JP4081234B2 - 耐水素脆化特性の優れた高強度鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用、各種産業機械用や橋梁用に使用されているボルト、ポール・パイル及び建築、橋梁などのプレストレストコンクリート構造物の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒、各種機械部品などの高強度鋼に関わるものであり、特に、引張強さが1300MPa以上であり、且つ、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化あるいは橋梁の建設費削減のために、高強度ボルトのニーズが高まっている。高強度ボルトは、例えば、JIS G4105で規定されているSCM435やSCM440などの低合金鋼を使い、焼入れ・焼戻し処理によって製造されている。しかし、引張強さが1300MPaを越えると遅れ破壊が発生しやすくなる問題点があった。
【０００３】
また、ポール、パイル及び建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物の補強材としては、通常、JIS G 3536に規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線や、JIS G 3109に規定されているＰＣ鋼棒が広く使われている。ＰＣ鋼線に用いられる材料はJIS G 3502に適合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした後、伸線加工することにより製造される。
【０００４】
一方、ＰＣ鋼棒は、例えば、特公平5-41684号公報に記載されているように、Ｃ量が0.25〜0.35％程度の中炭素鋼を焼入れ・焼戻し処理することによって製造されている。
「プレストレストコンクリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、丸善、昭和６２年１月２５日 第３版発行）の43〜45頁に記載されているように、引張強さが1275MPa(130kgf/mm2)を超えるような高強度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて、耐遅れ破壊特性（応力腐食破壊）が劣っているという課題があった。
【０００５】
一方、本発明者らは、実環境下で生じた実際のボルトやＰＣ鋼棒の破断状況を詳細に解析した結果、遅れ破壊以外に水素疲労による破壊例もかなりの頻度で発生していることを解明した。即ち、ボルトやＰＣ鋼棒には所定の荷重以外に変動荷重が負荷され、ボルト、ＰＣ鋼棒などが腐食すると、鋼材中に水素が侵入する。このような変動荷重がかかり、水素が侵入する環境下では、遅れ破壊以外に、水素に起因する疲労破壊の頻度が増加することを見い出したのである。更に、変動荷重がかかる産業機械用の高強度機械部品では、潤滑油が分解することによって水素が発生し、該水素が部品中に侵入し、水素起因の疲労破壊が生じていることが明らかとなった。
【０００６】
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5-59967号公報では、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であること、また、特公平5-41684号公報では、Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼戻し工程中で曲げ加工又は引き抜き加工を施す技術が提案されている。更に、特開平7-70695号公報、特開平8-60291号公報、特開平11-236617号公報では、合金元素に着目した耐遅れ破壊特性向上技術が提案されている。
【０００７】
これらの技術によって、高強度鋼の耐遅れ破壊特性は、ある程度向上するものの、抜本的な解決には至っていない。更に、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性を両立させる技術は未だに確立されていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑みなされたものであって、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性が良好で、且つ、強度が1300MPa以上の高強度鋼を実現することを目的とするものである。
【０００９】
【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高強度鋼を用いて、水素による疲労破壊を詳細に解析した。ここで、疲労試験は下記の条件で行った。
（ａ）まず、高強度鋼の回転曲げ疲労試験（平滑試験片）を行い、107サイクルの疲れ限度を求める。
（ｂ）電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、疲労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Ｃｄめっきを施し、次いで、回転曲げ疲労試験を行い、疲労破壊までの疲労寿命（繰返し数）と拡散性水素量の関係を求める。ここで、疲労試験の応力は、「（ａ）で求めた疲れ限度の0.9倍」の一定にしている。
【００１０】
図１に、引張強さが1514MPaの場合の疲労寿命（繰返し数）と拡散性水素量の関係について解析した一例を示す。横軸の繰返し数で、例えば、“１．Ｅ＋０４”は“１×104”を表す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど、疲労寿命が長くなり、拡散性水素量がある値以下では、繰返し数が107サイクルでも疲労破壊が発生しなくなる。ここで、107サイクルでも疲労破壊しない水素量の上限を「疲労限界拡散性水素量」と定義する。
【００１１】
疲労限界拡散性水素量が高いほど、高強度鋼の耐水素疲労破壊特性は良好であり、該水素量は、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、試料中の拡散性水素量は、ガスクロマトグラフで容易に測定することができる。
また、高強度の耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊が発生しない「遅れ破壊限界拡散性水素量」を求めることにより評価した。この評価方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、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拡散性水素量を評価するものである。
【００１２】
ここで、遅れ破壊試験片は、図２に示すような形状の切欠き付きのものであり、遅れ破壊試験の荷重は、最大引張荷重の0.9倍である。
図３に、拡散性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。試料中に含まれる拡散性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、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。ここで、6000分（100時間）で遅れ破壊しない水素量の上限を「遅れ破壊限界拡散性水素量」と定義する。
