JP2017210645A - 高強度鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】低合金で高強度を達成しつつ耐水素脆化特性に優れる高強度鋼を提供する。【解決手段】本発明の高強度鋼は、Ｃが０．４０質量％以上０．６０質量％以下、Ｓｉが１．４質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎが０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒが０．６質量％以上１．６質量％以下、Ｐが０質量％超０．０１５質量％以下、Ｓが０質量％超０．０１５質量％以下、Ａｌが０．０１質量％以上０．１質量％以下、Ｎが０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、Ｏが０質量％超０．００１５質量％以下、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒径が６μｍ以下、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、Ｆｅ量とＣｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、高強度鋼に関する。
輸送機器等に用いられる鋼材は、軽量化、小型化等の観点から高強度化が進められている。一方、鋼材は、拡散性水素が粒界に偏析すると、粒界強度が低下し低温割れが発生しやすくなる。また、耐水素脆化性は、鋼材の引張強度等が高くなれば低下しやすく、例えば引張強度が１２００Ｍｐａを超えると顕著に耐水素脆化性が低下する。そのため、鋼材高強度化を図るためには、耐水素脆化性を向上させることが重要である。また、近年、省資源化の観点から、鋼材における合金元素を低減した低合金高強度鋼の開発が望まれている。これらの要求に対し、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１（特開平８−６０２９１号公報）には、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ等の合金元素添加により耐遅れ破壊特性を向上する技術が開示され、１６８ｋｇｆ／ｍｍ２までの高強度化が達成されている。
また、特許文献２（特開２００９−２８０８３６号公報）には、９０％以上の伸線加工パーライトと１０％以下のフェライト及びベイナイト組織からなるＰＣ鋼線において、表層部の表層Ｈｖ硬さと、表層部より内部の内部Ｈｖ硬さとの比（表層Ｈｖ硬さ／内部Ｈｖ硬さ）を１．１以下とすることが開示されている。このＰＣ鋼線は、引張強さ２０００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたものであり、２４３６ＭＰａまでの高強度が達成されている。
さらに、特許文献３（特許４０２７９５６号公報）には、固溶Ｃ量及びＣｒ含有析出物のＣｒを低減した耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼が開示され、２１７５ＭＰａまでの高強度が達成されている。
また、特許文献４（特許５７６０９７２号公報）には、Ｆｅ系ε炭化物が分散した焼戻しマルテンサイト組織の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼が開示され、２２７０ＭＰａまでの高強度が達成されている。
特許文献１〜４に記載の鋼材は、いずれも耐水素脆化特性を向上する技術であるが、低合金で高強度を達成しつつ高い耐水素脆化特性を確保するという点において改善の余地がある。
本発明は、上記不都合に鑑みてなされたものであり、低合金で高強度を達成しつつ耐水素脆化特性に優れる高強度鋼を提供することを課題とする
本発明者は、低合金で高強度を達成しつつ耐水素脆化性の向上を図ることを目的として鋭意研究を重ねた結果、所定の低合金組成において、炭化物を形成するＦｅ量及びＣｒ量を低減することで、高強度を達成しつつ耐水素脆化性が向上するとの知見を得た。
すなわち、上記課題を解決するためになされた本発明は、Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下、Ｓｉ：１．４質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．６質量％以上１．６質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０１５質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以上０．１質量％以下、Ｎ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、及びＯ：０質量％超０．００１５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒径が６μｍ以下、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、上記Ｆｅ量と上記Ｃｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下である。
本発明によれば、旧オーステナイト粒が粒径６μｍ以下の微細なものであることで、旧オーステナイト粒界を起点とする水素脆性破壊を低減することができる。また、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）を０．８質量％以下とすることで、粗大炭化物量が低減されると共に過飽和したＣ量が低減される結果、破壊特性の低下を抑制できる。さらに、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が０．０５質量％以下であることで、炭化物へのＣｒ固溶量を低減できるため、炭化物の硬度上昇に起因する破壊特性劣化を抑制できる。また、Ｆｅ量とＣｒ量の比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上であるが、この比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が大きいほど炭化物に固溶しているＣｒの割合が低いと言える。そのため、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）が０．０５質量％以下であることと、比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上あることで、炭化物に固溶しているＣｒ量が好適に少なくされており、その結果炭化物の硬度上昇に起因する破壊特性劣化をより好適に抑制できる。これらのことから、当該高強度鋼は、少ない合金元素で高強度を達成しつつ耐水素脆化特性に優れる。
