JP2018150583A - 高強度低合金鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】高価な合金元素の含有量が低く、引張強さが1500MPa以上で、耐水素脆化特性に優れ、自動車、産業機械、建築構造物等に用いるのに好適な、高強度低合金鋼材を提供する。【解決手段】化学組成が、質量％で、C：0.60％超〜1.0％、Si：1.2〜2.0％、Mn：0.30〜1.0％未満、Cr：0.5〜1.5％、Al：0.005〜0.10％、Mo：0〜0.30％未満、Ti：0〜0.10％、Nb：0〜0.10％、V：0〜0.10％、Zr：0〜0.20％、残部：Fe及び不純物で、不純物としてのP、S、N及びOが、P≦0.030％、S≦0.030％、N≦0.030％及びO≦0.010％で、金属組織が、旧オーステナイト結晶粒がJIS粒度番号6.0以上で、面積率(Ｓγ)で5〜20％の残留オーステナイトを含み、かつ、Ｓｆ−Ｓγ：5〜15％、を満たす、高強度低合金鋼材。但し、上記のＳｆは、全組織に対して、C濃度が1.0〜2.0％の領域の面積率を表す。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度低合金鋼材、特に、引張強さが１５００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れ、自動車、産業機械、建築構造物等に用いるのに好適な、高強度低合金鋼材に関する。

近年、軽量化、機能等の観点から引張強さが１０００ＭＰａを超えるような高強度鋼材が使用される傾向にある。しかし、鉄鋼材料は引張強さが１０００ＭＰａを超えると、水素脆化が深刻な問題となる。水素脆化とは、鉄鋼材料中に水素が侵入することにより機械特性が元の値よりも劣化する現象である。なお、水素はその原子半径が全元素中最小であることから鉄鋼材料中への侵入は不可避である。

耐水素脆化特性に優れた高強度の鉄鋼材料およびその製造方法に関して、例えば、特許文献１に、水素脆化特性の１形態である遅れ破壊特性を抑止した技術が開示されている。具体的には、特定量のＣを含有する鋼材からなり、ベイナイト組織の面積率を８０％以上とし、その後、強伸線加工することによって１２００ＭＰａ（１２００Ｎ／ｍｍ²）以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有するようにした、耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線に関する技術が開示されている。なお、特許文献１には、上述の化学組成を有する鋼を熱間圧延または鍛造した後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度から１℃／秒以下の平均冷却速度で２００秒以上かけて冷却し、その後に強伸線加工を行う製造方法が示されている。

特開２００２−２４１８９９号公報

矢澤武男ら：鉄と鋼、Ｖｏｌ．８３（１９９７）Ｎｏ．１、ｐｐ．６０−６５

特許文献１で開示された高強度鋼線は、破断限界水素濃度の観点から耐水素脆化特性に改善の余地がある。

本発明は、高価な合金元素の含有量が低く、しかも引張強さが１５００ＭＰａ以上で、耐水素脆化特性に優れる、自動車、産業機械、建築構造物等に用いるのに好適な、高強度低合金鋼材を提供することを目的とする。

本発明の要旨は、下記に示す高強度低合金鋼材にある。

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．６０％を超えて１．０％以下、
Ｓｉ：１．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．３０％以上１．０％未満、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％未満、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．２０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、
旧オーステナイト結晶粒がＪＩＳ粒度番号６．０以上で、
面積率（Ｓγ）で５〜２０％の残留オーステナイトを含み、かつ、
Ｓｆ−Ｓγ：５〜１５％、を満たす、
高強度低合金鋼材。
但し、上記のＳｆは、全組織に対して、炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率を表す。

（２）質量％で、
Ｍｏ：０．０５％以上で０．３０％未満を含有する、
上記（１）に記載の高強度低合金鋼材。

（３）質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、および、
Ｚｒ：０．０１０〜０．２０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の高強度低合金鋼材。

本発明の高強度低合金鋼材は、高価な合金元素の含有量が低く、引張強さが１５００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れるため、自動車、産業機械、建築構造物等に好適に用いることができる。

