢构件的强度的效果。当Si量低于0.02％时，不能发挥出上述作用。另一方面，如果Si量超过2.00％，则上述作用达到饱和，不能期待与Si量相称的效果。因此，Si量设定为0.02～2.00％。Si量从发挥固溶体硬化作用的角度考虑，优选为0.20～2.00％。
·Mn：0.05～2.00％
Mn不仅是为脱氧和脱硫所需要的元素，而且对提高用于得到马氏体组织的淬透性是有效的元素。当Mn量低于0.05％时，不能得到上述的效果。另一方面，如果Mn量超过2.00％，则在向奥氏体区域的加热时，Mn析出物偏析于晶界，使晶界脆化，同时使耐延迟断裂特性劣化。因此，Mn量设定为0.05～2.00％。Mn量从提高淬透性和耐延迟断裂特性的角度考虑，优选为0.50～1.50％。
·Cr：0.10～2.00％
Cr对于提高淬透性以及增加回火处理时的软化阻力是有效的元素。当Cr量低于0.10％时，不能充分发挥上述效果。另一方面，如果Cr量超过2.00％，则招致韧性的劣化和冷加工性的劣化。因此，Cr量设定为0.10～2.00％。Cr量从提高淬透性、抑制韧性和冷加工性的劣化的角度考虑，优选为0.50～1.50％。
·Ti：0.20～1.00％
Ti是在400～800℃这一比较高的温度下形成具有氢捕捉能力的微细的Ti析出物(选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物)、从而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。另外，Ti在脱氧以及热处理时具有通过形成TiN而防止奥氏体晶粒的粗大化的效果，同时也具有固定N的效果。当Ti量低于0.20％时，不能发挥出这些效果。另一方面，如果Ti量超过1.00％，则即使轧制时的加热也不会溶解，粗大的Ti析出物残存下来，从而对切削性或者韧性产生不良影响。因此，Ti量设定为0.20～1.00％。Ti量从形成微细的Ti析出物、切削性或者韧性等角度考虑，优选为0.30～0.80％，更优选为0.40～0.60％。
·N：0.0020～0.0250％
N是形成Ti氮化物、从而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。另外，N通过形成Al、V、Nb的氮化物而具有原奥氏体晶粒的微细化以及屈服强度的增加的效果。当N量低于0.0020％时，这些效果较小。另一方面，如果N量超过0.0250％，这些效果达到饱和。因此，N量设定为0.0020～0.0250％。N量从耐延迟断裂特性提高、原奥氏体晶粒的微细化以及屈服强度的增加的角度考虑，优选为0.0030～0.0150％。
在此，本实施方式的钢构件的化学组成以质量％计，也可以含有Al：0～0.100％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％以及Mo：0～1.00％之中的1种或2种以上。优选以质量％计，含有Al：0.005～0.100％、V：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、Mo：0.01～1.00％之中的1种或2种以上。
·Al：0.005～0.100％
Al是在脱氧以及热处理时产生通过形成AlN而防止奥氏体晶粒的粗大化的效果，而且产生固定N的效果的元素。当Al量低于0.005％时，难以发挥出这些效果。另一方面，如果Al量超过0.100％，则这些效果容易达到饱和。因此，Al优选为0.005～0.100％。
·V：0.01～0.50％
V是与TiC复合析出、有助于析出物的微细分散的元素。另外，V对于通过生成碳氮化物而使奥氏体晶粒微细化是有效的元素。但是，其效果在V量不为0.01％以上时较少，如果V量超过0.50％，则容易达到饱和。另外，当V量超过0.50％时，由于变形阻力的增大，加工性容易受到损害。因此，V量优选为0.01～0.50％。
·Nb：0.01～0.50％
Nb和V同样，是与TiC复合析出、有助于析出物的微细分散的元素。另外，Nb对于通过生成碳氮化物而使奥氏体晶粒微细化是有效的元素。但是，其效果在Nb量低于0.01％时并不充分，如果Nb量超过0.50％，则容易达到饱和。因此，Nb量优选为0.01～0.50％。
·Mo：0.01～1.00％
Mo和V同样，是与TiC复合析出、有助于析出物的微细分散的元素。但是，其效果在Mo量低于0.01％时并不充分，如果Mo量超过1.00％，则容易达到饱和。另外，当Mo量超过1.00％时，由于变形阻力的增大，加工性容易受到损害。因此，Mo量优选为0.01～1.00％。
另外，本实施方式的钢构件的化学组成以质量％计，也可以含有B：0～0.0100％。优选以质量％计，含有B：0.0003～0.0100％。
·B：0.0003～0.0100％
B是抑制晶间断裂、提高耐延迟断裂特性的元素。另外，B也是通过偏析于奥氏体晶界而显著提高淬透性的元素。但是，其效果在B量低于0.0003％时难以发挥出来，如果B量超过0.0100％，则容易达到饱和。因此，B量优选为0.0003～0.0100％。B量从提高淬透性以及耐延迟断裂特性的角度考虑，更优选为0.0003～0.0050％。
另外，本实施方式的钢构件的化学组成以质量％计，也可以含有Cu：0～2.00％以及Ni：0～3.00％之中的1种或2种。优选以质量％计，含有Cu：0.05～2.00％以及Ni：0.05～3.00％之中的1种或2种。
·Cu：0.05～2.00％
Cu对于提高回火处理时的软化阻力是有效的元素。当Cu量低于0.05％时，其效果难以发挥出来。另一方面，如果Cu量超过2.00％，则热加工性容易劣化。因此，Cu量优选为0.05～2.00％。Cu量从抑制热加工性劣化的角度考虑，更优选为0.05～1.00％。
·Ni：0.05～3.00％
Ni是提高与高强度化相伴而劣化的延展性的元素。Ni也是提高热处理时的淬透性而增加抗拉强度的元素。当Ni量低于0.05％时，则这些效果较少。另一方面，如果Ni量超过3.00％，则这些效果达到饱和，不能期待与Ni量相称的效果。因此，Ni量优选为0.05～3.00％。
