JP4174221B2 - 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、構造物・輸送機器など機械構造用途に用いられる高強度鋼およびその製造方法に関するものであって、特に１２００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有し、且つ耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼に関するものである。尚、本発明でいう高強度鋼とは、製品加工前の鋼材はもちろん、ボルトなど鋼加工品をも含むものである。
【０００２】
【従来の技術】
高強度鋼の最大の解決課題は耐遅れ破壊性を向上させることにある。例えばボルト用鋼の場合、１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度では、ボルト首部が使用中に脆性的に破断する現象として恐れられている、時間依存型の「遅れ破壊」が生じやすくなることが知られている。
【０００３】
そこで従来より、成分組織の改良により耐遅れ破壊性を改善した高強度鋼材及びその加工品が種々提案されてきている。例えば、（１）特開平７−７０６９５号公報、特開平８−６０２９１号公報及び特開平７−１１２２３６号公報等で提案されているように、ＭｏやＶ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ等の元素の含有量を制御する方法、（２）特開平１１−２２９０７５号公報、特開２０００−２６９３４号公報及び特開平１１−２７０５３１号公報等で提案されているように、熱処理等の規定により鋼組織を制御することによって耐遅れ破壊性を改善する方法、が提案されている。しかし、これら提案の方法であっても十分に耐遅れ破壊性が改善されたとはならず、新たな改善策が研究されているのが実状である。
【０００４】
一方、特に最近、遅れ破壊を引き起こすとされている室温で鋼中を動き回る水素（拡散性水素）を捕捉して、特定部分への水素の濃化を防ぐ方法が注目されている。このような方法に関連する提案として、例えば、上記特開２０００−２６９３４号公報に提案の方法が挙げられる。すなわち、同公報では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ等の元素の含有量を制御し、微細な酸化物、炭化物、窒化物を鋼中に分散させる手法が提案されている。また、一般的には、拡散性水素を捕捉することにより、水素が無害化するとされているため、それらＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ等の元素を大量に添加することが良いとされている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、本発明者らの研究によれば、使用用途によっては、拡散性水素を捕捉しても無害化できない炭窒化物の種類があることがわかってきた。例えばＶやＭｏはその炭窒化物が多くの水素を捕捉するばかりか、焼入れ性などの特性をも高めることができ有用であるが、通常、自動車のエンジン部品などでかかるような熱負荷や動的応力負荷をかけると、捕捉した拡散性水素が開放されて遅れ破壊を促進する恐れがあることを見出した。従って、上述した拡散性水素を捕捉する従来知見された技術では、熱負荷や動的応力負荷が存在しない一部の用途でしか耐遅れ破壊性を改善できないことが懸念される。
【０００６】
本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであって、その目的は、熱負荷や動的応力負荷が存在する用途であっても耐遅れ破壊性を発揮し得る、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記従来技術の課題を解決するために、鋼中拡散性水素の調査に非常に有用である水素放出曲線に着目して鋭意研究を重ねた。その結果、得られたことは以下の通りである。
【０００８】
鋼材中の水素量は、酸浸漬や陰極チャージなどの水素チャージ前後の試料を１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めることができる。また、水素を捕捉するもの（トラップサイト）は、水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから判定でき、あるトラップサイトにトラップされた水素量はピークの面積分値によって求めることができる。従来から言われている「拡散性水素」は転位や粒界によりトラップされていると考えられている水素であり、水素放出曲線において、最初に認められる第１ピーク曲線として測定できる。従来より、この拡散性水素が遅れ破壊を増長するとされている。また、鋼への種々の添加成分により、それらの析出化合物（炭窒化物など）にトラップされた水素を示す、より高いピーク温度・ピーク高さの曲線が得られる（以下炭窒化物トラップ水素と言う）。従来、この炭窒化物トラップ水素は、遅れ破壊に寄与しないとされている。
【０００９】
ＶやＭｏの炭窒化物を含む鋼は水素をチャージすると、拡散性水素ピーク温度よりも少し高い温度位置に非常に多くの炭窒化物トラップ水素量が放出されることが確認できる。すなわち、非常に多くの水素量をトラップでき、応力集中部への水素の拡散濃化を防ぐことができるため、無添加鋼と比較して常温定荷重で行う遅れ破壊試験結果が良くなる。
