JP2014043612A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上である。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上である。
【選択図】なし
Description
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材に関し、特に、ＰＣ鋼棒、ばね鋼材等に使用される、高強度で、かつ耐水素脆化特性に優れた中炭素〜高炭素の範囲の鋼材に関する。
従来、土木・建築構造物に用いられるプレストレストコンクリートの緊張材に用いられるＰＣ鋼棒や、ばね鋼材等の中炭素〜高炭素の範囲の高強度鋼材（以下、単に「高強度中〜高炭素鋼材」ともいう。）には、耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼材が要求され、この要求を満たすために種々の技術が提案されている。
例えば、特許文献１のように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢを適正範囲で添加し、Ｓの最大含有量を規定し、また製造方法においては、１５０℃〜４００℃の低温度域で焼戻しを行うことによって、強度範囲が１９００ＭＰａ以上で、かつ高い耐腐食性が得られる鋼材が提案されている。
また、引張強度１４５ｋｇｆ／ｍｍ2以上を有し、耐遅れ破壊特性に優れるＰＣ鋼棒の製造方法として、鋼の熱間圧延において、圧延温度Ｔｆを７００℃≦Ｔｆ≦８５０℃を満たす条件として、３０％以上の圧下率を与えた後水焼入れし、さらに焼戻しを行うに際して、焼戻しを３５０℃以上５００℃以下で行うことにより、旧オーステナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比を２以上とする方法が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
また、平均粒径が５μｍ以下のフェライトと、マルテンサイトあるいは焼戻マルテンサイトを主体の組織とし、フェライトの平均面積率が２０〜４０％であることを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒について、Ａc3温度以上まで急速加熱を行い、減面率２０％以上の加工を短時間で行い、Ａr3以下Ａr1以上の温度から焼入れして製造する方法（例えば、特許文献３参照）等が提案されている。
また、平均粒径が５μｍ以下のフェライトと、マルテンサイトあるいは焼戻マルテンサイトを主体の組織とし、フェライトの平均面積率が２０〜４０％であることを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒について、Ａc3温度以上まで急速加熱を行い、減面率２０％以上の加工を短時間で行い、Ａr3以下Ａr1以上の温度から焼入れして製造する方法（例えば、特許文献３参照）等が提案されている。
しかしながら、特許文献１に記載の鋼材では、懸架ばねにおける跳ね石でのチッピングや、ＰＣ鋼棒での取扱疵などの微小欠陥があると耐遅れ破壊特性が低下する問題があった。
また、特許文献２や３に記載の製造方法では、低温圧延をするため圧延機の剛性を高くする必要があり、設備コスト的に高くなる課題があった。
このようなことから、従来製造されている中〜高炭素鋼材よりも、さらなる低コストで耐遅れ破壊特性に優れた中〜高炭素鋼材を得ることが望まれている。
また、特許文献２や３に記載の製造方法では、低温圧延をするため圧延機の剛性を高くする必要があり、設備コスト的に高くなる課題があった。
このようなことから、従来製造されている中〜高炭素鋼材よりも、さらなる低コストで耐遅れ破壊特性に優れた中〜高炭素鋼材を得ることが望まれている。
そこで、本発明は、従来、製造されている中〜高炭素鋼材よりも、さらなる耐遅れ破壊特性の優れた高強度中〜高炭素鋼材を提供することを課題とするものである。
特に、本発明では、中〜高炭素鋼材において、中心部と表層近傍領域それぞれにおける旧オーステナイト粒径を制御することにより、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材を提供することを課題とする。
特に、本発明では、中〜高炭素鋼材において、中心部と表層近傍領域それぞれにおける旧オーステナイト粒径を制御することにより、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材を提供することを課題とする。
本発明者らは、中〜高炭素鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させることについて鋭意研究した。その結果、中心部の旧オーステナイト粒を微細にすることに加え、表層の旧オーステナイト粒を伸長粒にすることで耐水素脆化特性が向上することを見出して、本発明を完成した。
本発明は、得られた上記知見を基に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
本発明は、得られた上記知見を基に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
[１]質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ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鋼材。
[２]さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一方または双方を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ≧３．５Ｎを満足することを特徴とする上記[１]に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