在本实施方式的钢构件的化学组成中，剩余部分包括Fe和杂质。
在此，所谓杂质，是指原材料中含有的成分、或者制造工序中混入的成分，是指并不有意含有的成分。再者，杂质还包括即便是有意含有的成分也以不会对钢构件的性能产生影响的范围的量含有的成分。
作为杂质，例如可以列举出P、S等。关于P量以及S量，例如从不会对耐延迟断裂特性产生影响的角度考虑，P量以及S量各自优选为0～0.015％。但是，从脱P成本以及脱S成本的降低的角度考虑，P量以及S量的下限也可以超过0％。
(钢构件的制造方法)
本实施方式的钢构件的制造方法由于与钢构件制造时的热处理条件的多样性相对应，因而在成为钢构件原材料的轧制钢构件的制造时的轧制工序中，重要的是预先析出显示出捕捉能力的Ti析出物。
例如，在适用轧制棒钢构件作为钢构件的原材料的情况下，在棒钢轧制时，将具有上述化学组成的钢坯(小方坯)加热至1250℃以上的温度而使Ti化合物固溶，然后在精轧温度：900～1000℃下进行热轧，之后以平均冷却速度：40℃/秒以下冷却至700～750℃。由此，可以使目标的Ti析出物析出。此时，Ti析出物各向同性地析出。
在此，所谓钢坯(小方坯)的加热温度，是指钢坯的表面温度。另外，所谓精轧温度，是指刚精轧后的轧制棒钢构件的表面温度。所谓精轧后的平均冷却速度，是指精轧后的轧制棒钢构件的表面冷却速度。
而且对于析出了目标的Ti析出物的轧制棒钢构件，将其加热至奥氏体区域(例如850～1050℃)，并以40℃/s以下的冷却速度冷却至20～100℃而进行淬火，然后以温度150～200℃、时间15～60分钟实施低温回火，由此便得到本实施方式的钢构件。
此外，即使在采用不取决于轧制的钢构件的制造方法的情况下，通过适当控制化合物的固溶和析出，也可能在钢构件中形成目标的Ti析出物。
实施例
下面列举实施例，就本发明进行进一步具体的说明。但是，这些各实施例并不限制本发明。
将具有表1所示的化学组成的试验材料加热至表2所示的温度，然后以表2所示的精轧温度进行热轧，并以表2所示的平均冷却速度冷却至700℃，从而轧制成φ20mm，并制作出由大小为φ10mm×L50mm的圆棒钢构成的带环状缺口试验片(缺口深度2mm、缺口底半径0.25mm、缺口角度60度)。
在模拟渗碳加热气氛或者RX气体加热的条件(1个大气压、50％的氢和Ar的混合气氛、加热温度1000℃、加热时间30分钟)下加热该试验片，以40℃/s以下的冷却速度水冷至20℃而进行淬火，然后在150℃下回火20分钟。
但是，比较钢No.28在520℃下回火30分钟，比较钢No.29在400℃下回火40分钟。
对于得到的试验片，测定基于以100小时为上限的3000kgf的恒定载荷试验的断裂时间。另外，也对抗拉强度进行了测定。
对于刚回火后的试验片，按照已经叙述的方法，另行实施升温脱附氢分析，对在400～800℃的温度区域释放的氢捕捉容量进行了测定。另外，按照已经叙述的方法，对原γ粒径、Ti析出物的存在率、Ti析出物的平均大小(平均当量圆直径)以及Ti析出物的平均纵横尺寸比进行了测定。
Figure BDA0002280474650000151
Figure BDA0002280474650000161
在表1～表2中，No.1～19为实施例钢，其它为比较钢。正如由该表可以看到的那样，实施例钢都显示出0.5质量ppm以上的氢捕捉能力。因此，可知耐延迟断裂特性优良。
与此相对照，比较钢No.20、21、22由于Ti含量过低，因而是Ti析出物的大小较小或者Ti析出物不存在，从而氢捕捉量较低的例子。
比较钢No.23由于Ti量过剩，因而是轧制的加热时TiC不会彻底固溶，成为粗大碳化物，从而氢捕捉量较低的例子。
比较钢No.24由于C量过剩，因而是耐延迟断裂特性降低的例子。
比较钢No.25由于Cr量较低，淬透性并不充分，因而是淬火后的抗拉强度较低，不能耐受恒定载荷试验的载荷的例子。
比较钢No.26由于钢的N量较低，因而是淬火的加热时产生粗大晶粒，耐延迟断裂特性降低的例子。
比较钢No.27在轧制时的加热温度较低，是不能充分固溶Ti化合物，产生粗大的Ti析出物，从而耐延迟断裂特性降低的例子。
比较钢No.28由于回火温度较高，大部分Ti析出物在回火时析出，因而是Ti析出物的大小较小，耐延迟断裂特性降低的例子。
比较钢No.29由于回火温度较高，因而是回火后的抗拉强度较低，不能耐受恒定载荷试验的载荷的例子。
因此，可知比较钢的耐延迟断裂特性较低。
此外，日本专利申请第2017-123347号所公开的整个内容通过参照而编入本说明书中。
本说明书中记载的所有文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入本说明书中，其中每个文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入的内容与其具体且分别地记载的情况程度相同。

Claims (5)

1.一种高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有
C：0.10～0.50％、
Si：0.02～2.00％、
Mn：0.05～2.00％、
Cr：0.10～2.00％、
Ti：0.20～1.00％、以及
N：0.0020～0.0250％，
Al：0～0.100％、
V：0～0.50％、
Nb：0～0.50％、
Mo：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Cu：0～2.00％、以及
Ni：0～3.00％，
剩余部分包括Fe和杂质；
抗拉强度为1000MPa以上；
在钢构件的距表面的深度为1mm的位置，以面积％计含有0.10％以上的、平均大小以平均当量圆直径计为30～200nm且选自Ti碳化物、Ti氮化物以及它们的复合化合物之中的至少1种的Ti析出物；