【００１３】
遅れ破壊限界拡散性水素量が高いほど、鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、該水素量は、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。
そこで、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を増加させる手段、即ち、耐水素疲労破壊特性と耐遅れ破壊特性の両特性を両立させる手段を、種々検討した。この結果、
Ａ；従来鋼種よりもＭｎ量を低下させＶを添加するとともに、ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）を1.5以上とすること、
Ｂ；Ａに加えて、ＭｏもしくはＭｇ、又は、両方を添加すること、
が疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を大幅に増加させるという、全く新たな知見を見出した
以上の検討結果に基づき、鋼材組成を最適に選択すれば、耐水素疲労破壊特性と耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼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。
【００１４】
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、次のとおりである。
(1) 質量％で、
Ｃ：0.2〜0.6％、 Ｓｉ：0.01〜2.0％、
Ｍｎ：0.05〜0.6％、 Ｖ：1.54〜3.0％、
Ａｌ：0.005〜0.1％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、引張強さが1300MPa以上であることを特徴とする耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(2) 質量％で、
Ｍｏ：0.05〜1.5％、 Ｍｇ：0.0002〜0.005％
の１種又は２種を含有することを特徴とする(1)記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(3) ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）が1.5以上であることを特徴とする(1)又は(2)記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(4) 質量％で、
Ｎｉ：0.05〜3.0％、 Ｃｕ：0.05〜1.0％、
Ｎｂ：0.005〜0.1％、 Ｔｉ：0.002〜0.05％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする(1)〜(3)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(5) 質量％で、
Ｃｒ：0.43％以下
を含有することを特徴とする(1)〜(4)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(6) 疲労限界拡散性水素量が0.7ppm以上であることを特徴とする(1)〜(5)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(7) 遅れ破壊限界拡散性水素量が0.5ppm以上であることを特徴とする(1)〜(6)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
【００１５】
【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。
まず、本発明で対象とする鋼の成分に係る限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは所定の引張強さを得る上で必須の元素であるが、0.2％未満では、本発明で目的とする1300MPa以上の引張強さを得ることが困難であるため、下限を0.2％に限定した。引張強さをより高める点で好ましい下限は、0.3％である。一方、0.6％を超えて添加しても上記の効果は飽和するので、上限を0.6％に制限した。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって引張強さを高める元素である。0.01％未満では、前記作用が発揮できず、一方、2.0％を超えて添加しても、添加量に見合う効果が期待できないため、0.01〜2.0％の範囲に制限した。
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向上に対して有効な元素であるが、0.05％未満では、上記の効果が得られず、一方、0.6％を超えると、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量が低下するので、0.05〜0.6％の範囲に制限した。なお、焼入性と、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を両立させる好ましい範囲は、0.1〜0.4％である。
【００１７】
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とともに、後述する所定の焼戻し温度条件による熱処理後の引張強さを析出硬化によって高めるために有効な元素である。更に、Ｖは、耐遅れ破壊特性以外に、耐水素疲労特性を著しく向上させる効果を奏する元素である。ここで、Ｖが0.5％以下では、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を向上させる効果が少なく、一方、3％を超えて添加しても、製造コストの点で添加量に見合う効果を得ることが困難であるため、0.5超〜3.0％に制限した。耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性と、製造コストの点で好ましい範囲は、0.8〜2.5％である。なお、Ｖの下限は、上記好ましい範囲内で、実施例の表１中、試験Ｎｏ．6の1.54に基づいて、1.54％とした。
【００１８】
Ｖ／Ｍｎ：耐水素疲労特性を一層向上させるためには、Ｍｎ量とＶ量は、上記の規定量に加えて、Ｖ／Ｍｎの質量％比率が1.5以上であることが必要である。図４に、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎの質量％比率の関係について解析した一例を示す。また、図５に、遅れ破壊限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎの質量％比率の関係について解析した一例を示す。
【００１９】
いずれの場合も、引張強さを1570MPa前後に調整した高強度鋼を用いた。図４及び図５から明らかなように、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5未満では、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量の向上効果が少ないので、Ｖ／Ｍｎ質量％比率の下限を1.5に限定した。Ｖ／Ｍｎ質量％比率において、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を一層高めるための好ましい下限は2.0であり、更に好ましい下限値は3.0である。Ｖ／Ｍｎ質量％比率の上限は特に限定しないが、該比率が高くなると製造コストが増加するので、製造コストの点で好ましい上限は7.0である。