[３]さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ａｌ：０．００５％〜０．１０％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記[１]又は[２]に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
[４]さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記[１]〜[３]の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
[２]さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一方または双方を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ≧３．５Ｎを満足することを特徴とする上記[１]に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
[３]さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ａｌ：０．００５％〜０．１０％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記[１]又は[２]に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
[４]さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記[１]〜[３]の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れ、かつ引張強度が１４００ＭＰａ以上の高強度鋼材を提供することができる。
特に、本発明の耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材によれば、プレストレストコンクリート柱や杭の高寿命化が図れ、自動車用懸架ばねの高強度化に伴う軽量化による燃費向上に寄与することができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
特に、本発明の耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材によれば、プレストレストコンクリート柱や杭の高寿命化が図れ、自動車用懸架ばねの高強度化に伴う軽量化による燃費向上に寄与することができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
まず、中〜高炭素鋼材の耐遅れ破壊特性の向上について鋭意検討し、それにより得られた本発明者らによる知見について説明する。
本発明者らは、引張強度が１４００ＭＰａ以上の中〜高炭素鋼材の耐遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を得た。即ち、
（ｉ）鋼材表面に取扱疵や跳ね石などによるチッピングがあると著しく耐遅れ破壊特性が低下する。
（ｉｉ）旧オーステナイト粒を微細にすると耐水素脆化特性が向上する。
（ｉｉｉ）更に、表層の旧オーステナイト粒を長手方向に対して伸長化すると耐水素脆化特性が著しく改善する。
（ｉｖ）鋼の熱間圧延において、仕上げ圧延前の温度Ｔｆが８５０℃≦Ｔｆ≦１０００℃で表層を短時間急冷し、表層のみ６５０℃以上８５０℃以下にした状態で圧延することにより、圧延反力が高くならないまま表層組織が伸長したオーステナイト粒になり、更に中心部は再結晶により微細なオーステナイト粒を得ることができる。
本発明者らは、引張強度が１４００ＭＰａ以上の中〜高炭素鋼材の耐遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を得た。即ち、
（ｉ）鋼材表面に取扱疵や跳ね石などによるチッピングがあると著しく耐遅れ破壊特性が低下する。
（ｉｉ）旧オーステナイト粒を微細にすると耐水素脆化特性が向上する。
（ｉｉｉ）更に、表層の旧オーステナイト粒を長手方向に対して伸長化すると耐水素脆化特性が著しく改善する。
（ｉｖ）鋼の熱間圧延において、仕上げ圧延前の温度Ｔｆが８５０℃≦Ｔｆ≦１０００℃で表層を短時間急冷し、表層のみ６５０℃以上８５０℃以下にした状態で圧延することにより、圧延反力が高くならないまま表層組織が伸長したオーステナイト粒になり、更に中心部は再結晶により微細なオーステナイト粒を得ることができる。
以下、本実施形態の耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材について説明する。
本実施形態に係る耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域（以下、単に「中心部」ともいう）の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上である。
まず、本実施形態に係る高強度鋼材における上記組成を限定して理由について詳細に説明する。
本実施形態に係る耐水素脆化特性に優れた高強度鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域（以下、単に「中心部」ともいう）の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上である。
まず、本実施形態に係る高強度鋼材における上記組成を限定して理由について詳細に説明する。
＜Ｃ：０．３０〜０．８０％＞
Ｃは高強度を得るために必要な元素であるため０．３５％以上添加することが必要である。なお、より好ましくは、Ｃ量を０．４０％以上とする。
一方、０．８０％超のＣを添加すると靭性が低下するため、Ｃ量を０．８０％以下とする。また、Ｃを過剰に添加すると所望の強度を得るための焼戻し温度が上昇し、セメンタイト（θ）の生成量が増加し、高強度と高靭性の両立ができなくなることがあるので、上限を０．６０％以下とすることが好ましい。
Ｃは高強度を得るために必要な元素であるため０．３５％以上添加することが必要である。なお、より好ましくは、Ｃ量を０．４０％以上とする。