在升温脱附氢分析中于400～800℃的温度区域释放的非扩散性氢含有0.5质量ppm以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有
Al：0.005～0.100％、
V：0.01～0.50％、
Nb：0.01～0.50％、以及
Mo：0.01～1.00％之中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有B：0.0003～0.0100％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢构件，其具有的化学组成以质量％计，含有Cu：0.05～2.00％以及Ni：0.05～3.00％之中的1种或2种。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢构件，其中，所述Ti析出物的平均纵横尺寸比为1.0～3.0。
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02232340A (ja) * 1989-03-02 1990-09-14 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性の優れた高強度部材
JPH02247332A (ja) * 1989-03-20 1990-10-03 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性の優れた高強度部材の製造方法
JPH11201168A (ja) * 1998-01-12 1999-07-27 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
JP2002069572A (ja) * 2000-08-29 2002-03-08 Nippon Steel Corp 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼
WO2011077904A1 (ja) * 2009-12-24 2011-06-30 ヤマハ発動機株式会社 コネクティングロッドおよびそれを備えた単気筒内燃機関ならびに鞍乗型車両
JP2014101565A (ja) * 2012-11-22 2014-06-05 Jfe Bars & Shapes Corp 熱間鍛造後の焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法
JP2015178673A (ja) * 2014-02-28 2015-10-08 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03243745A (ja) 1990-02-20 1991-10-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼
JP4267126B2 (ja) 1998-05-01 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた鋼材およびその製造方法
US6085692A (en) * 1999-03-17 2000-07-11 Adams; Kenneth P. Squirrel attracting device
JP4464524B2 (ja) 2000-04-05 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 耐水素疲労特性の優れたばね用鋼、およびその製造方法
JP4427010B2 (ja) 2004-07-05 2010-03-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度調質鋼およびその製造方法
JP2017123347A (ja) 2017-04-12 2017-07-13 三菱電機株式会社 照明ランプ

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02232340A (ja) * 1989-03-02 1990-09-14 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性の優れた高強度部材
JPH02247332A (ja) * 1989-03-20 1990-10-03 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性の優れた高強度部材の製造方法
JPH11201168A (ja) * 1998-01-12 1999-07-27 Nippon Seiko Kk 転がり軸受
US6095692A (en) * 1998-01-12 2000-08-01 Nsk Ltd. Rolling bearing
JP2002069572A (ja) * 2000-08-29 2002-03-08 Nippon Steel Corp 曲げ疲労強度に優れた軟窒化用鋼
WO2011077904A1 (ja) * 2009-12-24 2011-06-30 ヤマハ発動機株式会社 コネクティングロッドおよびそれを備えた単気筒内燃機関ならびに鞍乗型車両
JP2014101565A (ja) * 2012-11-22 2014-06-05 Jfe Bars & Shapes Corp 熱間鍛造後の焼ならし省略可能で、高温浸炭性に優れた肌焼鋼および部品の製造方法
JP2015178673A (ja) * 2014-02-28 2015-10-08 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ

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