実施例において、倍率１０００倍の光学顕微鏡で観察した金属組織の一例を模式的に示す図である。図において旧オーステナイト結晶粒界を覆うように白く現出しているものがフェライトで、それ以外はラス状のベイニティックフェライト、残留オーステナイトおよび加工誘起マルテンサイトである。なお、図中の「ＢＦ」、「γ」および「Ｍ」はそれぞれ、ベイニティックフェライト、オーステナイトおよび加工誘起マルテンサイトを指す。 実施例で耐水素脆化特性の評価のために用いた切欠き付引張試験片の形状を示す図である。図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．６０％を超えて１．０％以下
Ｃは、本発明において最も重要な元素である。Ｃは、同じ強度でも吸蔵水素濃度を低減する作用があるので、Ｍｏ、Ｎｉ等の高価な元素の含有量を低くしても、耐水素脆化特性を向上させることができる。Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、Ｍｎと同様、残留オーステナイトの確保に有効な元素であるが、Ｍｎとは異なって耐水素脆化特性を劣化させにくい。鋼材のＣ含有量が高くなると、オーステナイト中に濃化するＣ量が多くなり、安定な残留オーステナイトが得られるため、耐水素脆化特性が向上すると推定される。また、Ｃは、高強度の確保に重要な元素であり、過剰な冷間加工を施さなくても強度を担保できるため、冷間加工により導入する転位が少なくてすみ、耐水素脆化特性を低下させにくい。このため、Ｃは０．６０％を超えて含有させなくてはならない。加えてＣには、金属組織が、本発明で規定する、旧オーステナイト結晶粒がＪＩＳ粒度番号６．０以上で、面積率（Ｓγ）で５〜２０％の残留オーステナイトを含み、かつ、前述の「Ｓｆ−Ｓγ：５〜１５％」を満たす場合の高強度低合金鋼材において、残部組織を、高強度を確保しやすく耐水素脆化特性にも優れる、後述のベイニティックフェライトにする効果もある。一方、Ｃの含有量が増えて１．０％を超えると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．６０％を超えて１．０％以下とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．６５％、また望ましい上限は０．８０％である。

Ｓｉ：１．２〜２．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有し、強度の向上作用もある。強度の向上は１５００ＭＰａ以上の引張強さの確保に有効である。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制して残留オーステナイトを確保しやすくするので、安定して多量の残留オーステナイトを得るために重要な元素である。これらの効果を得るには、Ｓｉの含有量は１．２％以上とする必要がある。一方、２．０％を超えてＳｉを含有させてもその効果は飽和することに加え、靱性の劣化が生じる。したがって、Ｓｉの含有量を１．２〜２．０％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は１．３％、また、望ましい上限は１．５％である。

Ｍｎ：０．３０％以上１．０％未満
Ｍｎは、強度を向上させる作用を有する。また、Ｍｎには、Ｓと結合して硫化物を形成し、Ｓの粒界偏析を抑制して耐水素脆化特性を向上する効果もある。加えて、オーステナイト安定化元素であるＭｎには、残留オーステナイトを確保しやすくする効果もある。これらの効果を得るには、Ｍｎの含有量は０．３０％以上とする必要がある。一方で、Ｍｎを過剰に含有させると粒界に偏析し、粒界割れ型の水素脆性破壊を促進する。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０％以上１．０％未満とする。Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．４０％、また、望ましい上限は０．６０％である。

Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを０．５％以上含有させる必要がある。一方で、Ｃｒを過剰に含有させると靱性の劣化が生じる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜１．５％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は０．８％、また、望ましい上限は１．２％である。

Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。この効果を十分に確保するためにはＡｌを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌを０．１０％を超えて含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．１０％とする。なお、本発明のＡｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（所謂「ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。

Ｍｏ：０〜０．３０％未満
Ｍｏは、Ｆｅ炭化物の安定性を高めて、耐水素脆化特性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、本発明では、Ｃ等の他の元素の含有量および金属組織を適正化することで良好な耐水素脆化特性を確保することができるし、Ｍｏが非常に高価な元素であるため、Ｍｏの多量の含有は経済性を大きく損なうことになる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量を０．３０％未満とする。Ｍｏ含有量の上限は、０．２８％であることが望ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｏ含有量の下限は、０．０５％であることが望ましく、０．１０％であることが一層望ましい。

Ｔｉ：０〜０．１０％
Ｔｉは、Ｃまたは／およびＮと結合し、微細な析出物を形成し、旧オーステナイト結晶粒を微細化して耐水素脆化特性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させると、析出物の量が増大し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．１０％とする。Ｔｉ含有量の上限は、０．０８％であることが望ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００５％であることが望ましく、０．０３％であることが一層望ましい。

Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合し、微細な析出物を形成し、旧オーステナイト結晶粒を微細化して耐水素脆化特性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＮｂを含有させると、析出物の量が増大し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を０．１０％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．００５％であることが望ましく、０．０３％であることが一層望ましい。

Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは、Ｃまたは／およびＮと結合し、微細な析出物を形成し、旧オーステナイト結晶粒を微細化して耐水素脆化特性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＶを含有させても、旧オーステナイト結晶粒を微細にする効果は飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、含有させる場合のＶ含有量の上限を０．１０％とする。Ｖ含有量の上限は、０．０８％であることが望ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｖ含有量の下限は、０．００５％であることが望ましく、０．０３％であることが一層望ましい。

Ｚｒ：０〜０．２０％
Ｚｒは、Ｃまたは／およびＮと結合し、微細な析出物を形成し、旧オーステナイト結晶粒を微細化して耐水素脆化特性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、０．２０％を超える量のＺｒを含有させると、析出物の量が増大し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量の上限を０．２０％とする。Ｚｒ含有量の上限は、０．１２％であることが望ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量の下限は、０．０１０％であることが望ましく、０．０６％であることが一層望ましい。