【００２０】
Ａｌ：Ａｌは脱酸及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を固定し焼入性及び耐遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、0.005％未満では、これらの効果が発揮されず、一方、0.1％を超えて添加しても、該効果が飽和するので、0.005〜0.1％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｏ：Ｍｏは強い焼戻し軟化抵抗を有し、後述する所定の焼戻し温度条件による熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素である。更に、ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）が特定の範囲において、Ｍｏは、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性を著しく向上させる効果がある。ここで、Ｍｏが0.05％未満では、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を向上させる効果が少なく、一方、1.5％を超えて添加しても、製造コストの点で添加量に見合う効果を得ることが困難であるので、0.05〜1.5％に制限した。
【００２２】
Ｍｇ：ＭｎとＶの前記限定範囲において、極微量のＭｇ添加を行うと、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量が、更に向上することを見出した。図６に、疲労限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例、及び、図７に、遅れ破壊限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す。ここで、試料は、引張強さが1520MPa前後に調整した高強度鋼であり、Ｖ／Ｍｎ質量％比率は、図６では6.0前後、図７では5.2前後である。図６及び図７から明らかなように、Ｍｇ添加量が0.0002％以上になると、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を向上させる効果が発揮される。このため、Ｍｇの下限を0.0002％に限定した。一方、Ｍｇを0.005％を超えて添加しても、上記効果は飽和するので、上限を0.005％に限定した。
【００２３】
以上が本発明で対象とする鋼の基本成分であるが、本発明においては、必要に応じて、Ｎｉ：0.05〜3.0％、Ｃｕ：0.05〜1.0％、Ｎｂ：0.005〜0.1％、Ｔｉ：0.002〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.005％の１種又は２種以上を含有しても、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を損なうことがない。上記成分の限定理由は下記のとおりである。
【００２４】
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する元素であるが、0.05％未満ではその効果が少なく、一方、3.0％を超えて添加しても、添加量に見合う効果が得られないので、0.05〜3.0％の範囲に制限した。
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％未満ではその効果が発揮されず、一方、1.0％を超えて添加すると、熱間加工性が劣化するので、0.05〜1.0％に制限した。
【００２５】
Ｎｂ：Ｎｂは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。0.005％未満では上記効果が不十分であり、一方、0.1％を超えるとこの効果が飽和するので、0.005〜0.1％に制限した。
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸及びＴｉＮの形成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を固定し耐水素疲労特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、0.002％未満では、これらの効果が発揮されず、一方、0.05％を超えて添加しても上記効果は飽和するので、0.002〜0.05％の範囲に限定した。
【００２６】
また、本発明は、更に、質量％で、Ｃｒ：1.0％以下を含有させることができる。
【００２７】
Ｃｒは焼入性の向上に有効な元素であるが、一方で、疲労限界拡散性水素量を低下させる作用がある。焼入性の向上のために添加する場合は、Ｃｒが1.0％を超えると疲労限界拡散性水素量の低下が著しいので、上限を1.0％に限定した。なお、好ましい上限は0.8％であり、更に好ましい上限は0.5％であるので、上限は、実施例の表１中、試験Ｎｏ．６の 0.43 に基づいて、 0.43 ％とした。
Ｐ、Ｓについては特に制限しないが、高強度鋼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。また、Ｎには、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成してオーステナイト粒を細粒化する効果があるが、0.015％を超えて添加すると延性が低下するので、0.003〜0.015％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量の限定理由について説明する。
疲労限界拡散性水素量：疲労限界拡散性水素量が0.7ppm未満の高強度鋼では、腐食あるいは潤滑油などから鋼材中に侵入する水素によって疲労破壊する頻度が増加するので、下限を0.7ppmに限定した。本発明の鋼材組成であれば、疲労限界拡散性水素量は0.7ppm以上となる。なお、水素疲労破壊の頻度を極力低下させるという観点では、疲労限界拡散性水素量の好ましい下限は1.0ppmである。本発明においては、疲労限界拡散性水素量の上限を特に定めなくても、本発明の効果を得ることができる。
【００２９】
遅れ破壊限界拡散性水素量：遅れ破壊限界拡散性水素量が0.5ppm未満の高強度鋼では、腐食あるいは潤滑油などから鋼材中に侵入する水素によって遅れ破壊が発生する頻度が増加するので、下限を0.5ppmに限定した。鋼材中に水素が侵入しやすい環境、即ち、腐食が著しく進行する環境などでは、遅れ破壊限界拡散性水素量の好ましい下限は0.7ppmである。本発明においては、遅れ破壊限界拡散性水素量の上限を特に定めなくても、本発明の効果を得ることができる。
【００３０】
拡散性水素量は、前述したように、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定することができる。本発明では、昇温速度が100℃／時間であり、室温から400℃までに試料から放出される水素量を拡散性水素量と定義している。