なお、「粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）」は、粒径が０．１μｍ以上の炭化物に含まれるＦｅ及びＣｒの質量をそれぞれ意味する。
本発明によれば、少ない合金元素で高強度を達成しつつ耐水素脆化特性に優れる高強度鋼を提供できる。従って、本発明は輸送機器等の軽量化、小型化等に寄与できる。
以下、本発明に係る高強度鋼を詳説する。
［高強度鋼］
当該高強度鋼は、低合金鋼であり、輸送機器等に好適に用いられるものである。この高強度鋼は、添加すべき化学元素及びその含有量を規定すると共に、鋼中の炭化物を形成するＦｅ質量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ質量Ｗ（Ｃｒ）を制御したところに特徴がある。このような特徴に基づき、当該高強度鋼は、低合金で高強度を達成できると共に耐水素脆化性に優れる。
当該高強度鋼は、低合金鋼であり、輸送機器等に好適に用いられるものである。この高強度鋼は、添加すべき化学元素及びその含有量を規定すると共に、鋼中の炭化物を形成するＦｅ質量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ質量Ｗ（Ｃｒ）を制御したところに特徴がある。このような特徴に基づき、当該高強度鋼は、低合金で高強度を達成できると共に耐水素脆化性に優れる。
当該高強度鋼は、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、Ｆｅ量とＣｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下である。好ましくは、当該高強度鋼は、引張強度が（ＴＳ）が１８００ＭＰａ以上２２００ＭＰａ以下である。
＜旧オーステナイト粒径＞
高強度鋼の水素脆性破壊における金属組織起点と成りやすいのは、旧オーステナイト粒界である。このような粒界起点破壊は、旧オーステナイト粒径の微細化により生じにくくなる。そのため、当該高強度鋼では、旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とし、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下とする。旧オーステナイト粒径は、微細なほど良いと考えられるため下限は設けないが、コスト的に２μｍ程度が現実的である。
高強度鋼の水素脆性破壊における金属組織起点と成りやすいのは、旧オーステナイト粒界である。このような粒界起点破壊は、旧オーステナイト粒径の微細化により生じにくくなる。そのため、当該高強度鋼では、旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とし、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは４μｍ以下とする。旧オーステナイト粒径は、微細なほど良いと考えられるため下限は設けないが、コスト的に２μｍ程度が現実的である。
旧オーステナイト粒径を６μｍ以下に調整する方法は種々あるが、例えばＡｌ元素及びＮ元素の含有量を適正化すると共に焼入れを複数回（例えば３回）繰り返し、２回目以降（例えば２回目及び３回目）の焼入れ温度を１回目の焼入れよりも低い温度（例えば９２５℃以下）にすることで旧オーステナイト粒径を６μｍ以下に調整することができる。
＜Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）＞
焼入れ工程及び焼戻し工程では、焼入れ時に過飽和に固溶したＣ元素が焼戻しの際にＦｅ系炭化物であるε炭化物やセメンタイトとして析出、成長することが広く知られている。Ｃ元素が過飽和に固溶した状態では、鋼材の破壊特性が低く、焼戻しにより炭化物が析出して固溶Ｃが低減することで破壊特性が改善する。よって、炭化物の析出促進が破壊特性改善の糸口になる。しかし、粗大な炭化物は破壊特性を劣化させるため、粗大化は極力抑制する必要がある。
焼入れ工程及び焼戻し工程では、焼入れ時に過飽和に固溶したＣ元素が焼戻しの際にＦｅ系炭化物であるε炭化物やセメンタイトとして析出、成長することが広く知られている。Ｃ元素が過飽和に固溶した状態では、鋼材の破壊特性が低く、焼戻しにより炭化物が析出して固溶Ｃが低減することで破壊特性が改善する。よって、炭化物の析出促進が破壊特性改善の糸口になる。しかし、粗大な炭化物は破壊特性を劣化させるため、粗大化は極力抑制する必要がある。
一方、焼戻し時には、一部の合金元素がＦｅ系炭化物に固溶することも知られており、Ｃｒ元素はその代表的な元素である。Ｃｒ元素が固溶すると炭化物の硬度が上昇し、破壊特性の劣化につながると共に、局所的な耐食性や耐水素脆化特性の低下を招く。
そこで、当該高強度鋼では、粗大炭化物量を減らすべく、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）を鋼全体の０．８質量％以下に制限する。Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）としては、０．６質量％以下が好ましく、０．４質量％以下がより好ましい。また、Ｃｒ元素の固溶を低減するため、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）を鋼全体の０．０５質量％以下に制限する。Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）としては、０．０３質量％以下が好ましく、０．０２質量％以下がより好ましい。なお、Ｆｅ量及びＣｒ量は、いわゆる合金型Ｆｅ量（又は化合物型Ｆｅ量）及び合金型Ｃｒ量（又は化合物型Ｃｒ量）とも称されることがある。
Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）は、化合物（炭化物）の量の指標であり、炭化物のＣｒ元素の濃度を表すには不十分である。Ｃｒ元素の固溶は、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）とＣｒ量Ｗ（Ｆｅ）との比で表されると考えられる。本発明では、Ｆｅ量とＣｒ量の比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）を１５以上とする。この比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が大きいほど炭化物に固溶しているＣｒ元素の割合が低いと言える。比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）は、１８以上が好ましく、２２以上がより好ましい。
Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）及びこれらの比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）を調整する方法は種々あるが、例えばＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）は急速加熱短時間焼戻しを行うと共に、焼戻し温度を５６０℃以下にすることで、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）を０．８質量％以下に制御できる。また、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）及び比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）は、Ｃｒ元素のミクロ偏析があるとＣｒ元素濃度が高くなるため、均質化処理としてソーキング及び鍛造工程を追加し、焼入れ前の組織に依存するＣｒ元素の偏析を軽減するため、複数回繰返し焼入れすると共に、１回目の焼入れ加熱温度を１１００℃以上の高温とすることで、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）を鋼全体の０．０５質量％以下とし、比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）を１５以上とすることができる。
＜水素含有量＞
水素は、鋼材の水素脆化を引き起こすため、製鋼プロセスで極力低減される。鋼材中の水素は、製鋼プロセスでは完全な除去はできないが、製鋼プロセスの後工程でも大気中に自然放出される。しかし、一部の水素は金属組織の欠陥や介在物等にトラップされ、放出されず残存する。通常、トラップされた水素は悪影響が無いとされているが、疲労のような繰返し応力（歪エネルギ）が作用する場合、強固にトラップされた水素（特に介在物にトラップされた水素）がトラップサイトから放出され、引張強度等の機械的特性を劣化させる悪影響を及ぼす。そのため、引張強度等の機械的特性を向上させるためには水素含有量は極微量に管理する必要があり、当該高強度鋼では水素含有量が０．５質量ｐｐｍ以下とされる。水素含有量の上限値としては、０．３５質量ｐｐｍが好ましく、０．２質量ｐｐｍがより好ましい。但し、水素含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。なお、水素含有量は、昇温分析法により測定した値である。また、水素含有量は、製鋼プロセスで、例えば真空脱ガス処理等の脱水素処理により０．５質量ｐｐｍ以下となるように管理され、上述のように製鋼プロセスの後工程においても自然放出されて低減する。
水素は、鋼材の水素脆化を引き起こすため、製鋼プロセスで極力低減される。鋼材中の水素は、製鋼プロセスでは完全な除去はできないが、製鋼プロセスの後工程でも大気中に自然放出される。しかし、一部の水素は金属組織の欠陥や介在物等にトラップされ、放出されず残存する。通常、トラップされた水素は悪影響が無いとされているが、疲労のような繰返し応力（歪エネルギ）が作用する場合、強固にトラップされた水素（特に介在物にトラップされた水素）がトラップサイトから放出され、引張強度等の機械的特性を劣化させる悪影響を及ぼす。そのため、引張強度等の機械的特性を向上させるためには水素含有量は極微量に管理する必要があり、当該高強度鋼では水素含有量が０．５質量ｐｐｍ以下とされる。水素含有量の上限値としては、０．３５質量ｐｐｍが好ましく、０．２質量ｐｐｍがより好ましい。但し、水素含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。なお、水素含有量は、昇温分析法により測定した値である。また、水素含有量は、製鋼プロセスで、例えば真空脱ガス処理等の脱水素処理により０．５質量ｐｐｍ以下となるように管理され、上述のように製鋼プロセスの後工程においても自然放出されて低減する。
＜引張強度（ＴＳ）＞
当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）としては、上述のように１８００ＭＰａ以上２２００ＭＰａ以下が好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の下限値としては、１８５０ＭＰａがより好ましく、１９００ＭＰａがさらに好ましい。一方、当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の上限値としては、２１５０ＭＰａがより好ましく、２１００ＭＰａがさらに好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）が上記範囲であることで、当該高強度鋼は自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができと共に自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。
当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）としては、上述のように１８００ＭＰａ以上２２００ＭＰａ以下が好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の下限値としては、１８５０ＭＰａがより好ましく、１９００ＭＰａがさらに好ましい。一方、当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の上限値としては、２１５０ＭＰａがより好ましく、２１００ＭＰａがさらに好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）が上記範囲であることで、当該高強度鋼は自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができと共に自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。
＜化学元素及びその含有量＞
当該高強度鋼は、以下の化学元素を所定範囲で含有する低合金（省合金）である。
Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下
Ｓｉ：１．４質量％以上３．０質量％以下
Ｍｎ：０．１質量％以上１．０質量％以下
Ｃｒ：０．６質量％以上１．６質量％以下
Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下
Ｓ：０質量％超０．０１５質量％以下
Ａｌ：０．０１質量％以上０．１質量％以下
Ｎ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下
Ｏ：０質量％超０．００１５質量％以下
残部：鉄及び不可避的不純物
当該高強度鋼は、以下の化学元素を所定範囲で含有する低合金（省合金）である。
Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下
Ｓｉ：１．４質量％以上３．０質量％以下