【００１０】
しかしながら、本発明者等は、ＶやＭｏの炭窒化物を含有する鋼試料に陰極チャージにより水素チャージ後、拡散性水素が逃げないように皮膜を施して放置を行った後、さらに通常、自動車のエンジン部品などでかかる熱負荷や動的応力負荷をかけることにより、拡散性水素ピーク量が増加し、炭窒化物トラップ水素量が減少するという現象が見られ、遅れ破壊試験結果も悪くなるということを見出した。すなわち、ＶやＭｏ炭窒化物のトラップ作用は弱く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境では、ＶやＭｏの炭窒化物にトラップされた水素は開放され、遅れ破壊を増長すると推察される。
【００１１】
逆に、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物を含む鋼は水素をチャージすると、拡散性水素ピーク温度よりもかなり高い温度位置にある程度の炭窒化物トラップ水素量が放出されることが確認できる。これらの鋼試料に陰極チャージにより水素チャージ後、拡散性水素が逃げないように皮膜を施して放置を行った後、同様に、自動車のエンジン部品などでかかる熱負荷や動的応力負荷をかけると、拡散性水素ピーク量が減少し、炭窒化物トラップ水素量が増加するというＶやＭｏとは異なる現象が見られ、遅れ破壊試験結果も良くなるということを見出した。すなわち、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物のトラップ作用は強く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境でも、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物にトラップされた水素は開放されず、逆に、粒界や転位から開放された拡散性水素を再トラップするため、遅れ破壊を抑制すると推察される。
【００１２】
しかしながら、ＴｉやＺｒ、Ｈｆのようにトラップ作用が強い炭窒化物を析出させる成分は鋼に大量に含有できないため、多く炭窒化物を析出させることが困難であり、多くの水素量をトラップすることはできない。
【００１３】
種々の鋼種での同様の検討により、熱負荷や動的応力負荷がかかった場合に耐遅れ破壊性に悪影響を与える可能性があるのは、トラップ作用が弱い１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素であり、トラップ作用が強い２５０℃以上の温度域で放出される水素は悪影響を与えないことがわかった。そして、それぞれの領域の水素量がある範囲にある鋼は、非常に多くの水素量をトラップでき、応力集中部への水素の拡散濃化を防ぐことができ、かつ熱負荷や動的応力負荷がかかっても耐遅れ破壊性が高いことを実験的に見出した。すなわち、水素のトラップ量は多いがトラップ作用が弱い析出物と、水素のトラップ量は少ないがトラップ作用が強い析出物の含有量比の最適値があり、しかもそれら析出物の分布状態を制御する必要があることがわかった。
【００１４】
本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであって、本発明の要旨は以下の通りである。
請求項１に記載の発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％（質量％、以降同じ）、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．０１〜０．５０％、Ｖを０．０５％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項２に記載の発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．１〜０．３％、Ｖを０．１％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項３に記載の発明は、更に、Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項４に記載の発明は、更に、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至３のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項５に記載の発明は、更に、Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至４のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項６に記載に発明は、請求項１乃至５のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼を製造するに際して、鋳造時の凝固過程において１０℃／ｍｉｎ以上の速さで冷却し、凝固後８５０〜１０００℃で焼き入れることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼の製造方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の構成並びに作用について更に詳細に説明する。