一方、０．８０％超のＣを添加すると靭性が低下するため、Ｃ量を０．８０％以下とする。また、Ｃを過剰に添加すると所望の強度を得るための焼戻し温度が上昇し、セメンタイト（θ）の生成量が増加し、高強度と高靭性の両立ができなくなることがあるので、上限を０．６０％以下とすることが好ましい。
＜Ｓｉ：０．０５〜２．５０％＞
Ｓｉは鋼の強化やばねのへたり特性の向上に有効な元素である。０．０５％未満であると強度向上に対する効果が少ないため、下限を０．０５％以上とする。なお、好ましくは、１．００％以上である。
一方、２．５０％を超えると、延性が低下し、遅れ破壊特性が低下する。また、懸架ばねの場合は冷間でのコイリング性を著しく低下させるため、上限を２．５０％とした。なお、好ましくは、２．００％以下である。
Ｓｉは鋼の強化やばねのへたり特性の向上に有効な元素である。０．０５％未満であると強度向上に対する効果が少ないため、下限を０．０５％以上とする。なお、好ましくは、１．００％以上である。
一方、２．５０％を超えると、延性が低下し、遅れ破壊特性が低下する。また、懸架ばねの場合は冷間でのコイリング性を著しく低下させるため、上限を２．５０％とした。なお、好ましくは、２．００％以下である。
＜Ｍｎ：０．１０〜２．００％＞
Ｍｎは焼入れ性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要であるが、２．００％を超えて添加すると鋳造時の中心偏析を助長し、靭性が低下し、遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．１０〜２．００％の範囲にする必要がある。なお、好ましくは、下限を０．５０％、上限を１．５０％とする。
Ｍｎは焼入れ性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要であるが、２．００％を超えて添加すると鋳造時の中心偏析を助長し、靭性が低下し、遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．１０〜２．００％の範囲にする必要がある。なお、好ましくは、下限を０．５０％、上限を１．５０％とする。
＜Ｐ：０．０１５％以下＞
＜Ｓ：０．０１５％以下＞
Ｐ及びＳは不純物であり、特にＰは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、靭性を低下させる元素である。Ｐ及びＳの上限は、０．０１５％以下に制限する必要がある。また、Ｐ及びＳは極力低減することが好ましく、好適な上限は０．０１０％以下である。
＜Ｓ：０．０１５％以下＞
Ｐ及びＳは不純物であり、特にＰは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、靭性を低下させる元素である。Ｐ及びＳの上限は、０．０１５％以下に制限する必要がある。また、Ｐ及びＳは極力低減することが好ましく、好適な上限は０．０１０％以下である。
本実施形態においては、更に、Ｔｉ、Ｂを添加し、Ｎの上限を制限することが好ましい。
具体的には、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一方または双方を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ≧３．５Ｎを満足するよう制御することが好ましい。
具体的には、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の一方または双方を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ≧３．５Ｎを満足するよう制御することが好ましい。
＜Ｔｉ：０．１００％以下＞
Ｔｉは鋼中のＮと結合し、ＴｉＮを析出させてＮを固定する元素であり、固溶Ｎ量の低減に寄与する。このように、Ｔｉ添加により固溶Ｎ量の低減を図ることにより、ＢＮの生成が防止され、Ｂの焼入れ性向上効果が得られる。
鋼中のＮを固定するには、Ｔｉを３．５Ｎ以上添加することが好ましい。しかし、０．１００％超のＴｉを添加しても効果が飽和するため、Ｔｉ量の上限は０．１００％以下にすれば良い。また、ＴｉＮ及びＴｉ（ＣＮ）の粗大化による靭性の低下を抑制するには、Ｔｉ量の上限を０．０４０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは鋼中のＮと結合し、ＴｉＮを析出させてＮを固定する元素であり、固溶Ｎ量の低減に寄与する。このように、Ｔｉ添加により固溶Ｎ量の低減を図ることにより、ＢＮの生成が防止され、Ｂの焼入れ性向上効果が得られる。
鋼中のＮを固定するには、Ｔｉを３．５Ｎ以上添加することが好ましい。しかし、０．１００％超のＴｉを添加しても効果が飽和するため、Ｔｉ量の上限は０．１００％以下にすれば良い。また、ＴｉＮ及びＴｉ（ＣＮ）の粗大化による靭性の低下を抑制するには、Ｔｉ量の上限を０．０４０％以下とすることが好ましい。
＜Ｂ：０．００１０〜０．０１００％＞
Ｂは微量の添加で鋼の焼入れ性の向上に寄与する有効な元素であり、旧オーステナイト粒界に偏析して結晶粒界を強化し、靭性を向上する効果も有する。特に、Ｂは、本発明の範囲のＣ量、Ｓｉ量を含有する鋼に添加した場合、更に靭性が向上する効果があるため０．００１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ量のより好適な範囲は０．００１０〜０．００３０％である。なお、Ｂの添加の効果を得るためには、固溶Ｎ量を低減させてＢＮの生成を防止することが好ましい。したがって、Ｎ量の制限と、Ｔｉの添加は極めて有効である。
Ｂは微量の添加で鋼の焼入れ性の向上に寄与する有効な元素であり、旧オーステナイト粒界に偏析して結晶粒界を強化し、靭性を向上する効果も有する。特に、Ｂは、本発明の範囲のＣ量、Ｓｉ量を含有する鋼に添加した場合、更に靭性が向上する効果があるため０．００１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ量のより好適な範囲は０．００１０〜０．００３０％である。なお、Ｂの添加の効果を得るためには、固溶Ｎ量を低減させてＢＮの生成を防止することが好ましい。したがって、Ｎ量の制限と、Ｔｉの添加は極めて有効である。