Ｍｎ：０．１質量％以上１．０質量％以下
Ｃｒ：０．６質量％以上１．６質量％以下
Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下
Ｓ：０質量％超０．０１５質量％以下
Ａｌ：０．０１質量％以上０．１質量％以下
Ｎ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下
Ｏ：０質量％超０．００１５質量％以下
残部：鉄及び不可避的不純物
（Ｃ（炭素）元素の含有量）
Ｃ元素は、鉄鋼材料を高強度化するため必須の元素である。本発明が所望とする引張強度を得るために０．４０質量％以上含有させる必要がある。Ｃ元素の含有量の下限値としては、０．４２質量％が好ましく、０．４４質量％がより好ましい。一方、Ｃ元素が過剰になると、残留オーステナイト量が多くなり過ぎ疲労特性が劣化するため、Ｃ元素の含有量は、０．６０質量％以下とされる。Ｃ元素の含有量の上限値としては、０．５８質量％が好ましく、０．５６質量％がより好ましい。
Ｃ元素は、鉄鋼材料を高強度化するため必須の元素である。本発明が所望とする引張強度を得るために０．４０質量％以上含有させる必要がある。Ｃ元素の含有量の下限値としては、０．４２質量％が好ましく、０．４４質量％がより好ましい。一方、Ｃ元素が過剰になると、残留オーステナイト量が多くなり過ぎ疲労特性が劣化するため、Ｃ元素の含有量は、０．６０質量％以下とされる。Ｃ元素の含有量の上限値としては、０．５８質量％が好ましく、０．５６質量％がより好ましい。
（Ｓｉ（ケイ素）元素の含有量）
Ｓｉ元素は、脱酸元素として使用される。このＳｉ元素は、マトリックスを固溶強化すると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させるために有用な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉ元素の含有量は、１．４質量％以上とする。Ｓｉ元素の含有量の下限値としては、１．６質量％が好ましく、１．８質量％がより好ましくい。一方、Ｓｉ元素が過剰になると、破壊特性が低下するので、Ｓｉ元素の含有量は３．０質量％以下とする。Ｓｉ元素の含有量の上限値としては、２．７質量％が好ましく、２．４質量％がより好ましい。
Ｓｉ元素は、脱酸元素として使用される。このＳｉ元素は、マトリックスを固溶強化すると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させるために有用な元素である。このような作用を発揮させるためには、Ｓｉ元素の含有量は、１．４質量％以上とする。Ｓｉ元素の含有量の下限値としては、１．６質量％が好ましく、１．８質量％がより好ましくい。一方、Ｓｉ元素が過剰になると、破壊特性が低下するので、Ｓｉ元素の含有量は３．０質量％以下とする。Ｓｉ元素の含有量の上限値としては、２．７質量％が好ましく、２．４質量％がより好ましい。
（Ｍｎ（マンガン）元素の含有量）
Ｍｎ元素は、脱酸元素として使用される。このＭｎ元素は、焼入れ性を向上させると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させるために有用な元素である。加えて、Ｍｎ元素は、有害元素であるＳをＭｎＳとして固定して害を軽減する。これら効果を得るためには、Ｍｎ元素の含有量は、少なくとも０．１質量％は必要である。Ｍｎ元素の含有量の下限値としては、０．１５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、過剰量のＭｎ元素は凝固偏析により金属組織や材質の不均一性を招き、このような悪影響は高強度鋼ほど顕著になる。従って、Ｍｎ元素の含有量は、１．０質量％以下とする。Ｍｎ元素の含有量の上限値としては、０．８質量％が好ましく、０．４質量％がより好ましい。
Ｍｎ元素は、脱酸元素として使用される。このＭｎ元素は、焼入れ性を向上させると共に、焼戻し軟化抵抗を向上させるために有用な元素である。加えて、Ｍｎ元素は、有害元素であるＳをＭｎＳとして固定して害を軽減する。これら効果を得るためには、Ｍｎ元素の含有量は、少なくとも０．１質量％は必要である。Ｍｎ元素の含有量の下限値としては、０．１５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、過剰量のＭｎ元素は凝固偏析により金属組織や材質の不均一性を招き、このような悪影響は高強度鋼ほど顕著になる。従って、Ｍｎ元素の含有量は、１．０質量％以下とする。Ｍｎ元素の含有量の上限値としては、０．８質量％が好ましく、０．４質量％がより好ましい。
（Ｃｒ（クロム）元素の含有量）
Ｃｒ元素は、耐食性向上に有効と知られており、腐食環境等で耐水素脆化特性が問題になる場合には効果を発揮する。このＣｒ元素は、焼戻し軟化抵抗を向上し、高強度化にも寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒ元素を鋼中に０．６質量％以上含有させる。Ｃｒ元素の含有量の下限値としては、０．７質量％が好ましく、０．８質量％がより好ましい。一方、Ｃｒ元素は、炭化物に固溶しやすい傾向があることが知られているが、過剰にＣｒ元素を添加すると炭化物への固溶が増大し、炭化物の硬度上昇による破壊特性の劣化、局所的な耐食性や耐水素脆化特性の低下を招く。従って、Ｃｒ元素の含有量は、１．６質量％以下とする。Ｃｒ元素の含有量の上限値としては、１．４質量％が好ましく、１．２質量％がより好ましい。
Ｃｒ元素は、耐食性向上に有効と知られており、腐食環境等で耐水素脆化特性が問題になる場合には効果を発揮する。このＣｒ元素は、焼戻し軟化抵抗を向上し、高強度化にも寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒ元素を鋼中に０．６質量％以上含有させる。Ｃｒ元素の含有量の下限値としては、０．７質量％が好ましく、０．８質量％がより好ましい。一方、Ｃｒ元素は、炭化物に固溶しやすい傾向があることが知られているが、過剰にＣｒ元素を添加すると炭化物への固溶が増大し、炭化物の硬度上昇による破壊特性の劣化、局所的な耐食性や耐水素脆化特性の低下を招く。従って、Ｃｒ元素の含有量は、１．６質量％以下とする。Ｃｒ元素の含有量の上限値としては、１．４質量％が好ましく、１．２質量％がより好ましい。
（Ｐ（リン）元素の含有量）
Ｐ元素は、偏析部での靭性特性を低下させるため、その含有量は０．０１５質量％以下とされる。Ｐ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．００８質量％がより好ましい。但し、Ｐ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
Ｐ元素は、偏析部での靭性特性を低下させるため、その含有量は０．０１５質量％以下とされる。Ｐ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．００８質量％がより好ましい。但し、Ｐ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