（１）本発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、ｐＨ３．０以下の酸性溶液中に２４時間浸漬した直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍの鋼材を、真空中または不活性ガス中で常温から１２℃/ｍｉｎの昇温速度で加熱した場合に、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素量をＡｐｐｍ、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＢｐｐｍとしたとき、これら水素量Ａ、Ｂの値が０．０１≦Ｂ／Ａかつ０．１≦Ａを満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
【００１６】
ｐＨ３．０以下の酸性溶液中に２４時間以上浸漬するような実環境よりも厳しい腐食環境下での試験では、大量の水素を鋼中に強制的に侵入させることができる。この試験後の鋼中にＡが０．１ｐｐｍ未満であるということは、多くの水素をトラップすることができないことを示すから、耐遅れ破壊性に劣る鋼といえる。従って、０．１≦Ａとするが、望ましくは０．５≦Ａがよく、０．５≦Ａであれば、多くの水素をトラップすることができ、耐遅れ破壊性に優れる。
【００１７】
しかしながら、Ｂ／Ａ＜０．０１である場合、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境では、開放される水素量が多いにもかかわらず、水素トラップ作用が強いトラップサイトが少ないため開放される水素を再トラップしきれないため、遅れ破壊を抑制できない。従って、０．０１≦Ｂ／Ａとするが、望ましくは０．１≦Ｂ／Ａがよく、０．１≦Ｂ／Ａであれば、水素トラップ作用が強いトラップサイトが多く、熱負荷や動的応力負荷により水素トラップ作用が弱いトラップサイトから水素が開放されても十分に再トラップすることができるため、遅れ破壊を抑制できる。
【００１８】
すなわち、０．０１≦Ｂ／Ａかつ０．１≦Ａ、望ましくは０．１≦Ｂ／Ａかつ０．５≦Ａである場合、環境によらず侵入水素をトラップすることができ、耐遅れ破壊性に優れる。
【００１９】
なお、本発明においては水素量を、昇温速度１２℃／ｍｉｎで連続加熱し、発生水素量を大気圧イオン化質量分析計（ＡＰＩ−ＭＳ）や真空質量分析計（ＴＤＳ）により測定するのが望ましい。ＡＰＩ−ＭＳの場合、測定温度範囲を２０〜８００℃、昇温速度を１２℃／ｍｉｎ、キャリアガス（Ａｒ）流量を８００ｍｌ／ｍｉｎで測定する。また、真空昇温分析の場合は、昇温速度を１２℃／ｍｉｎ、真空度を１０-6ｔｏｒｒ以下、試料調整終了から測定開始までの時間を２０分以下で測定する。装置の性能限界により７５０℃より上の水素は測定できなかったが、７００℃以上ではほとんど水素が検出されなかったため、実際の測定では７５０℃までの測定で十分であると考えられる。
【００２０】
大気圧イオン化質量分析計による測定方法は、例えば岩田らによりＲ＆Ｄ／神戸製鋼技報［Vol.47、No.1、pp24〜27（1997）］に記載されている要領にて測定することができる。また、酸性溶液浸漬により、錆が付着した場合、錆を化学的または機械的に除去後、測定するものとする。除去方法は規定しないが、除去方法によって水素が侵入すること無く、水素の放出が無視できるほど速やかに除去する方法が望ましく、例えば陽極電解研磨や機械的研磨が推奨される。
【００２１】
ちなみに、１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素は、水素トラップエネルギーが２０〜４０ｋＪ／ｍｏｌであるトラップサイトにトラップされており、２５０℃以上の温度域で放出される水素は、水素トラップエネルギーが４０ｋＪ／ｍｏｌ以上であるトラップサイトにトラップされていることとなる。水素トラップエネルギーＥは、特開２０００−２６９３４号公報に記載の手法で求められる。すなわち、次式［ｌｎ（φ／Ｔ２）＝−（Ｅ／Ｒ）／Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ）］より、複数の昇温速度で水素分析を行い、その際の水素放出ピーク温度を測定し、ｌｎ（φ／Ｔ２）と−１／Ｔの関係を示す直線の傾きを求めることによって、水素トラップエネルギーＥを求めた。ただし、φは加熱速度、Ａは水素のトラップ脱離の反応定数、Ｒは気体定数、Ｔは水素放出曲線のピーク温度である。
【００２２】
（２）また本発明では上記酸浸漬後に、さらに１００℃で１時間放置した後に、常温より１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＣｐｐｍとしたとき、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．０１以上、望ましくは０．１以上、さらに望ましくは０．５以上である鋼であることが必要である。
【００２３】