＜Ｎ：０．０１００％以下＞
Ｎは不純物であり、０．０１００％以下に制限することが好ましい。また、Ｎの含有量が少ないほどＴｉの添加量を少なくすることができ、生成するＴｉＮの量も少なくなる。したがって、Ｎはできるだけ低減することが好ましく、好適な上限は０．００６０％以下である。
Ｎは不純物であり、０．０１００％以下に制限することが好ましい。また、Ｎの含有量が少ないほどＴｉの添加量を少なくすることができ、生成するＴｉＮの量も少なくなる。したがって、Ｎはできるだけ低減することが好ましく、好適な上限は０．００６０％以下である。
本実施形態においては、更に、焼入れ性の向上に寄与するＭｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を選択的に含有させても良い。
＜Ｍｏ：０．０５〜１．００％＞
Ｍｏは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｍｏの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
Ｍｏは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｍｏの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
＜Ｃｒ：０．０５〜１．５０％＞
Ｃｒは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．５０％超を添加すると靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒの含有量は０．０５〜１．５０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．８０％である。
Ｃｒは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．５０％超を添加すると靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒの含有量は０．０５〜１．５０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．８０％である。
＜Ｎｉ：０．０５〜１．００％＞
Ｎｉは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｎｉの含有量は０．０５〜１．００％と範囲することが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
Ｎｉは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｎｉの含有量は０．０５〜１．００％と範囲することが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
＜Ｃｕ：０．０５〜１．００％＞
Ｃｕは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると熱間延性が低下し、連続鋳造や熱間圧延時の割れ、キズなどの発生を助長し、鋼の製造性を損なうことがある。したがって、Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．００％の範囲にすることが好ましく、好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
Ｃｕは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると熱間延性が低下し、連続鋳造や熱間圧延時の割れ、キズなどの発生を助長し、鋼の製造性を損なうことがある。したがって、Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．００％の範囲にすることが好ましく、好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
＜Ａｌ：０．００５％〜０．１０％＞
Ａｌは、脱酸元素である。また、Ａｌは、Ｎと化合してＡｌＮとして析出する元素である。ＡｌＮは、高温度域でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果がある。しかしながら、鋼線材の延性の低下を抑制するＡｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果を得ることができない。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超では、多量の硬質で変形能を有さないアルミナ系非金属介在物が形成されて、鋼線材の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．００５％〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましいＡｌ含有量は、０．００５％〜０．０５０％である。
Ａｌは、脱酸元素である。また、Ａｌは、Ｎと化合してＡｌＮとして析出する元素である。ＡｌＮは、高温度域でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果がある。しかしながら、鋼線材の延性の低下を抑制するＡｌ含有量が０．００５％未満では、上記効果を得ることができない。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超では、多量の硬質で変形能を有さないアルミナ系非金属介在物が形成されて、鋼線材の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．００５％〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましいＡｌ含有量は、０．００５％〜０．０５０％である。