本発明の高強度鋼は、焼入れ・焼戻し処理によって所定の強度を得るものであり、焼戻しマルテンサイトが主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を面積率で10％以下を含有していてもよい。フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率は、試料の横断面のｄ／４部（ｄは高強度鋼の線径）2mm2以上を光学顕微鏡（５００倍）で観察することによって、測定できる。また、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量を高める好ましい製造条件は、下記のとおりである。
【００３１】
加熱温度：900℃〜1000℃
焼入れ：水冷又は油冷
焼戻し温度：550℃〜650℃
【００３２】
【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（発明例）及び表２（比較例）に示す化学成分を有する供試材を1050〜1250℃に加熱し、通常の熱間圧延条件で圧延した。その後、920〜970℃に加熱し、水冷又は油冷により焼入れ処理を行い、発明例の鋼は575〜640℃で、比較例の鋼は370℃〜630℃で、それぞれ焼戻し処理を施して、引張試験片、平滑の疲労試験片、及び、図２に示す切欠き遅れ破壊試験片を機械加工により作製した。
【００３３】
ミクロ組織は、いずれも、焼戻しマルテンサイトを面積率で96〜100％含む組織であり、残部は、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上であった。
上記の試料を用いて、機械的性質、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を評価した。結果を表３に、発明例と比較例を併せて示す。表３において、試験Ｎｏ.２〜２３が発明例で、試験Ｎｏ.２７〜３９が比較例である。
【００３４】
同表に見られるように、発明例では、いずれも、疲労限界拡散性水素量（Ｈｆ）が0.7ppm以上であるとともに、遅れ破壊限界拡散性水素量（Ｈｄ）が0.5ppm以上であり、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性の両特性に優れた1300MPa以上の高強度鋼が実現されている。
これに対して、比較例の試験Ｎｏ.２７、２８、３１は、いずれも、従来の代表的な鋼材を用いて高強度鋼を製造したものである。即ち、Ｎｏ.２７はSCM435、Ｎｏ.２８はSCM440であり、Ｎｏ.３１はSCM435をベースにＣｒ量を増加させた鋼である。いずれもＭｎ含有量が高く、Ｖが無添加であり、更に、Ｃｒ含有量が1.0％を超えているため（表２、参照）、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量が低い例である。また、比較例の試験Ｎｏ.２９はSCM440をベースにＶを添加した高強度鋼の例であり、No.３０はＭｇ及びＮｉを添加した鋼の例である（表２、参照）。Ｎｏ.２９では、Ｍｎ含有量が高くＶ添加量が少ないために、また、Ｎｏ.３０では、Ｍｎ含有量が高くＶが添加されていないために、いずれも、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量の向上効果が少なかった例である。
【００３５】
比較例の試験Ｎｏ.３２〜３５は、いずれもＶ添加量が適切であるものの、Ｍｎ含有量が高く、また、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5未満であり、更に、Ｎｏ.３３ではＣｒ含有量が1.0％を超えているため（表２、参照）、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量の向上が少なく、耐水素脆化特性の改善効果が少なかった例である。
【００３６】
比較例の試験Ｎｏ.３６、３７は、いずれも、Ｍｎ含有量が適正であるものの、Ｖ含有量が少ないために、更に、Ｎｏ.３６ではＣｒ量が1.0％を超えているために（表２、参照）、本発明で目的とする高い疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量に達しなかった例である。
また、比較例の試験Ｎｏ.３８は、Ｍｎ及びＶ含有量が適正で、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5を超えていて、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量が良好であるものの、Ｃ量が0.2％未満であるために目的とする1300MPa以上の高強度鋼を製造できなかった例である。Ｎｏ.３９は、Ｍｎ含有量が適正であるものの、Ｖ含有量が少なすぎるために、焼戻し後の強度が1300MPa未満となった例である。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｍｎ量を所定量以下とし、Ｖを添加し、更に、必要に応じて、Ｖ／Ｍｎの質量％比率を最適にし、Ｍｏ及び／又はＭｇを添加することによって、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量を大幅に向上させることが可能となる。この結果、引張強さが1300MPa以上の高強度鋼において、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を著しく向上させることができ、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】水素疲労試験における拡散性水素量と疲労寿命（破断までの繰返し数）の関係について解析した一例を示す図である。
【図２】遅れ破壊試験片の寸法と形状を示す図である。
【図３】遅れ破壊試験における拡散性水素量と破断時間の関係について解析した一例を示す図である。
【図４】疲労限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎ質量％比率の関係について解析した一例を示す図である。
【図５】遅れ破壊限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎ質量％比率の関係について解析した一例を示す図である。
【図６】疲労限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す図である。
【図７】遅れ破壊限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用、各種産業機械用や橋梁用に使用されているボルト、ポール・パイル及び建築、橋梁などのプレストレストコンクリート構造物の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒、各種機械部品などの高強度鋼に関わるものであり、特に、引張強さが1300MPa以上であり、且つ、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化あるいは橋梁の建設費削減のために、高強度ボルトのニーズが高まっている。高強度ボルトは、例えば、JIS G4105で規定されているSCM435やSCM440などの低合金鋼を使い、焼入れ・焼戻し処理によって製造されている。しかし、引張強さが1300MPaを越えると遅れ破壊が発生しやすくなる問題点があった。