カーエンジン周辺機器にかかる温度を模擬して、１００℃の熱負荷を行うとトラップ作用が弱いトラップサイトから開放され、鋼中を自由に動く拡散性水素となり、一部は鋼の外に出て、一部はトラップ作用が強いトラップサイトに再度トラップされ、残りは応力集中部に濃化する危険性がある。２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量が上記（１）のものと比較して、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．０１未満の増加の場合は、トラップ作用が強いトラップサイトへの再トラップ効果が低く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境で遅れ破壊を増長する。（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．１以上、望ましくは０．５以上トラップ水素が増加する鋼は、再トラップ効果が高く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境でも遅れ破壊を抑制する。
【００２４】
また、本発明においては耐遅れ破壊性の試験方法を特に規定するものではなく、通常行われる定歪み試験、定荷重試験などが可能である。水素を侵入させる方法としては本発明記載の酸浸漬や陰極チャージ、ＣＣＴ試験などにより行うことができる。放置や熱負荷を行う際に、水素を放出させたくない場合は、Ｃｄ、Ｚｎ等のめっきにより水素を逃がさないようにしてから行うと良い。また、動的応力負荷を行う場合は、２μｍ／ｍｉｎ以下のクロスヘッドスピードでＳＳＲＴ試験（Slow Strain Rate Technique 低歪み速度試験）を行い、水素を侵入させた試料と水素を侵入させない試料との破断応力や歪み量の比で比較するのが望ましい。
【００２５】
（３）本発明においては、以上の効果を得る鋼として、平均粒径が５０ｎｍ以下の大きさのＶ、Ｍｏのうち１種以上を主成分とした化合物の単独あるいは複合化合物（イ）が鋼中に１０個／（５００ｎｍ）2以上、望ましくは２０個／（５００ｎｍ）2以上存在し、かつ平均粒径が５０ｎｍ以下の大きさのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上を主成分とした化合物の単独あるいは複合化合物（ロ）が鋼中に５個／（５００ｎｍ）2以上、望ましくは１０個／（５００ｎｍ）2以上、更に望ましくは２０個／（５００ｎｍ）2以上存在し、かつ化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下、望ましくは５０ｎｍ以下、より望ましくは２０ｎｍ以下であることが望ましい。
【００２６】
化合物（イ）としては、Ｖ、Ｍｏから選択される１種以上を含有する酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、炭窒化物、酸炭化物、酸窒化物等の化合物、或いは複合化合物が挙げられる。また、化合物（ロ）としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選択される１種以上を含有する酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、炭窒化物、酸炭化物、酸窒化物等の化合物、或いは複合化合物が挙げられる。
【００２７】
Ｖ、Ｍｏの化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂの化合物はいずれの大きさでも水素のトラップ効果を有しているが、平均粒径が５０ｎｍより大きいものはトラップ作用が弱く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境で水素を開放し、遅れ破壊を増長する。また、靱性が低下することにより、機械的特性に劣る。またＶ、Ｍｏ化合物（イ）が鋼中に１０個／（５００ｎｍ）2未満の場合、Ｖ、Ｍｏ化合物の有する、トラップ作用は弱いけれども大量にトラップできるという効果が小さく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物（ロ）が鋼中に５個／（５００ｎｍ）2未満の場合は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の有する、強いトラップ作用効果が小さいため、熱負荷や動的歪み環境での耐遅れ破壊性に劣る。また、熱負荷や動的歪み環境でのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の再トラップ効果を十分に発揮させるには、Ｖ化合物（イ）から最も近いＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物（ロ）までの距離が近い方が望ましく、その平均が１００ｎｍを越えると再トラップ効果が小さいため耐遅れ破壊性に劣る。従って、化合物（イ）と化合物（ロ）の距離は１００ｎｍ以下の距離、望ましくは５０ｎｍ以下、より望ましくは２０ｎｍ以下の距離である方がよい。
【００２８】
（４）本発明においては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上を合計質量％で０．０５〜１．００％、望ましくは０．１０〜０．３０％を含有し、さらにＶの含有量が０．０５％以上、望ましくは０．１０％以上で、その相関が、Ｖ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）、望ましくはＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）を満足することが望ましい。
【００２９】