本実施形態においては、更に、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与する、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％の一方又は双方を含有させても良い。
＜Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％＞
Ｎｂは、旧オーステナイト粒の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０１０％以上添加することが好ましいが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．０１０〜０．１００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．０１５〜０．０４０％である。
Ｎｂは、旧オーステナイト粒の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０１０％以上添加することが好ましいが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．０１０〜０．１００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．０１５〜０．０４０％である。
＜Ｖ：０．０５〜０．４０％＞
Ｖは、旧オーステナイト粒の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．４０％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｖの含有量は、０．０５〜０．４０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．３５％である。
Ｖは、旧オーステナイト粒の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．４０％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｖの含有量は、０．０５〜０．４０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．３５％である。
次に、本実施形態に係る高強度鋼材の組織について説明する。
本実施形態に係る高強度鋼材の組織は、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上である。
本実施形態に係る高強度鋼材の組織は、マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上である。
＜マルテンサイト組織分率：９５％以上＞
マルテンサイトは、強度を得るために必須の組織である。本発明の場合には、体積率で９５％以上のマルテンサイト組織とすることで優れた特性が得られる。すなわち、マルテンサイトの体積率が９５％未満では、強度の上昇に寄与しない残留オーステナイト相等の未変態相や、炭化物等の析出物の量が多くなりすぎて、１４００ＭＰａ以上の高強度化の達成は困難となる。
マルテンサイトは、強度を得るために必須の組織である。本発明の場合には、体積率で９５％以上のマルテンサイト組織とすることで優れた特性が得られる。すなわち、マルテンサイトの体積率が９５％未満では、強度の上昇に寄与しない残留オーステナイト相等の未変態相や、炭化物等の析出物の量が多くなりすぎて、１４００ＭＰａ以上の高強度化の達成は困難となる。
鋼材の金属組織の観察は、試料にピクリン酸を用いた化学腐食を施した後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察すればよい。鋼線材の長手方向と垂直な断面（Ｃ断面）を観察面とし、ＳＥＭにより５００倍の倍率で、少なくとも５視野の金属組織写真を撮影し、画像解析によりマルテンサイト面積率の平均値を求めればよい。
旧オーステナイト粒径は延性及び耐遅れ破壊特性を向上させる上で、非常に重要なパラメータであることを見いだした。つまり、表層、及び中心部の旧オーステナイト粒径を制御することにより、延性と確保しつつ、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。
中心部の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であると延性が向上するとともに、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。しかしながら、中心部の旧オーステナイト粒径が２０μｍ超になると粒界面積が減少し、ＰやＳなどの粒界偏析元素の濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。
また、表層から深さ１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒を４０μｍ以下とし、かつアスペクト比が１．５以上である伸長粒とすると耐遅れ破壊特性が著しく改善する。しかしながら、この伸長粒の形成領域が表層から深さ１ｍｍを超えると圧延時の圧延反力が大きくなり圧延形状の制御が難しくなりコスト的に不利となる。したがって、旧オーステナイト粒径は、中心部が２０μｍ以下で、さらに表層から深さ１ｍｍ以下の領域においてはアスペクト比１．５以上かつ４０μｍ以下と限定した。
中心部の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であると延性が向上するとともに、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。しかしながら、中心部の旧オーステナイト粒径が２０μｍ超になると粒界面積が減少し、ＰやＳなどの粒界偏析元素の濃度が高くなり、耐遅れ破壊特性が低下する。