上記のＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒを複合して含有させる場合の合計量は、０．０８％以下であることが望ましい。

本発明に係る高強度低合金鋼材は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下である化学組成を有する。

ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として含有され、粒界に偏析して靱性および／または耐水素脆化特性を低下させる。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると上記の悪影響が顕著になる。このため、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。Ｐの含有量は極力低いことが望ましい。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有され、Ｐと同様に粒界に偏析して耐水素脆化特性を低下させる。Ｓの含有量が０．０３０％を超えると上記の悪影響が顕著になる。このため、Ｓの含有量を０．０３０％以下とする。Ｓの含有量は極力低いことが望ましい。

Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、不純物として含有され、その含有量が過剰になって０．０３０％を超えると靱性の劣化が顕著になる。したがって、Ｎの含有量を０．０３０％以下とする。Ｎの含有量は極力低いことが望ましい。

Ｏ：０．０１０％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として含有され、Ａｌと結びついて酸化物を形成する。その含有量が多くなって０．０１０％を超えると、酸化物が過剰に形成されて靱性が低下する等の問題が生じる。したがって、Ｏの含有量を０．０１０％以下とする。Ｏの含有量は極力低いことが望ましい。

（Ｂ）金属組織について：
上記（Ａ）項で述べた化学組成を有する本発明の高強度低合金鋼材は、金属組織が、旧オーステナイト結晶粒がＪＩＳ粒度番号６．０以上で、面積率（Ｓγ）で５〜２０％の残留オーステナイトを含み、かつ、前述の「Ｓｆ−Ｓγ：５〜１５％」を満たす、高強度低合金鋼材である。なお、既に述べたように、上記のＳｆは、全組織に対して、炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率を表す。

旧オーステナイト結晶粒がＪＩＳ粒度番号６．０未満の場合には、冷間での加工が困難になり１５００ＭＰａの引張強さが得られない。また、十分な耐水素脆化特性も得られない。したがって、旧オーステナイト結晶粒をＪＩＳ粒度番号６．０以上とする。旧オーステナイト結晶粒は、その粒度番号が大きければ大きいほど（つまり、旧オーステナイト結晶粒が小さければ小さいほど）望ましいが、工業的な製造ではＪＩＳ粒度番号１２．５程度がその上限になる。

残留オーステナイトは、水素トラップ作用を有して耐水素脆化特性の向上に寄与するため、良好な耐水素脆化特性を得るために必要な組織である。

残留オーステナイトの水素トラップ作用による耐水素脆化特性の向上効果を得るには、残留オーステナイトの面積率（Ｓγ）は５％以上とする必要がある。耐水素脆化特性の観点からは残留オーステナイトの面積率（Ｓγ）は高ければ高いほど良いが、２０％を超えると、上記（Ａ）項で述べた化学組成では、引張強さで１５００ＭＰａ以上という高強度を得るのが難しくなる。したがって、残留オーステナイトの面積率（Ｓγ）を５〜２０％とする。なお、本発明で規定する「残留オーステナイトの面積率（Ｓγ）」とは、後述の実施例で詳しく述べるように、非特許文献１に準拠した方法でＸ線回折測定を実施した結果から算出した値を指す。

加えて、全組織に対して炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率をＳｆとした時に、上記（Ａ）項で述べた化学組成では、「Ｓｆ−Ｓγ」が５％以上を満たさなければ、優れた耐水素脆化特性を劣化させることなく、引張強さで１５００ＭＰａ以上という高強度を得るのが難しくなる。一方で、「Ｓｆ−Ｓγ」が１５％以下を満たさなければ、冷間での加工時の割れが増え、１５００ＭＰａ以上の引張強さの鋼材を安定して製造するのが難しくなる。したがって、「Ｓｆ−Ｓγ」を５〜１５％とする。

全組織に対して炭素濃度が１．０〜２．０％の領域は、冷間での加工前に残留オーステナイトであった領域である。ここで、本発明で規定する上記領域の面積率「Ｓｆ」とは、後述の実施例で詳しく述べるように、電子プローブマイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ、以下「ＥＰＭＡ」という。）で炭素濃度分布の測定を行った結果から求めた値を指す。したがって、面積率「Ｓｆ−Ｓγ」が示すのは、上記冷間加工によって生じた加工誘起マルテンサイトの面積率であると考えられる。