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上が合計質量％で０．０５％未満では、熱負荷や動的歪み環境でのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の再トラップ効果が小さい。また１．００％を越えると、鋼の靱性が低下するために、０．０５〜１．００％、望ましくは０．１０〜０．３０％であることが望ましい。また、Ｖの含有量との相関からは、以下のことがいえる。すなわち、Ｖの含有量の０．１５倍未満の場合、熱負荷や動的歪み環境で、Ｖ化合物から開放され、拡散性となった水素を、再トラップするのにＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物量が不十分であるため、遅れ破壊が増長される。従って、Ｖ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）、望ましくはＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）を満足することが望ましい。さらに、Ｖの含有量は少なすぎるとＶ化合物の有する、大量にトラップできるという効果が小さくなるため、０．０５％以上、望ましくは０．１０％以上含有させることが必要である。
【００３０】
（５）Ｍｏの含有量が、０．２％未満の場合、トラップ量が少なくなるだけでなく、焼入れ性が悪くなって機械的強度が得られにくくなったり、粒界の靱性低下を引き起こす。逆に１．１％を越えると、鋼の靱性向上への効果が飽和し、コストの上昇を招くため、０．２〜１．１％を満足することが望ましい。
【００３１】
（６）さらに質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％を含有することが望ましい。
【００３２】
これらの元素は鋼中に化合物を析出させるのに必要な元素であり、炭化物、窒化物、酸化物、硫化物及びそれらの複合化合物を生成させる。そのため、本発明では、通常の方法よりも狭い範囲にて制御する必要がある。
【００３３】
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、高強度を確保するのに必須の元素であるが、本発明では炭化物を形成するために０．３０％以上含有する必要があり、望ましくは０．３５％以上が良い。しかしながら多過ぎると、靭性が劣化して耐遅れ破壊性が悪くなるばかりでなく冷間加工性も悪くなるので、０．５０％以下に押さえなければならず、より好ましくは０．４５％以下に抑えるのがよい。
【００３４】
Ｎは、窒化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００４％以上、好ましくは０．００５％以上含有するのが良い。しかしながら、０．０１０％を越えると固溶Ｎ量が増加し、遅れ破壊を増長する。したがって、０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００６％以下含有するのがよい。
【００３５】
Ｏは酸化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００１％以上含有するのが望ましい。しかしながら、０．００５％を越えると粗大な酸化物が析出し、逆にトラップ作用が弱くなり、熱負荷や動的歪み環境で遅れ破壊を増長する。したがって、Ｏ成分量は通常よりも狭い範囲での制御が必要であり、０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２％以下含有するのがよい。
【００３６】
Ｓは硫化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００３％以上含有するのが望ましい。好ましくは、０．００４％以上含有するのが良い。しかしながら、０．０１５％を越えると逆にトラップ作用が弱い粗大なＭｎＳなどが析出し、遅れ破壊を増長する。したがって、Ｓ成分量は通常よりも狭い範囲での制御が必要であり、０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下含有するのがよい。
【００３７】
（７）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ａｌ：０．０５％以下、Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００３８】
Ａｌ、Ｗ、Ｂは、大量に添加すると巨大な炭窒化物を生じ、靱性を低下するばかりか、遅れ破壊を増長するため、注意が必要である。さらに好ましい上限含有量は、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｗ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２５％以下であり、より好ましくは、Ａｌ：０．０４％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下である。一方、好ましい下限含有量は、Ａｌ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００５％以上であり、より好ましくは、Ａｌ：０．０２％以上、Ｗ：０．０２％以上、Ｂ：０．００１％以上である。
【００３９】
（８）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００４０】
Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の含有では耐食性向上に寄与するが、Ｃｒは１．５％を超えて多く含有すると、腐食先端のｐＨを下げ、耐食性が劣化する。また、ＮｉとＣｕはそれぞれ２．００％、１．００％を超えて多く含有しても、効果が飽和し、コストアップとなるだけである。従って、望ましい範囲はＣｒ：１．０５％以下、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：０．８０％以下、さらに望ましい範囲はＣｒ：０．５５％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：０．６０％以下である。
【００４１】
（９）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００４２】
Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下を含有すると鋼の清浄性がアップし、Ｏ、Ｓ、Ｐなどを下げることができる。また腐食先端ｐＨを上げるため耐食性が向上する。
【００４３】
なお、本発明の高強度鋼としては、残部は実質的にＦｅであるが、本発明の作用効果を阻害しない範囲の更なる成分、例えばＳｉ、Ｍｎなどの添加や不可避不純物の混入は許容される。
【００４４】
（１０）また更に、本発明の高強度鋼は熱負荷や動的応力負荷が繰り返しかかり、耐遅れ破壊性が問題とされる機械構造用途、すなわち、カーエンジン周辺機器のような用途に用いられる部品への適用に適する。
【００４５】
また、本発明では製造条件を規定するものではないが、例えば上述した成分範囲の制御に加え、下記のように調整して製造することで、本発明で規定した優れた耐遅れ破壊性を有する高強度鋼が得られる。
【００４６】
＜鋼材を製造する際の凝固過程における冷却速度＞
凝固過程（１５００℃から１３００℃への冷却中）において１０℃／分以上の速さで冷却することにより、粗大な化合物の析出が抑制され、微細な化合物が多く析出する。なお、前記冷却速度は、好ましくは２０℃／分以上、より好ましくは３０℃／分以上である。
【００４７】
＜焼入れ条件＞
８５０〜１０００℃の条件にて焼入れることによって、オーステナイト化させるだけでなくＶ、Ｍｏ化合物の大部分、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の一部を再固溶させる。この条件での焼入れ後焼戻しを行うことにより、完全に固溶しなかったＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物を核として、Ｖ、Ｍｏを再析出させ、Ｖ、Ｍｏ化合物をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の極近傍またはＶ、ＭｏとＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂとの複合析出物として析出させることができる。１０００℃を越えて焼入れすると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、靱性、延性が低下するのみならず、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大部分が固溶するため、焼戻し時にＶ、Ｍｏ化合物とＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物とが別々に析出し距離が長くなる。また、８５０℃未満であるとオーステナイト化が不十分である。９００〜９５０℃で焼入れるのが、より好ましい。
【００４８】
＜焼戻し条件＞
ＶやＭｏの析出硬化を利用して所望の強度を有することができる温度にて焼戻しを行うと良い。
【００４９】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５０】
表１及び表２に示す化学成分（質量％）を含有し、さらに０．２％Ｓｉ、０．７％Ｍｎを含有する供試鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造し冷却した。その後２５ｍｍφに鍛造し、１２００℃×３０分の溶体化処理を施した後、焼ならし処理し、引張強度が１４００〜１５００Ｎ／ｍｍ2になる様に焼入れ・焼戻し処理した。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
上記で得られた鋼材について、化合物の数を測定すると共に、遅れ破壊性試験片（図１）、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を作製した。その後遅れ破壊試験及び水素放出試験を実施した。
【００５４】
化合物の数の測定は以下のように実施した。
抽出レプリカ法により抽出した化合物を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、加速電圧２００ｋＶ、１５万倍の写真撮影をした。写真撮影は１サンプルに付き、任意の５箇所とし、各々の５００ｎｍ四方の視野中で観察される５０ｎｍ以下の微細な化合物を数え、５箇所の平均を算出した。ＥＤＸ及びＧＩＦマッピングによって各化合物の組成分析を実施し、１写真に付き、無作為のＶ、Ｍｏ化合物５個につき、最も近いＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物までの距離を測定した。この際、（Ｖ、Ｍｏ）群と（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ）群との複合化合物となっている場合は、距離０とした。５写真での計２５個のＶ、Ｍｏ化合物に付き調査し平均距離を算出した。