（Ｓ（硫黄）元素の含有量）
Ｓ元素は、Ｐ元素と同様に偏析部での靭性特性を低下させるため、その含有量は０．０１５質量％以下とされる。Ｓ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．００８質量％がより好ましい。但し、Ｓ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
Ｓ元素は、Ｐ元素と同様に偏析部での靭性特性を低下させるため、その含有量は０．０１５質量％以下とされる。Ｓ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．００８質量％がより好ましい。但し、Ｓ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
（Ａｌ（アルミニウム）元素の含有量）
Ａｌ元素は、脱酸元素として使用されるものであり、固溶状態で存在すると焼戻し軟化抵抗を向上させる。このＡｌ元素は、窒化物を形成し組織微細化にも寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ａｌ元素を０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ元素の含有量の下限値としては、０．０２質量％が好ましく、０．０３質量％がより好ましい。一方、Ａｌ元素を過剰に添加すると、粗大な酸化物や窒化物を形成し、破壊の起点となりやすいため、Ａｌ元素の含有量の上限値を０．１質量％とする。Ａｌ元素の含有量の上限値としては、０．０７質量％が好ましく、０．０４質量％がより好ましい。
Ａｌ元素は、脱酸元素として使用されるものであり、固溶状態で存在すると焼戻し軟化抵抗を向上させる。このＡｌ元素は、窒化物を形成し組織微細化にも寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ａｌ元素を０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ元素の含有量の下限値としては、０．０２質量％が好ましく、０．０３質量％がより好ましい。一方、Ａｌ元素を過剰に添加すると、粗大な酸化物や窒化物を形成し、破壊の起点となりやすいため、Ａｌ元素の含有量の上限値を０．１質量％とする。Ａｌ元素の含有量の上限値としては、０．０７質量％が好ましく、０．０４質量％がより好ましい。
（Ｎ（窒素）元素の含有量）
Ｎ元素は、不可避的に含まれ、Ａｌ元素と窒化物を形成し、組織微細化に寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｎ元素を０．００２質量％以上含有させる。Ｎ元素の含有量の下限値としては、０．００４質量％が好ましく、０．００７質量％がより好ましい。一方、Ｎ元素の過剰添加は粗大な窒化物を形成しやすく、破壊起点となりやすい。よって、Ｎ元素の含有量の上限値を０．０１５質量％とする。Ｎ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。
Ｎ元素は、不可避的に含まれ、Ａｌ元素と窒化物を形成し、組織微細化に寄与する。このような作用を発揮させるためには、Ｎ元素を０．００２質量％以上含有させる。Ｎ元素の含有量の下限値としては、０．００４質量％が好ましく、０．００７質量％がより好ましい。一方、Ｎ元素の過剰添加は粗大な窒化物を形成しやすく、破壊起点となりやすい。よって、Ｎ元素の含有量の上限値を０．０１５質量％とする。Ｎ元素の含有量の上限値としては、０．０１２質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。
（Ｏ（酸素）元素の含有量）
Ｏ元素は、酸化物として不可避的に存在するが、粗大な酸化物や過剰な酸化物は破壊の起点となりやすい。このような悪影響を回避するためＯ元素の含有量の上限値を０．００１５質量％とする。Ｏ元素の含有量の上限値としては、０．００１２質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましく、０．０００７質量％がさらに好ましい。但し、Ｏ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
Ｏ元素は、酸化物として不可避的に存在するが、粗大な酸化物や過剰な酸化物は破壊の起点となりやすい。このような悪影響を回避するためＯ元素の含有量の上限値を０．００１５質量％とする。Ｏ元素の含有量の上限値としては、０．００１２質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましく、０．０００７質量％がさらに好ましい。但し、Ｏ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
（残部）
以上が本発明で規定する含有元素であって、残部は鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｔｉ等が挙げられるが、これらの元素に限定されるものではない。
以上が本発明で規定する含有元素であって、残部は鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｔｉ等が挙げられるが、これらの元素に限定されるものではない。
＜高強度鋼の製造方法＞
本発明の高強度鋼は、上記化学成分量を満たす鋼材に対し、加熱工程、熱間鍛造工程、再加熱工程、焼入れ工程及び焼戻し工程を含むプロセスの実行によって得られる。
本発明の高強度鋼は、上記化学成分量を満たす鋼材に対し、加熱工程、熱間鍛造工程、再加熱工程、焼入れ工程及び焼戻し工程を含むプロセスの実行によって得られる。
（加熱工程）
まず、熱間鍛造前の鋼材の温度を高めることが炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御に有効であり、具体的には加熱温度として１２００℃以上が必要である。加熱温度は好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
まず、熱間鍛造前の鋼材の温度を高めることが炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御に有効であり、具体的には加熱温度として１２００℃以上が必要である。加熱温度は好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
加熱時間については特に規定されるものではないが、加熱の効果を高める観点から、好ましくは２時間以上、より好ましくは５時間以上である。また、経済性の観点から、好ましくは２０時間以下、より好ましくは１５時間以下である。
（熱間鍛造工程）