加工誘起マルテンサイトは残留オーステナイトから変態誘起塑性によって変態して生じたマルテンサイトで、冷間加工前の残留オーステナイト中の高炭素化学組成を受け継ぐ。よって、その炭素濃度から非常に高強度であり、高強度を安定して得るために必要な組織である。加えて、微細分散していること、周りの組織に対して強度が高いため応力がかかってもほとんど変形しないこと、加工誘起マルテンサイトの隣には必ず耐水素脆化特性に強い残留オーステナイトが存在することなどから、高強度であるにも関わらず耐水素脆化特性を劣化させない。

なお、本発明者らは、冷間加工前の材料において、１０μｍ×１０μｍの同一視野で電子線後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、以下「ＥＢＳＤ」という。）とＥＰＭＡ観察を行い、組織と炭素濃度の関係を詳細に調査した。その結果、ＥＰＭＡで炭素濃度が１．０〜２．０％の部分が、ＥＢＳＤによってオーステナイトと判定されることが分かった。また、ＥＰＭＡによって５００μｍ×５００μｍ視野で測定した炭素濃度１．０〜２．０％の領域の面積率「Ｓｆ’」が、Ｘ線回折によって求めた残留オーステナイトの面積率「Ｓγ’」と同等の値を示すことも分かった。加えて、冷間加工後の材料において、５００μｍ×５００μｍの視野をＥＰＭＡで同様に測定し、炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率「Ｓｆ」を求め、さきほどの「Ｓｆ’」と比較すると、同等の値を示すことも分かった。以上から、面積率で「Ｓｆ」の領域が、冷間での加工前に残留オーステナイトであった領域であるとの結論に達したのである。

上記で求めた「Ｓｆ’」と「Ｓｆ」は冷間加工前後で同一視野を測定することが不可能であるため、完全に一致するとは限らない。また、「Ｓｆ」と「Ｓγ」は同一サンプルで測定するものの、測定方法や測定視野が異なるため、完全に一致するとは限らない。冷間加工前の材料において「Ｓｆ’」と「Ｓγ’」の誤差が最大で３％程度生じることから、冷間加工後の材料における「Ｓｆ」と「Ｓγ」でも最大で３％程度の誤差を生じる場合があると考えられる。よって、加工誘起マルテンサイトが存在しなくても、測定誤差の関係上、「Ｓｆ−Ｓγ」の値が０にならないこともある。

上記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼材において、金属組織が、面積率（Ｓγ）で５〜２０％の残留オーステナイトを含み、かつ、「Ｓｆ−Ｓγ：５〜１５％」を満たす場合には、残部はベイニティックフェライトである。ベイニティックフェライトは、セメンタイトの析出を伴わないベイナイトであり、安定して残留オーステナイトを存在させる。また、ベイニティックフェライトは、転位密度が高いため高強度を確保しやすい。さらに、ベイニティックフェライトは、Ｃ濃度が高く耐水素脆化特性にも優れる。

ベイニティックフェライトは、旧オーステナイト結晶粒界に生成するフェライト、いわゆるフェライト（後述の図１参照）とは異なる。フェライトは、容易に良好な伸びを確保できる組織であるが、強度を極端に低下させる。さらに、フェライトは、柔らかい組織であり、優先的に変形してひずみの局所化を助長させるので、耐水素脆化特性を低下させる。

（Ｃ）高強度低合金鋼材の強度について：
本発明に係る高強度低合金鋼材は、引張強さの目標が１５００ＭＰａ以上である。なお、前記（Ａ）項で述べた化学組成および（Ｂ）項で述べた金属組織を満たせば、１５００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さが１５００ＭＰａ以上であれば、近年、軽量化、機能等の観点から自動車、産業機械、建築構造物等に対して要求されている高強度化に十分応えることができる。引張強さの上限は２５００ＭＰａであることが望ましく、２０００ＭＰａであればより望ましい。

（Ｄ）製造方法について：
本発明に係る高強度低合金鋼材は、例えば、以下の方法によって、製造することができる。

前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する低合金鋼を溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。鋳造されたインゴットまたは鋳片は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造等の熱間加工によって、さらに必要に応じて、冷間加工を行って、丸棒、鋼線等所要の形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に、以下に述べる（ｉ）から（ｉｖ）までの工程を順に施す。

（ｉ）：８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱する、オーステナイト化工程
上述した鋼材を８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱して、完全にオーステナイト化する。鋼材の加熱温度が、８５０℃を下回ると、完全にオーステナイト化できない場合がある。一方、加熱温度が１０５０℃を超えると、旧オーステナイト粒が粗大になり延性が低下するため、後述する（ｉｖ）の冷間での加工を行うことが困難になる。鋼材の加熱温度が上記の範囲であっても、加熱時間が２０分未満では、鋼材を完全にオーステナイト化できないことがあり、また、６０分を超えると、エネルギーコストが嵩むことに加えて、微細な旧オーステナイト粒を得ることが困難になる場合がある。なお、この（ｉ）の工程での加熱温度は、鋼材の表面における温度を指す。鋼材の加熱温度の望ましい下限は、８７０℃である。また、上記加熱温度の望ましい上限は、１０００℃であり、９５０℃であれば一層望ましい。加熱時間の望ましい下限は３０分であり、また、望ましい上限は４５分である。