また、表層から深さ１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒を４０μｍ以下とし、かつアスペクト比が１．５以上である伸長粒とすると耐遅れ破壊特性が著しく改善する。しかしながら、この伸長粒の形成領域が表層から深さ１ｍｍを超えると圧延時の圧延反力が大きくなり圧延形状の制御が難しくなりコスト的に不利となる。したがって、旧オーステナイト粒径は、中心部が２０μｍ以下で、さらに表層から深さ１ｍｍ以下の領域においてはアスペクト比１．５以上かつ４０μｍ以下と限定した。
鋼材の旧オーステナイト粒の観察は、ナイタール溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、塩化第１鉄およびシュウ酸を添加したものを腐食液として用いて試料を化学腐食を施した後、光学顕微鏡で観察すればよい。鋼線材の長手方向と垂直な断面（Ｃ断面）を観察面とし、光学顕微鏡により１０００倍の倍率で、少なくとも５視野（中心部において１視野、及び中心からｄ／４部において４視野、計５視野）の金属組織写真を撮影し、切断法により旧オーステナイト粒径の平均値を求めればよい。
上述してきた耐遅れ破壊特性は、鋼材の限界拡散性水素量で評価を行った。
まず図２に示す形状の遅れ破壊試験用の試験片１を用意し、水素を侵入（チャージ）させた。水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて行い、チャージ電流を変化させることによって、水素レベル（侵入水素量）を変化させた。続いて、水素チャージした遅れ破壊試験片１の表面に、拡散性水素の逃散を防止するため、Ｃｄめっきを施し、試験片１内部の水素濃度を均質化するため、室温で３時間放置した。
まず図２に示す形状の遅れ破壊試験用の試験片１を用意し、水素を侵入（チャージ）させた。水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて行い、チャージ電流を変化させることによって、水素レベル（侵入水素量）を変化させた。続いて、水素チャージした遅れ破壊試験片１の表面に、拡散性水素の逃散を防止するため、Ｃｄめっきを施し、試験片１内部の水素濃度を均質化するため、室温で３時間放置した。
その後、図３に示す遅れ破壊試験機を用いて、試験片１に引張強度の９０％の引張荷重を負荷する定荷重遅れ破壊試験を行った。なお、図３に示す試験機では、試験片１に引張加重を付加するに際し、支点３を支点とするテコの一方の端にバランスウェイト２を設置し、他方の端に試験片１を設置して行った。なお、図２に示す試験片１を図３に示すような試験機に設置する際は、試験片１の左端が上部（治具４側）に配置されるよう設置した。
そして、図４に示すように、定荷重遅れ破壊試験を１００時間以上行って破断しなかった試験片１の拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。なお、試験片１の拡散性水素量は、図１に示すような、昇温法による水素分析の水素放出速度曲線より求めた。具体的には、遅れ破壊試験片１を１００℃／ｈの昇温速度で昇温加熱し、室温から４００℃までに放出された水素量の積算値を、ガスクロマトグラフにより測定することにより求めた。
そして、図４に示すように、定荷重遅れ破壊試験を１００時間以上行って破断しなかった試験片１の拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。なお、試験片１の拡散性水素量は、図１に示すような、昇温法による水素分析の水素放出速度曲線より求めた。具体的には、遅れ破壊試験片１を１００℃／ｈの昇温速度で昇温加熱し、室温から４００℃までに放出された水素量の積算値を、ガスクロマトグラフにより測定することにより求めた。
次に、本実施形態の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法を以下に説明する。
圧延温度が８５０℃を超えると圧延時の再結晶が顕著になり、特に中心部の旧オーステナイト粒を微細化できるため、仕上げ圧延前の温度を８５０℃以上にする。当該温度条件にした後、表層を水冷もしくはミスト冷却等で短時間急冷させて表層のみを未再結晶温度域の６５０℃〜８５０℃に低下させた後直ちに仕上げ圧延する。このように仕上圧延入り側の表層温度を制御することで表層から深さ１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒を伸長化させることができる。
なお、旧オーステナイト粒のアスペクト比を１．５以上にするには、２０％以上の減面率とすることが好ましい。
仕上げ圧延後、直ちに水冷等で焼入れし、その後延性を確保するために３５０℃〜７００℃で焼き戻しを行うことで、上記成分組成および鋼組織を有し、且つ引張強度が１４００ＭＰａ以上を得ることが可能となる。引張強度が１４００ＭＰａ未満では、高強度化による軽量化やコストメリットを得ることが困難となる。ばね成形が著しく困難となる。
なお、旧オーステナイト粒のアスペクト比を１．５以上にするには、２０％以上の減面率とすることが好ましい。
仕上げ圧延後、直ちに水冷等で焼入れし、その後延性を確保するために３５０℃〜７００℃で焼き戻しを行うことで、上記成分組成および鋼組織を有し、且つ引張強度が１４００ＭＰａ以上を得ることが可能となる。引張強度が１４００ＭＰａ未満では、高強度化による軽量化やコストメリットを得ることが困難となる。ばね成形が著しく困難となる。
以上説明した製造方法により、本実施形態に係る高強度鋼材を製造することができる。
上記製造方法は、本発明の一態様にすぎず、特に限定しない。つまり、仕上げ圧延前の温度もしくは加工処理前の再加熱温度を８５０℃以上にすることが重要であり、他の条件等については、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、適宜決定してよい。
上記製造方法は、本発明の一態様にすぎず、特に限定しない。つまり、仕上げ圧延前の温度もしくは加工処理前の再加熱温度を８５０℃以上にすることが重要であり、他の条件等については、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、適宜決定してよい。