熱間鍛造工程では、まず、炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御のため、インゴットの軸方向に据え込み鍛造を行う。炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御には少なくとも加工率３０％以上の加工が必要である。ここでの加工率は高さ（厚み）変化率を意味する。加工率は、好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上とする。据え込み鍛造時の加工率の上限については特に規定されるものではないが、負荷荷重の観点から、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下である。
熱間鍛造工程では、まず、炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御のため、インゴットの軸方向に据え込み鍛造を行う。炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御には少なくとも加工率３０％以上の加工が必要である。ここでの加工率は高さ（厚み）変化率を意味する。加工率は、好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上とする。据え込み鍛造時の加工率の上限については特に規定されるものではないが、負荷荷重の観点から、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下である。
続いて元のインゴットの軸方向（先の据え込み方向）と直角かつ、お互いに直角な２方向から加工して軸方向に再度鍛伸する。鍛伸時の加工率は炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御のため、６０％以上とする。ここでの加工率は減面率を意味する。加工率は、好ましくは７０％以上、より好ましくは７５％以上である。鍛伸時の加工率の上限については特に規定されるものではないが、負荷荷重の観点から、好ましくは９９．５％以下、より好ましくは９９％以下である。
また、一連の熱間鍛造は、負荷荷重の観点から、１１００℃以上の温度域で行うことが好ましく、より好ましくは１１５０℃以上である。また、経済性の観点から、１４００℃以下の温度域で行うことが好ましく、より好ましくは１３５０℃以下である。
（再加熱工程）
再加熱工程は、上記熱間鍛造した熱間鍛造材を再加熱する工程である。鍛造後、再度１２００℃以上にて加熱処理を行う。熱間鍛造（多軸熱間鍛造）及び再加熱により、炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御が促進される。再加熱温度は凝固偏析の軽減の観点から、好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。再加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
再加熱工程は、上記熱間鍛造した熱間鍛造材を再加熱する工程である。鍛造後、再度１２００℃以上にて加熱処理を行う。熱間鍛造（多軸熱間鍛造）及び再加熱により、炭化物サイズ低減、及び粗大炭化物中のＦｅ量、Ｃｒ量等の制御が促進される。再加熱温度は凝固偏析の軽減の観点から、好ましくは１２３０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。再加熱温度の上限については特に規定されるものではないが、経済性の観点から、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下である。
再加熱時間については特に規定されるものではないが、加熱の効果を高める観点から、好ましくは５時間以上、より好ましくは７時間以上である。また、経済性の観点から、好ましくは２０時間以下、より好ましくは１５時間以下である。
（焼入れ工程）
焼入れ工程では、Ｃｒ元素の偏析を低減しつつ旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とするために複数回、好ましくは３回行われ、１回目の焼入れ処理は２回目以降の焼入れ処理よりも高温で行われる。例えば、焼入れ工程で３回の焼入れ処理を行う場合、１回目の焼入れ処理は、焼入れ工程前の組織に依存するＣｒ固溶炭化物の粗大化を低減するため、２回目以降の焼入れ処理よりも高い温度、例えば１１００℃以上で実行される。２回目及び３回目の焼入れ処理は、旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とするため、１回目の焼入れ処理よりも低い温度、例えば９５０℃以下で実行される。なお、焼入れ回数としては、２回以上４回以下が好ましい。
焼入れ工程では、Ｃｒ元素の偏析を低減しつつ旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とするために複数回、好ましくは３回行われ、１回目の焼入れ処理は２回目以降の焼入れ処理よりも高温で行われる。例えば、焼入れ工程で３回の焼入れ処理を行う場合、１回目の焼入れ処理は、焼入れ工程前の組織に依存するＣｒ固溶炭化物の粗大化を低減するため、２回目以降の焼入れ処理よりも高い温度、例えば１１００℃以上で実行される。２回目及び３回目の焼入れ処理は、旧オーステナイト粒径を６μｍ以下とするため、１回目の焼入れ処理よりも低い温度、例えば９５０℃以下で実行される。なお、焼入れ回数としては、２回以上４回以下が好ましい。
（焼戻し工程）
焼戻し工程は、炭化物を析出させて固溶Ｃ量を低減することで靭性を強化し、破壊特性を改善するために行われる。このような効果を得るために、焼戻し工程は、例えば４５０℃以上５５０℃以下で１秒以上１０秒以下保持することで行われる。
焼戻し工程は、炭化物を析出させて固溶Ｃ量を低減することで靭性を強化し、破壊特性を改善するために行われる。このような効果を得るために、焼戻し工程は、例えば４５０℃以上５５０℃以下で１秒以上１０秒以下保持することで行われる。
次に、実施例により本発明を具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
＜試験片＞
試験片は、下記表１に示す化学成分組成の供試材を表２及び３に示すプロセスにより高強度化した鋼材から、丸棒試験片及び平板試験片として作成した。丸棒試験片は、高強度化した鋼材に湿式切断加工及び鋼材表面の切削加工を施すことで、直径８ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱状に形成した。一方、平板試験片は、高強度化した鋼材を加工することで長さ６５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚１．５ｍｍに形成した。