（ｉｉ）：３０℃／秒以上の冷却速度で４００〜３００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１０〜１００分保持する、等温変態工程
上記（ｉ）の工程でオーステナイト化した鋼材を、冷却速度を３０℃／秒以上として、４００〜３００℃の温度域まで冷却し、該温度域で１０〜１００分保持して等温変態させる。オーステナイト化後の冷却速度が３０℃／秒未満の場合には、後述の（ｉｖ）の冷間加工を施しても、所定の１５００ＭＰａ以上という引張強さに達しないことがある。なお、オーステナイト化後の冷却速度の上限は工業的には８０℃／秒程度である。上記の３０℃／秒以上の冷却速度であっても、冷却する温度が４００℃を超える場合は１５００ＭＰａ以上の強度を得るのが難しくなる。また、前記の温度が３００℃未満で１０分以上保持するとマルテンサイト変態が生じる可能性があり、脆くなって、（ｉｖ）の冷間加工時に割れ等の欠陥を生ずる可能性がある。また、上記（Ａ）項で述べた化学組成の場合、通常、完全オーステナイト化させた後、前記した温度範囲で１０〜１００分保持することにより、後の（ｉｉｉ）および（ｉｖ）の工程を経れば（Ｂ）項に記載の金属組織および（Ｃ）項に記載の引張強さで１５００ＭＰａ以上の高強度を安定して具備させることができる。なお、鋼材のサイズまたは／および含有元素の影響から、（ｉｖ）の冷間加工時に割れ等の欠陥が生じたり、所望の耐水素脆化特性が得られなくなる場合があるので、前記した温度範囲における保持時間の下限は、３０分であることが望ましく、６０分であればより望ましい。また、上限は８０分程度であることが望ましい。なお、この（ｉｉ）の工程での冷却速度および温度は、鋼材の表面を基準にした冷却速度および温度を指す。

（ｉｉｉ）：室温まで冷却する、冷却工程
上記（ｉｉ）の工程で等温変態させた鋼材を、室温まで冷却する。この際の冷却速度については、特に制限がない。この（ｉｉｉ）の工程での冷却温度も、鋼材の表面における温度を指す。

（ｉｖ）：総減面率１０．０％以上で加工する、冷間加工工程
上記（ｉｉｉ）の工程で室温まで冷却した鋼材を、総減面率１０．０％以上の冷間での加工を施す。該冷間加工における総減面率が１０．０％未満の場合には、所望の引張強さと耐水素脆化特性（１５００ＭＰａ以上という引張強さでの良好な耐水素脆化特性）が得られない場合がある。総減面率の下限は１２．０％であることが望ましい。なお、本発明において、上記の冷間加工が「引抜加工」である場合には、鋼材をダイスを通して引き抜いて一方向に伸ばす塑性加工法を指し、線材コイルの伸線加工も包含する。

総減面率が１０．０％以上であれば、冷間での加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよい。

（ｉｖ）の工程における冷間加工は、（ｉｉｉ）の工程で室温まで冷却した鋼材に対して、軟化処理することなく施す必要がある。なお、第ｎ回目の冷間加工における「減面率」とは、上記ｎ回目（ただし、ｎは正の整数である。）の冷間加工前後の鋼材の断面積をそれぞれ、「Ｓ_n-1」および「Ｓ_n」とした場合に
｛（Ｓ_n-1−Ｓ_n）／Ｓ_n-1｝×１００
で表される値を指す。そして、「総減面率」とは、第１回目の冷間加工前の鋼材の断面積を「Ｓ₀」、最終の冷間加工を施した後の鋼材の断面積を「Ｓ_f」とした場合に
｛（Ｓ₀₋Ｓ_f）／Ｓ₀｝×１００
で表される値を指す。

室温まで冷却した鋼材には、必要に応じて、冷間加工する前に切削加工やピーリング加工等の機械的な加工処理または酸洗等の化学的な処理を行ってもよい。なお、冷間加工の際には、適宜の方法で潤滑処理を行うことが好ましい。

以下、実施例によって、本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｏを溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造により直径２５ｍｍの丸棒とした。

表１中の鋼Ａ〜Ｉは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼Ｊ〜Ｏは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