【０００３】
また、ポール、パイル及び建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物の補強材としては、通常、JIS G 3536に規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線や、JIS G 3109に規定されているＰＣ鋼棒が広く使われている。ＰＣ鋼線に用いられる材料はJIS G 3502に適合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした後、伸線加工することにより製造される。
【０００４】
一方、ＰＣ鋼棒は、例えば、特公平5-41684号公報に記載されているように、Ｃ量が0.25〜0.35％程度の中炭素鋼を焼入れ・焼戻し処理することによって製造されている。
「プレストレストコンクリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、丸善、昭和６２年１月２５日 第３版発行）の43〜45頁に記載されているように、引張強さが1275MPa(130kgf/mm2)を超えるような高強度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて、耐遅れ破壊特性（応力腐食破壊）が劣っているという課題があった。
【０００５】
一方、本発明者らは、実環境下で生じた実際のボルトやＰＣ鋼棒の破断状況を詳細に解析した結果、遅れ破壊以外に水素疲労による破壊例もかなりの頻度で発生していることを解明した。即ち、ボルトやＰＣ鋼棒には所定の荷重以外に変動荷重が負荷され、ボルト、ＰＣ鋼棒などが腐食すると、鋼材中に水素が侵入する。このような変動荷重がかかり、水素が侵入する環境下では、遅れ破壊以外に、水素に起因する疲労破壊の頻度が増加することを見い出したのである。更に、変動荷重がかかる産業機械用の高強度機械部品では、潤滑油が分解することによって水素が発生し、該水素が部品中に侵入し、水素起因の疲労破壊が生じていることが明らかとなった。
【０００６】
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5-59967号公報では、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であること、また、特公平5-41684号公報では、Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼戻し工程中で曲げ加工又は引き抜き加工を施す技術が提案されている。更に、特開平7-70695号公報、特開平8-60291号公報、特開平11-236617号公報では、合金元素に着目した耐遅れ破壊特性向上技術が提案されている。
【０００７】
これらの技術によって、高強度鋼の耐遅れ破壊特性は、ある程度向上するものの、抜本的な解決には至っていない。更に、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性を両立させる技術は未だに確立されていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記実情に鑑みなされたものであって、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性が良好で、且つ、強度が1300MPa以上の高強度鋼を実現することを目的とするものである。
【０００９】
【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高強度鋼を用いて、水素による疲労破壊を詳細に解析した。ここで、疲労試験は下記の条件で行った。
（ａ）まず、高強度鋼の回転曲げ疲労試験（平滑試験片）を行い、107サイクルの疲れ限度を求める。
（ｂ）電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を含有させた後、疲労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Ｃｄめっきを施し、次いで、回転曲げ疲労試験を行い、疲労破壊までの疲労寿命（繰返し数）と拡散性水素量の関係を求める。ここで、疲労試験の応力は、「（ａ）で求めた疲れ限度の0.9倍」の一定にしている。
【００１０】
図１に、引張強さが1514MPaの場合の疲労寿命（繰返し数）と拡散性水素量の関係について解析した一例を示す。横軸の繰返し数で、例えば、“１．Ｅ＋０４”は“１×104”を表す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど、疲労寿命が長くなり、拡散性水素量がある値以下では、繰返し数が107サイクルでも疲労破壊が発生しなくなる。ここで、107サイクルでも疲労破壊しない水素量の上限を「疲労限界拡散性水素量」と定義する。
【００１１】
疲労限界拡散性水素量が高いほど、高強度鋼の耐水素疲労破壊特性は良好であり、該水素量は、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、試料中の拡散性水素量は、ガスクロマトグラフで容易に測定することができる。
また、高強度の耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊が発生しない「遅れ破壊限界拡散性水素量」を求めることにより評価した。この評価方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、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拡散性水素量を評価するものである。
【００１２】
ここで、遅れ破壊試験片は、図２に示すような形状の切欠き付きのものであり、遅れ破壊試験の荷重は、最大引張荷重の0.9倍である。
図３に、拡散性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。試料中に含まれる拡散性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、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。ここで、6000分（100時間）で遅れ破壊しない水素量の上限を「遅れ破壊限界拡散性水素量」と定義する。
【００１３】
遅れ破壊限界拡散性水素量が高いほど、鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、該水素量は、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。
そこで、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を増加させる手段、即ち、耐水素疲労破壊特性と耐遅れ破壊特性の両特性を両立させる手段を、種々検討した。この結果、
Ａ；従来鋼種よりもＭｎ量を低下させＶを添加するとともに、ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）を1.5以上とすること、
Ｂ；Ａに加えて、ＭｏもしくはＭｇ、又は、両方を添加すること、
が疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を大幅に増加させるという、全く新たな知見を見出した
以上の検討結果に基づき、鋼材組成を最適に選択すれば、耐水素疲労破壊特性と耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼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。
【００１４】
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、次のとおりである。
(1) 質量％で、
Ｃ：0.2〜0.6％、 Ｓｉ：0.01〜2.0％、
Ｍｎ：0.05〜0.6％、 Ｖ：1.54〜3.0％、
Ａｌ：0.005〜0.1％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、引張強さが1300MPa以上であることを特徴とする耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(2) 質量％で、
Ｍｏ：0.05〜1.5％、 Ｍｇ：0.0002〜0.005％
の１種又は２種を含有することを特徴とする(1)記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(3) ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）が1.5以上であることを特徴とする(1)又は(2)記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(4) 質量％で、
Ｎｉ：0.05〜3.0％、 Ｃｕ：0.05〜1.0％、
Ｎｂ：0.005〜0.1％、 Ｔｉ：0.002〜0.05％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする(1)〜(3)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(5) 質量％で、
Ｃｒ：0.43％以下
を含有することを特徴とする(1)〜(4)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(6) 疲労限界拡散性水素量が0.7ppm以上であることを特徴とする(1)〜(5)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
(7) 遅れ破壊限界拡散性水素量が0.5ppm以上であることを特徴とする(1)〜(6)の何れかに記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
【００１５】
【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。
まず、本発明で対象とする鋼の成分に係る限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは所定の引張強さを得る上で必須の元素であるが、0.2％未満では、本発明で目的とする1300MPa以上の引張強さを得ることが困難であるため、下限を0.2％に限定した。引張強さをより高める点で好ましい下限は、0.3％である。一方、0.6％を超えて添加しても上記の効果は飽和するので、上限を0.6％に制限した。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって引張強さを高める元素である。0.01％未満では、前記作用が発揮できず、一方、2.0％を超えて添加しても、添加量に見合う効果が期待できないため、0.01〜2.0％の範囲に制限した。
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向上に対して有効な元素であるが、0.05％未満では、上記の効果が得られず、一方、0.6％を超えると、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量が低下するので、0.05〜0.6％の範囲に制限した。なお、焼入性と、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を両立させる好ましい範囲は、0.1〜0.4％である。
【００１７】
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とともに、後述する所定の焼戻し温度条件による熱処理後の引張強さを析出硬化によって高めるために有効な元素である。更に、Ｖは、耐遅れ破壊特性以外に、耐水素疲労特性を著しく向上させる効果を奏する元素である。ここで、Ｖが0.5％以下では、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を向上させる効果が少なく、一方、3％を超えて添加しても、製造コストの点で添加量に見合う効果を得ることが困難であるため、0.5超〜3.0％に制限した。耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性と、製造コストの点で好ましい範囲は、0.8〜2.5％である。なお、Ｖの下限は、上記好ましい範囲内で、実施例の表１中、試験Ｎｏ．6の1.54に基づいて、1.54％とした。
【００１８】
Ｖ／Ｍｎ：耐水素疲労特性を一層向上させるためには、Ｍｎ量とＶ量は、上記の規定量に加えて、Ｖ／Ｍｎの質量％比率が1.5以上であることが必要である。図４に、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎの質量％比率の関係について解析した一例を示す。また、図５に、遅れ破壊限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎの質量％比率の関係について解析した一例を示す。
【００１９】
いずれの場合も、引張強さを1570MPa前後に調整した高強度鋼を用いた。図４及び図５から明らかなように、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5未満では、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量の向上効果が少ないので、Ｖ／Ｍｎ質量％比率の下限を1.5に限定した。Ｖ／Ｍｎ質量％比率において、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を一層高めるための好ましい下限は2.0であり、更に好ましい下限値は3.0である。Ｖ／Ｍｎ質量％比率の上限は特に限定しないが、該比率が高くなると製造コストが増加するので、製造コストの点で好ましい上限は7.0である。
【００２０】