試験片は、下記表１に示す化学成分組成の供試材を表２及び３に示すプロセスにより高強度化した鋼材から、丸棒試験片及び平板試験片として作成した。丸棒試験片は、高強度化した鋼材に湿式切断加工及び鋼材表面の切削加工を施すことで、直径８ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱状に形成した。一方、平板試験片は、高強度化した鋼材を加工することで長さ６５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚１．５ｍｍに形成した。
［評価方法］
下記手順に従い、旧オーステナイト粒径、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）、水素含有量、引張強度及び水素脆化特性を評価した。評価結果は表４に示した。
下記手順に従い、旧オーステナイト粒径、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）、Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）、水素含有量、引張強度及び水素脆化特性を評価した。評価結果は表４に示した。
＜旧オーステナイト粒径の測定＞
旧オーステナイト粒径の測定に当たっては、丸棒試験片の横断面（長手方向に垂直な断面）が観察面となるように鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて旧オーステナイト粒界を現出させた。次いで、光学顕微鏡を用いて観察面を４００倍〜１０００倍で、Ｄ／４位置（表面から直径Ｄの１／４の深さ位置）にて任意の５視野を観察し、比較法にて粒度番号を測定し、このときの測定値を粒径に換算して旧オーステナイト粒径とした。
旧オーステナイト粒径の測定に当たっては、丸棒試験片の横断面（長手方向に垂直な断面）が観察面となるように鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液を用いて旧オーステナイト粒界を現出させた。次いで、光学顕微鏡を用いて観察面を４００倍〜１０００倍で、Ｄ／４位置（表面から直径Ｄの１／４の深さ位置）にて任意の５視野を観察し、比較法にて粒度番号を測定し、このときの測定値を粒径に換算して旧オーステナイト粒径とした。
＜Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）＞
Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）は、電解抽出法により測定した。この測定では、先ず丸棒試験片を電解液（１０％ＡＡ系電解液）中にて１００ｍＡで５時間電解処理して母相の金属Ｆｅを電気溶解させた後、電解液から鋼中の化合物を残渣として採取した。このとき、残渣を採取するためのフィルターとしては、メッシュ直径が０．１μｍであるアドバンテック東洋株式会社製のメンブランフィルターを使用した。採取された化合物中のＦｅ及びＣｒの重量を測定し、電気溶解前後の丸棒試験片の重量変化ΔＷ［ｇ］をもとに、化合物を形成しているＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）を鋼中全体に含まれる割合として下記数式に基づいて算出した。なお、下記数式中のＸは、Ｆｅ又はＣｒである。また、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）は、３個以上の丸棒試験片について測定し、それらの平均値とした。さらに、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）の測定結果から、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）を算出した。
Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）は、電解抽出法により測定した。この測定では、先ず丸棒試験片を電解液（１０％ＡＡ系電解液）中にて１００ｍＡで５時間電解処理して母相の金属Ｆｅを電気溶解させた後、電解液から鋼中の化合物を残渣として採取した。このとき、残渣を採取するためのフィルターとしては、メッシュ直径が０．１μｍであるアドバンテック東洋株式会社製のメンブランフィルターを使用した。採取された化合物中のＦｅ及びＣｒの重量を測定し、電気溶解前後の丸棒試験片の重量変化ΔＷ［ｇ］をもとに、化合物を形成しているＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）を鋼中全体に含まれる割合として下記数式に基づいて算出した。なお、下記数式中のＸは、Ｆｅ又はＣｒである。また、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）は、３個以上の丸棒試験片について測定し、それらの平均値とした。さらに、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）の測定結果から、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）を算出した。
Ｗ（Ｘ）＝（Ｗ（Ｘ）／ΔＷ）×１００ （質量％）
＜水素含有量の測定＞
水素含有量は、鋼中水素量は下記の通り測定した。まず、鋼材から小片サンプルを採取し、大気圧イオン化質量分析計（ＡＰＩ−ＭＳ）を用いて、アルゴン流中（１ａｔｍ（１０００ｍｌ／ｍｉｎ））にてサンプルを室温から７２０℃まで１２℃／ｍｉｎで加熱し、放出される水素量の積算値を測定した。
水素含有量は、鋼中水素量は下記の通り測定した。まず、鋼材から小片サンプルを採取し、大気圧イオン化質量分析計（ＡＰＩ−ＭＳ）を用いて、アルゴン流中（１ａｔｍ（１０００ｍｌ／ｍｉｎ））にてサンプルを室温から７２０℃まで１２℃／ｍｉｎで加熱し、放出される水素量の積算値を測定した。
＜引張強度＞
引張強度（ＴＳ）は、万能試験機に丸棒試験片をセットし、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして測定した。
引張強度（ＴＳ）は、万能試験機に丸棒試験片をセットし、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして測定した。
＜耐水素脆化特性＞
水素脆化特性は、平板試験片を用いて陰極チャージ４点曲げ試験により破断寿命を測定することで評価した。陰極チャージ４点曲げ試験は、酸溶液（Ｈ２ＳＯ４濃度が０．５ｍｏｌ／ｌ、ＫＳＣＮ濃度が０．０１ｍｏｌ／ｌ）中で、曲げ応力（１４００ＭＰａ）を負荷した平板試験片を−７００ｍＶの電位で陰極チャージし、チャージ開始から破断までの時間を破断寿命として測定するものであり、この破断寿命を耐水素脆化特性の評価指標とした。破断寿命が１０００ｓｅｃ以上であれば実環境での水素脆化に耐え得ると考えられるため、破断寿命１０００ｓｅｃを基準として耐水素脆化特性を評価した。表４には、破断寿命が１０００ｓｅｃ以上である場合を「Ａ」、１０００ｓｅｃ未満である場合を「Ｂ」として示した。