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。なお、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
まず、表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。次に、表２に示す圧延条件で熱間圧延し、直径ｄが１３ｍｍの鋼材形状とした。なお、仕上げ圧延前の温度とした後は、鋼材表層を急冷させて仕上圧延入り側表層温度となるようした。
次に、上記鋼材を矯直加工し、直棒にした後に引張試験片および図２に示す遅れ破壊試験片に切り出した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の試験方法に準拠して行い、遅れ破壊試験は、上述したように、図３に示す遅れ破壊試験機を用いて、試験片に引張強度の９０％の引張荷重を負荷する定荷重遅れ破壊試験により行った。耐遅れ破壊特性の評価については、鋼材の限界拡散性水素量を測定し、１．００ｍａｓｓ ｐｐｍ以上を良好として評価した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の試験方法に準拠して行い、遅れ破壊試験は、上述したように、図３に示す遅れ破壊試験機を用いて、試験片に引張強度の９０％の引張荷重を負荷する定荷重遅れ破壊試験により行った。耐遅れ破壊特性の評価については、鋼材の限界拡散性水素量を測定し、１．００ｍａｓｓ ｐｐｍ以上を良好として評価した。
表１に示したように、本発明の製造Ｎｏ．１〜１６の鋼材は、比較例に比べて高強度であるとともに、耐遅れ破壊特性に優れている。
一方、製造Ｎｏ．１７はＣ量、Ｎｏ．１９はＳｉが本発明の範囲未満であるため、焼入れ性が低く強度が１４００ＭＰａ未満である。製造Ｎｏ．１８、２０、２１、２２、２３はそれぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量が本発明の範囲を超えているので耐遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２４は仕上げ圧延前温度が低く、中心部が再結晶していないため、中心部旧オーステナイト粒径が大きく、耐遅れ破壊特性が低い例である。製造Ｎｏ．２５は仕上げ圧延入り側の表層温度が高く、再結晶しているため、旧オーステナイト粒伸長化しておらず、アスペクト比が低いため、遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２６は仕上げ圧延の圧下率（減面率）が低いため、旧オーステナイト粒が旧オーステナイト粒伸長化しておらず、アスペクト比が低いため、遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２７は強度が不足している。これは焼入れ性が不十分であったと考えられ、焼入れ中に全てがマルテンサイトに変態せずにマルテンサイト分率が低くなり、フェライトやベイナイトが一部生成し、その結果、強度が低くなったと考えられる。
一方、製造Ｎｏ．１７はＣ量、Ｎｏ．１９はＳｉが本発明の範囲未満であるため、焼入れ性が低く強度が１４００ＭＰａ未満である。製造Ｎｏ．１８、２０、２１、２２、２３はそれぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量が本発明の範囲を超えているので耐遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２４は仕上げ圧延前温度が低く、中心部が再結晶していないため、中心部旧オーステナイト粒径が大きく、耐遅れ破壊特性が低い例である。製造Ｎｏ．２５は仕上げ圧延入り側の表層温度が高く、再結晶しているため、旧オーステナイト粒伸長化しておらず、アスペクト比が低いため、遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２６は仕上げ圧延の圧下率（減面率）が低いため、旧オーステナイト粒が旧オーステナイト粒伸長化しておらず、アスペクト比が低いため、遅れ破壊特性が低い。製造Ｎｏ．２７は強度が不足している。これは焼入れ性が不十分であったと考えられ、焼入れ中に全てがマルテンサイトに変態せずにマルテンサイト分率が低くなり、フェライトやベイナイトが一部生成し、その結果、強度が低くなったと考えられる。
１ 試験片
２ 支点
３ バランスウェイト
４ 治具
２ 支点
３ バランスウェイト
４ 治具
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
マルテンサイト組織分率が９５％以上であり、
直径をｄ（ｍｍ）とした場合、中心部からｄ／４（ｍｍ）の領域の旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であり、
表層〜１ｍｍ以内の領域の旧オーステナイト粒径が４０μｍ以下でかつ長手方向と軸方向のアスペクト比が１．５以上であり、
引張強度が１４００ＭＰａ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鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００１０〜０．０１００％
の一方又は双方を含有し、
Ｎ：０．０１００％以下
に制限し、ＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ≧３．５Ｎ
を満足することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０５〜１．００％、
Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．００％、
Ｃｕ：０．０５〜１．００％、
Ａｌ：０．００５％〜０．１０％
のうちの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に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
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