Ａｌ：Ａｌは脱酸及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を固定し焼入性及び耐遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、0.005％未満では、これらの効果が発揮されず、一方、0.1％を超えて添加しても、該効果が飽和するので、0.005〜0.1％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｏ：Ｍｏは強い焼戻し軟化抵抗を有し、後述する所定の焼戻し温度条件による熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素である。更に、ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）が特定の範囲において、Ｍｏは、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性を著しく向上させる効果がある。ここで、Ｍｏが0.05％未満では、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を向上させる効果が少なく、一方、1.5％を超えて添加しても、製造コストの点で添加量に見合う効果を得ることが困難であるので、0.05〜1.5％に制限した。
【００２２】
Ｍｇ：ＭｎとＶの前記限定範囲において、極微量のＭｇ添加を行うと、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量が、更に向上することを見出した。図６に、疲労限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例、及び、図７に、遅れ破壊限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す。ここで、試料は、引張強さが1520MPa前後に調整した高強度鋼であり、Ｖ／Ｍｎ質量％比率は、図６では6.0前後、図７では5.2前後である。図６及び図７から明らかなように、Ｍｇ添加量が0.0002％以上になると、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を向上させる効果が発揮される。このため、Ｍｇの下限を0.0002％に限定した。一方、Ｍｇを0.005％を超えて添加しても、上記効果は飽和するので、上限を0.005％に限定した。
【００２３】
以上が本発明で対象とする鋼の基本成分であるが、本発明においては、必要に応じて、Ｎｉ：0.05〜3.0％、Ｃｕ：0.05〜1.0％、Ｎｂ：0.005〜0.1％、Ｔｉ：0.002〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.005％の１種又は２種以上を含有しても、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を損なうことがない。上記成分の限定理由は下記のとおりである。
【００２４】
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する元素であるが、0.05％未満ではその効果が少なく、一方、3.0％を超えて添加しても、添加量に見合う効果が得られないので、0.05〜3.0％の範囲に制限した。
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％未満ではその効果が発揮されず、一方、1.0％を超えて添加すると、熱間加工性が劣化するので、0.05〜1.0％に制限した。
【００２５】
Ｎｂ：Ｎｂは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。0.005％未満では上記効果が不十分であり、一方、0.1％を超えるとこの効果が飽和するので、0.005〜0.1％に制限した。
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸及びＴｉＮの形成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を固定し耐水素疲労特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、0.002％未満では、これらの効果が発揮されず、一方、0.05％を超えて添加しても上記効果は飽和するので、0.002〜0.05％の範囲に限定した。
【００２６】
また、本発明は、更に、質量％で、Ｃｒ：1.0％以下を含有させることができる。
【００２７】
Ｃｒは焼入性の向上に有効な元素であるが、一方で、疲労限界拡散性水素量を低下させる作用がある。焼入性の向上のために添加する場合は、Ｃｒが1.0％を超えると疲労限界拡散性水素量の低下が著しいので、上限を1.0％に限定した。なお、好ましい上限は0.8％であり、更に好ましい上限は0.5％であるので、上限は、実施例の表１中、試験Ｎｏ．６の 0.43 に基づいて、 0.43 ％とした。
Ｐ、Ｓについては特に制限しないが、高強度鋼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。また、Ｎには、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成してオーステナイト粒を細粒化する効果があるが、0.015％を超えて添加すると延性が低下するので、0.003〜0.015％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量の限定理由について説明する。
疲労限界拡散性水素量：疲労限界拡散性水素量が0.7ppm未満の高強度鋼では、腐食あるいは潤滑油などから鋼材中に侵入する水素によって疲労破壊する頻度が増加するので、下限を0.7ppmに限定した。本発明の鋼材組成であれば、疲労限界拡散性水素量は0.7ppm以上となる。なお、水素疲労破壊の頻度を極力低下させるという観点では、疲労限界拡散性水素量の好ましい下限は1.0ppmである。本発明においては、疲労限界拡散性水素量の上限を特に定めなくても、本発明の効果を得ることができる。
【００２９】
遅れ破壊限界拡散性水素量：遅れ破壊限界拡散性水素量が0.5ppm未満の高強度鋼では、腐食あるいは潤滑油などから鋼材中に侵入する水素によって遅れ破壊が発生する頻度が増加するので、下限を0.5ppmに限定した。鋼材中に水素が侵入しやすい環境、即ち、腐食が著しく進行する環境などでは、遅れ破壊限界拡散性水素量の好ましい下限は0.7ppmである。本発明においては、遅れ破壊限界拡散性水素量の上限を特に定めなくても、本発明の効果を得ることができる。
【００３０】
拡散性水素量は、前述したように、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定することができる。本発明では、昇温速度が100℃／時間であり、室温から400℃までに試料から放出される水素量を拡散性水素量と定義している。
本発明の高強度鋼は、焼入れ・焼戻し処理によって所定の強度を得るものであり、焼戻しマルテンサイトが主体の組織である。その他の組織として、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を面積率で10％以下を含有していてもよい。フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率は、試料の横断面のｄ／４部（ｄは高強度鋼の線径）2mm2以上を光学顕微鏡（５００倍）で観察することによって、測定できる。また、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量を高める好ましい製造条件は、下記のとおりである。
【００３１】
加熱温度：900℃〜1000℃
焼入れ：水冷又は油冷