上記のようにして得た鋼Ａ〜Ｏの直径２５ｍｍの丸棒を、表２に示す温度で４５分加熱してオーステナイト化した。試験番号１〜１１および試験番号１３〜２１の各丸棒はオーステナイト化後、該温度から５秒以内に鉛浴中または塩浴中に浸漬して等温変態処理した。また、試験番号１２の丸棒はオーステナイト化後、該温度から大気中で冷却し、３０秒経過したところで鉛浴中に浸漬して等温変態処理した。オーステナイト化温度からの冷却速度ならびに、等温変態処理の温度および保持時間（鉛浴または塩浴の温度（つまり、上記冷却速度による冷却を停止した温度）および該温度での保持時間）の詳細は、表２に示すとおりである。等温変態処理後は、試験番号１１を除いて、大気中で室温まで放冷した。一方、試験番号１１は、等温変態処理後、３０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。なお、後述の表３に示す試験番号２２は、室温まで放冷した試験番号１を切断したものである。

上記の室温まで冷却した直径２５ｍｍの各丸棒の一部を用いて長手方向にその中心線をとおって切断（以下、「縦断」という。）して試験片を採取し、上記試験片の縦断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、その後、２％ナイタールでエッチングした。次いで、エッチングした各試験片を、倍率１０００倍の光学顕微鏡で１０視野観察して、金属組織を調査した。

その結果、本発明例の試験番号１〜９の金属組織は、残留オーステナイトとベイニティックフェライトであった。金属組織には、マルテンサイト、フェライト、セメンタイトが析出したベイナイトおよびパーライトのいずれも認められなかった。

一方、比較例については、試験番号１１の金属組織にマルテンサイトが認められたが、その他にはマルテンサイトは認められなかった。また、試験番号１２および試験番号１７の金属組織には旧オーステナイト粒界に生成したと思われるフェライトが認められたが、その他にはこのようなフェライトは認められなかった。さらに、試験番号１５および試験番号１９の金属組織にはセメンタイトが析出したベイナイトが認められ、このうちで試験番号１９の金属組織はセメンタイトが析出したベイナイトと、パーライトの混合組織であったが、その他にはセメンタイトが析出したベイナイトも、パーライトも認められなかった。

さらに、上記の室温まで冷却した直径２５ｍｍの各丸棒の中心部から、引張試験片を切り出し、引張試験を行った。引張試験片は、平行部の直径が６ｍｍ、標点距離は４０ｍｍとした。表２に、引張強さを併せて示す。

次に、室温まで冷却した試験番号１〜１９および試験番号２１の直径２５ｍｍの丸棒の残りを直径２３ｍｍにピーリング加工した後、軟化処理を施すことなく、１回目の減面率を８．５％または１６．６％として、表３に示す条件で冷間において引抜加工を施した。引抜加工時の潤滑は、湿式潤滑油剤で行った。試験番号２０および試験番号２２の直径２５ｍｍの丸棒については、引抜加工を実施しなかった。

なお、表３に示すように、試験番号１１および試験番号１３は、上記の減面率を１６．６％とする１回目の引抜加工で割れを生じた。

引抜加工後の丸棒については、上記の１回目の引抜加工で割れを生じた試験番号１１および試験番号１３を除いて、先ず、下記の〈１〉に示す金属組織の調査を行った。また、引抜加工を実施しなかった試験番号２０および試験番号２２についても、下記の〈１〉に示す金属組織の調査を行った。

さらに、引抜加工後の丸棒については、引抜加工で割れを生じた試験番号１１および試験番号１３を除いて、下記の〈２〉に示す引張特性、または〈２〉に示す引張特性および〈３〉に示す耐水素脆化特性も調査した。また、引抜加工を実施しなかった試験番号２０および試験番号２２についても、下記の〈３〉に示す耐水素脆化特性も調査した。

〈１〉金属組織：
〈１−１〉旧オーステナイト結晶粒のＪＩＳ粒度番号調査：
旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を調査した。具体的には、上記各試験片の縦断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）の附属書ＪＡに記載の、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液によってエッチングして旧オーステナイト結晶粒界を現出し、倍率２００倍で１０視野光学顕微鏡観察して、切断法により旧オーステナイト結晶粒の「（丸棒の長手方向長さ＋長手方向に直角な方向の長さ）／２」を求め、その平均を結晶粒径とし、これからＪＩＳ粒度番号に換算した。

〈１−２〉ナイタールエッチングによる光学顕微鏡観察：
各試験片の縦断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、２％ナイタールでエッチングした。次いで、エッチングした各試験片を、倍率１０００倍の光学顕微鏡で１０視野観察して、金属組織を調査した。上記のようにして調査した金属組織の一例として、図１に、ラス状のベイニティックフェライト、残留オーステナイトおよび加工誘起マルテンサイトならびに、フェライトからなる試験番号１７の場合を模式的に示す。フェライトは旧オーステナイト結晶粒界を覆うように白く現出していたため、明確に判定できた。しかし、ラス状の残留オーステナイトおよび加工誘起マルテンサイトは細かすぎるため、上記倍率の光学顕微鏡観察では明瞭ではなかった。