水素脆化特性は、平板試験片を用いて陰極チャージ４点曲げ試験により破断寿命を測定することで評価した。陰極チャージ４点曲げ試験は、酸溶液（Ｈ２ＳＯ４濃度が０．５ｍｏｌ／ｌ、ＫＳＣＮ濃度が０．０１ｍｏｌ／ｌ）中で、曲げ応力（１４００ＭＰａ）を負荷した平板試験片を−７００ｍＶの電位で陰極チャージし、チャージ開始から破断までの時間を破断寿命として測定するものであり、この破断寿命を耐水素脆化特性の評価指標とした。破断寿命が１０００ｓｅｃ以上であれば実環境での水素脆化に耐え得ると考えられるため、破断寿命１０００ｓｅｃを基準として耐水素脆化特性を評価した。表４には、破断寿命が１０００ｓｅｃ以上である場合を「Ａ」、１０００ｓｅｃ未満である場合を「Ｂ」として示した。
＜評価結果の考察＞
表４より、実施例１〜２０は、所定の化学組成（鋼種Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１０）を有し、かつ旧オーステナイト粒径が６μｍ以下、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、Ｆｅ量とＣｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下であることで、引張強度が１８００ＭＰａ以上２２００ＭＰａ以下という高強度を有し、破断寿命が１０００ｓｅｃ以上の実環境に耐え得る優れた耐水素脆化性を発揮することが確認できた。
表４より、実施例１〜２０は、所定の化学組成（鋼種Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１０）を有し、かつ旧オーステナイト粒径が６μｍ以下、粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、Ｆｅ量とＣｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下であることで、引張強度が１８００ＭＰａ以上２２００ＭＰａ以下という高強度を有し、破断寿命が１０００ｓｅｃ以上の実環境に耐え得る優れた耐水素脆化性を発揮することが確認できた。
これに対し、本発明で規定する組成を満たさない比較例１３〜２４（鋼種Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１２）は、耐水素脆化特性を満足するものではなかった。
また、実施例１〜２０と同様に本発明で規定する組成を満たす場合であっても、比較例１〜１２は旧オーステナイト粒径、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）、Ｆｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）及び水素含有量のうちの少なくとも１つを満たさないため、比較例１〜１２の全てが耐水素脆化特性を満たすものでもなかった。具体的には、比較例４及び１０は旧オーステナイト粒径が大きく、比較例７はＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）が多く、比較例６及び１２はＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が多く、比較例３、５〜７、９、１１及び１２はＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）／Ｃｒ量Ｗ（Ｃｒ）が小さく、比較例１、２及び８は水素含有量が多く、比較例７は引張強度が小さかった。
以上のように、本発明の高強度鋼は、低合金で高強度を達成しつつ耐水素脆化特性に優れる。従って、本発明は自動車等の輸送機器の軽量化、小型化等に寄与できる。
Claims (1)
- Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｓｉ：１．４質量％以上３．０質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上１．０質量％以下、
Ｃｒ：０．６質量％以上１．６質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．０１５質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０１５質量％以下、
Ａｌ：０．０１質量％以上０．１質量％以下、
Ｎ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、及び
Ｏ：０質量％超０．００１５質量％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
旧オーステナイト粒径が６μｍ以下、
粒径が０．１μｍ以上の炭化物を形成するＦｅ量Ｗ（Ｆｅ）及びＣｒ量Ｗ（Ｃｒ）が、それぞれ鋼全体の０．８質量％以下及び０．０５質量％以下、
上記Ｆｅ量と上記Ｃｒ量との比Ｗ（Ｆｅ）／Ｗ（Ｃｒ）が１５以上、
鋼中の水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下
である高強度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016103713A JP2017210645A (ja) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | 高強度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016103713A JP2017210645A (ja) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | 高強度鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017210645A true JP2017210645A (ja) | 2017-11-30 |
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ID=60476705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016103713A Pending JP2017210645A (ja) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | 高強度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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-
2016
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