焼戻し温度：550℃〜650℃
【００３２】
【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（発明例）及び表２（比較例）に示す化学成分を有する供試材を1050〜1250℃に加熱し、通常の熱間圧延条件で圧延した。その後、920〜970℃に加熱し、水冷又は油冷により焼入れ処理を行い、発明例の鋼は575〜640℃で、比較例の鋼は370℃〜630℃で、それぞれ焼戻し処理を施して、引張試験片、平滑の疲労試験片、及び、図２に示す切欠き遅れ破壊試験片を機械加工により作製した。
【００３３】
ミクロ組織は、いずれも、焼戻しマルテンサイトを面積率で96〜100％含む組織であり、残部は、フェライト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上であった。
上記の試料を用いて、機械的性質、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量を評価した。結果を表３に、発明例と比較例を併せて示す。表３において、試験Ｎｏ.２〜２３が発明例で、試験Ｎｏ.２７〜３９が比較例である。
【００３４】
同表に見られるように、発明例では、いずれも、疲労限界拡散性水素量（Ｈｆ）が0.7ppm以上であるとともに、遅れ破壊限界拡散性水素量（Ｈｄ）が0.5ppm以上であり、耐水素疲労特性と耐遅れ破壊特性の両特性に優れた1300MPa以上の高強度鋼が実現されている。
これに対して、比較例の試験Ｎｏ.２７、２８、３１は、いずれも、従来の代表的な鋼材を用いて高強度鋼を製造したものである。即ち、Ｎｏ.２７はSCM435、Ｎｏ.２８はSCM440であり、Ｎｏ.３１はSCM435をベースにＣｒ量を増加させた鋼である。いずれもＭｎ含有量が高く、Ｖが無添加であり、更に、Ｃｒ含有量が1.0％を超えているため（表２、参照）、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量が低い例である。また、比較例の試験Ｎｏ.２９はSCM440をベースにＶを添加した高強度鋼の例であり、No.３０はＭｇ及びＮｉを添加した鋼の例である（表２、参照）。Ｎｏ.２９では、Ｍｎ含有量が高くＶ添加量が少ないために、また、Ｎｏ.３０では、Ｍｎ含有量が高くＶが添加されていないために、いずれも、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量の向上効果が少なかった例である。
【００３５】
比較例の試験Ｎｏ.３２〜３５は、いずれもＶ添加量が適切であるものの、Ｍｎ含有量が高く、また、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5未満であり、更に、Ｎｏ.３３ではＣｒ含有量が1.0％を超えているため（表２、参照）、疲労限界拡散性水素量及び遅れ破壊限界拡散性水素量の向上が少なく、耐水素脆化特性の改善効果が少なかった例である。
【００３６】
比較例の試験Ｎｏ.３６、３７は、いずれも、Ｍｎ含有量が適正であるものの、Ｖ含有量が少ないために、更に、Ｎｏ.３６ではＣｒ量が1.0％を超えているために（表２、参照）、本発明で目的とする高い疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量に達しなかった例である。
また、比較例の試験Ｎｏ.３８は、Ｍｎ及びＶ含有量が適正で、Ｖ／Ｍｎ質量％比率が1.5を超えていて、疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量が良好であるものの、Ｃ量が0.2％未満であるために目的とする1300MPa以上の高強度鋼を製造できなかった例である。Ｎｏ.３９は、Ｍｎ含有量が適正であるものの、Ｖ含有量が少なすぎるために、焼戻し後の強度が1300MPa未満となった例である。
【００３７】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｍｎ量を所定量以下とし、Ｖを添加し、更に、必要に応じて、Ｖ／Ｍｎの質量％比率を最適にし、Ｍｏ及び／又はＭｇを添加することによって、高強度鋼の疲労限界拡散性水素量と遅れ破壊限界拡散性水素量を大幅に向上させることが可能となる。この結果、引張強さが1300MPa以上の高強度鋼において、耐水素疲労特性及び耐遅れ破壊特性を著しく向上させることができ、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】水素疲労試験における拡散性水素量と疲労寿命（破断までの繰返し数）の関係について解析した一例を示す図である。
【図２】遅れ破壊試験片の寸法と形状を示す図である。
【図３】遅れ破壊試験における拡散性水素量と破断時間の関係について解析した一例を示す図である。
【図４】疲労限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎ質量％比率の関係について解析した一例を示す図である。
【図５】遅れ破壊限界拡散性水素量とＶ／Ｍｎ質量％比率の関係について解析した一例を示す図である。
【図６】疲労限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す図である。
【図７】遅れ破壊限界拡散性水素量とＭｇ添加量の関係について解析した一例を示す図である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：0.2〜0.6％、 Ｓｉ：0.01〜2.0％、
Ｍｎ：0.05〜0.6％、 Ｖ：1.54〜3.0％、
Ａｌ：0.005〜0.1％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、引張強さが1300MPa以上であることを特徴とする耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。 - 質量％で、
Ｍｏ：0.05〜1.5％、 Ｍｇ：0.0002〜0.005％
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。 - ＶとＭｎの質量％比率（Ｖ／Ｍｎ）が1.5以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
- 質量％で、
Ｎｉ：0.05〜3.0％、 Ｃｕ：0.05〜1.0％、
Ｎｂ：0.005〜0.1％、 Ｔｉ：0.002〜0.05％、
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１〜３の何れか１項に記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。 - 質量％で、
Ｃｒ：0.43％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。 - 疲労限界拡散性水素量が0.7ppm以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
- 遅れ破壊限界拡散性水素量が0.5ppm以上であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の耐水素脆化特性の優れた高強度鋼。
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