〈１−３〉Ｘ線回折法による測定：
上記の各丸棒の径方向中心部から、長手方向に厚さが２ｍｍ、幅が８ｍｍで長さが８ｍｍの寸法の試験片を採取し、１２００番エメリー紙まで研磨後、室温のフッ酸と過塩素酸の混合溶液に浸漬して化学研磨し、表面の加工層５０μｍを除去した。次いで、上記の加工層を除去した試験片に非特許文献１に準拠した方法でＸ線回折測定（Ｃｕ対陰極、管電圧３０ｋＶ、管電流１００ｍＡ）を実施し、ｆｃｃ構造相である残留オーステナイトに関しては（１１１）、（２００）および（２２０）、ｂｃｃ構造相またはｂｃｔ構造相であるベイニティックフェライト、フェライトおよびマルテンサイトに関しては（１１０）、（２００）および（２１１）のピーク強度を求め、非特許文献１に準拠した方法で残留オーステナイトの面積率（Ｓγ）を算出した。

〈１−４〉ＥＰＭＡによる測定：
各丸棒について、同様にその径方向中心部から、長手方向に厚さが２ｍｍ、幅が８ｍｍで長さが８ｍｍの寸法の試験片を採取し、アルミナ粒子０．０５μｍの仕上げバフまで研磨後、コロイダルシリカで化学研磨を行った。次いで、研磨を行った各試験片を用いて炭素濃度分布の測定を行った。炭素濃度分布は、ＥＰＭＡを用いて中心部の５００μｍ×５００μｍをステップ０．１μｍで測定し、炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率（Ｓｆ）を測定した。

最後に、〈１−３〉および〈１−４〉の結果から、「Ｓｆ−Ｓγ」を算出し、５〜１５％を満たすかどうかを調査した。

〈２〉引張特性：
引抜加工後の丸棒について、その中心部から、長手方向に平行部の直径が６ｍｍで標点距離が４０ｍｍの丸棒引張試験片を切り出し、室温で引張試験して、引張強さを求めた。引張試験を行ったのは、引抜加工で割れを生じなかった試験番号１〜１０、試験番号１２、試験番号１４〜１９および試験番号２１の丸棒である。なお、引張強さの目標は１５００ＭＰａ以上とした。

〈３〉耐水素脆化特性：
各丸棒の中心部から、長手方向に図２に示す形状の切欠き付引張試験片を切り出して、耐水素脆化特性を調査した。具体的には、３％ＮａＣｌ溶液に１ｍＡ／ｃｍ²の電流密度で陰極チャージする条件下で、９００ＭＰａの応力を負荷した定荷重試験を２００時間行い、その際の破断の有無を調査した。耐水素脆化特性を調査したのは、上記〈２〉の調査で１５００ＭＰａ以上の引張強さが得られた試験番号１５、試験番号１６、試験番号１８および試験番号１９ならびに、引抜加工を施さなかった試験番号２０および試験番号２２の丸棒である。

次いで、破断しなかった試験片について、図１に示す平行部１０ｍｍを低温切断機で切出し、昇温脱離装置により１０℃／分で昇温した際に５００℃までに放出される水素濃度を測定し、該水素濃度を「破断限界水素濃度」と見做した。

なお、上記の定荷重試験で破断せず、破断限界水素濃度が０．５０ｐｐｍ以上の場合に良好な耐水素脆化特性を有すると判定し、これを目標とした。

表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表３において、試験番号２０および試験番号２２の引張強さは、引抜加工前の結果を記載した。

表３から、本発明で規定する化学組成と金属組織の条件を満たす本発明例の試験番号１〜９の丸棒は、１５００ＭＰａ以上という高い引張強さを有するにもかかわらず、陰極チャージ下での定荷重試験で破断が起こらず、その時の破断限界水素濃度も０．５６ｐｐｍ以上で、０．５０ｐｐｍ以上という目標を満たすものであり、良好な耐水素脆化特性を備えていることが明らかである。しかも、上記試験番号１〜９の各丸棒は、総減面率で１６．６％の引抜加工を施しても割れを生じなかった。

これに対して、比較例の試験番号１０〜２２の丸棒の場合は、引抜加工を施した際に割れが発生したり、１５００ＭＰａ以上という引張強さおよび良好な耐水素脆化特性という重要な特性の同時確保ができていない。

試験番号１０の丸棒は、化学組成は、本発明で規定する範囲内にあるものの、金属組織におけるＳγが２３．１％であって、本発明で規定する上限を超えるため、引張強さが１４３３ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに達しなかった。

試験番号１２の丸棒は、用いた鋼Ｃの化学組成は本発明で規定する範囲内にある。しかしながら、室温まで冷却した状態でフェライトが生成し、引抜加工後の丸棒の金属組織において、Ｓγが１．３％と低く本発明で規定する条件から外れ、さらに「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する下限を外れるため、引張強さが１３８３ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。これは、等温変態処理前のオーステナイト化後の冷却速度が遅かったためと考えられる。

試験番号１４の丸棒は、用いた鋼ＪのＣ含有量が０．４７％と少なく、本発明で規定する条件から外れるため、引張強さが１４３５ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。

試験番号１５の丸棒は、用いた鋼ＫのＳｉ含有量が０．８９％と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、室温まで冷却した状態でセメンタイトの析出したベイナイトが生成し、また、引抜加工後の丸棒の金属組織において、Ｓγが０．８％と低く本発明で規定する条件から外れ、さらに「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する下限を外れている。このため、破断限界水素濃度が０．２９ｐｐｍと低く、耐水素脆化特性に劣っている。

試験番号１６の丸棒は、用いた鋼ＬのＭｎ含有量が１．２２％と多く、本発明で規定する条件から外れるため、陰極チャージ下での定荷重試験で破断し、耐水素脆化特性に劣っている。

試験番号１７の丸棒は、用いた鋼ＭのＣｒ含有量が０．３６％と少なく、室温まで冷却した状態でフェライトが生成し、引抜加工後の後の丸棒の金属組織における「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する下限を外れている。このため、引張強さが１４２７ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。

試験番号１８の丸棒は、用いた鋼Ｎの不純物中のＰとＳの含有量がそれぞれ、０．０４２％および０．０４０％と多く、本発明で規定する条件から外れるため、陰極チャージ下での定荷重試験で破断し、耐水素脆化特性に劣っている。

試験番号１９の丸棒は、用いた鋼ＯのＳｉの含有量が０．１９％と低いうえにＣｒを含有しておらず、本発明で規定する化学組成条件から外れる。さらに、室温まで冷却した状態の金属組織はセメンタイトが析出したベイナイトおよびパーライトの混合組織を形成しており、残留オーステナイトは認められなかったので、引抜加工後の丸棒の金属組織におけるＳγおよび「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する条件から外れている。このため、４５．４％もの総減面率を割れずに確保できるものの、破断限界水素濃度が０．３２ｐｐｍと低く、耐水素脆化特性に劣っている。なお、室温まで冷却した状態で上記の金属組織を呈するのは、等温変態処理の温度および保持時間がそれぞれ、４５０℃および４分であったためと考えられる。

試験番号２０の丸棒は、用いた鋼Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、金属組織におけるＳγが２２．８％と高く、「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する下限を外れるので、破断限界水素濃度は０．６３ｐｐｍと良好な耐水素脆化特性を備えるものの、引張強さが１１８７ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。これは、等温変態処理温度が４２０℃であり、さらに、引抜加工も行わず、変態誘起塑性が起こらなかったためと考えられる。

試験番号２１の丸棒は、用いた鋼Ｂの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、引抜加工後の丸棒の金属組織において、「Ｓｆ−Ｓγ」が本発明で規定する下限を外れるので、引張強さが１４１７ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。これは、総減面率で８．５％という引抜加工では、変態誘起塑性が進まなかったためと考えられる。

試験番号２２の丸棒は、用いた鋼Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、金属組織におけるＳγが２７．８％と高く、「Ｓｆ−Ｓγ」も本発明で規定する下限を外れるので、破断限界水素濃度は０．６６ｐｐｍと良好な耐水素脆化特性を備えるものの、引張強さが１４６３ＭＰａと低く、目標の１５００ＭＰａに満たなかった。これは、引抜加工を行わず、変態誘起塑性が起こらなかったためと考えられる。

本発明の高強度低合金鋼材は、高価な合金元素の含有量が低く、引張強さが１５００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れるため、自動車、産業機械、建築構造物等に好適に用いることができる。

Claims (3)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．６０％を超えて１．０％以下、
   Ｓｉ：１．２〜２．０％、
   Ｍｎ：０．３０％以上１．０％未満、
   Ｃｒ：０．５〜１．５％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｍｏ：０〜０．３０％未満、
   Ｔｉ：０〜０．１０％、
   Ｎｂ：０〜０．１０％、
   Ｖ：０〜０．１０％、
   Ｚｒ：０〜０．２０％、
   残部がＦｅおよび不純物であり、
   不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
   金属組織が、
   旧オーステナイト結晶粒がＪＩＳ粒度番号６．０以上で、
   面積率（Ｓγ）で５〜２０％の残留オーステナイトを含み、かつ、
   Ｓｆ−Ｓγ：５〜１５％、を満たす、
   高強度低合金鋼材。
   但し、上記のＳｆは、全組織に対して、炭素濃度が１．０〜２．０％の領域の面積率を表す。
2. 質量％で、
   Ｍｏ：０．０５％以上で０．３０％未満を含有する、
   請求項１に記載の高強度低合金鋼材。
3. 質量％で、
   Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
   Ｖ：０．００５〜０．１０％、および、
   Ｚｒ：０．０１０〜０．２０％、
   から選択される１種以上を含有する、
   請求項１または２に記載の高強度低合金鋼材。