【００５５】
遅れ破壊試験は以下のように実施した。
図１に示す試験片をアセトン超音波脱脂後、ＳＳＲＴ試験装置に設置し、３０℃、大気中で、クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、大気中での試験片の伸びＥ0を得た。また、同形状の試験片をアセトン超音波脱脂後、０．５ｍｏｌ／ｌＨ2ＳＯ4＋０．０１ｍｏｌ／ｌＫＳＣＮの液中で１Ａ／ｄｍ2で６０分陰極チャージをした。その後水素逃散防止の目的で亜鉛めっきを施した。亜鉛めっきは、硫酸亜鉛７水和物、硫酸ナトリウム、硫酸に錯化剤を添加した浴にて、５０Ａ／ｄｍ2の電流を３分流すことによって得た。その後、２００時間常温にて保管して鋼中水素濃度を平衡化した後、クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、チャージ後の試験片の伸びＥ1を得た。また、同様に鋼中水素濃度を平衡化した後、１００℃×１時間の熱処理を行い、その後クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、熱負荷後の試験片の伸びＥ2を得た。遅れ破壊評価指標として、ＤＦ1＝１００×（１−Ｅ1／Ｅ2）により得られる遅れ破壊感受性、ＤＦ2＝１００×（１−Ｅ2／Ｅ0）により得られる熱負荷がかかった時の遅れ破壊感受性を算出した。
【００５６】
また、水素放出試験は、以下の２種類の方法で実施した。
水素放出試験（１）として、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を、ｐＨ３に調整した３０℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にそれぞれ２４時間浸漬した後、錆を機械的研磨により除去して、測定に供した。なお、測定装置には、日立東京エレクトロニクス（株）製超高感度ガス分析装置ＵＧ２４０ＡＰＮに、資料の昇温機構として真空理工（株）製Ｅ４１０−７１０１型赤外線イメージ炉を組み付けたＡＰＩ−ＭＳを用いた。測定にはキャリアーガスとしてＡｒガスを使用し、次の条件［測定温度範囲：２０〜８００℃、昇温速度：１２℃／ｍｉｎ、キャリアガス（Ａｒ）流量：８００ｍｌ／ｍｉｎ］にて測定し、図２で示す水素放出曲線を得た。また、測定は３回ずつ測定し、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素量をＡｐｐｍとし、かつ２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＢｐｐｍとして、Ｂ／Ａ、Ａの最低値を評価値とした。
【００５７】
また水素放出試験（２）として、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を、ｐＨ３に調整した３０℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にそれぞれ２４時間浸漬した後、さらに１００℃で１時間放置した後に、錆を機械的研磨により除去して、上述した手法によりＡＰＩ−ＭＳを用いて測定した。測定は３回ずつ測定し、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＣｐｐｍとして、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの最低値を評価値とした。
【００５８】
上述した試験結果を表３乃至４に示す。
【００５９】
【表３】
【００６０】
この表３は、製造方法とＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大きさ、量、両化合物間の距離、水素放出試験結果［Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値］及び遅れ破壊評価結果（ＤＦ1、ＤＦ2の値）を整理した表である。
【００６１】
この表３から明らかなように、比較例１は、凝固速度が３℃／分と遅いためＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の何れの化合物も粗大化し個数が少ない（請求項１及び２の化合物平均粒径、化合物個数を満たさない）。またそのため水素トラップ量が全体に少なく［上記（１）のＡ及び上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂを満たさない］、遅れ破壊評価が最も悪い。比較例２は、焼き入れ温度が８００℃と低すぎるため所望の強度が得られない（請求項１及び２の引張強度１２００Ｎ／ｍｍ２以上を満たさない）。比較例３は、凝固速度が８℃／分と比較例１と同様に遅い。ただし比較例１の凝固速度よりは速いためＶ、Ｍｏ化合物が小さくなり、そのため水素をトラップでき、上記（１）の０．１≦Ａの要件を満たしたが、依然としてＴｉ系化合物が大きく数も少ないため上記（１）のＢ／Ａの要件を満たさず、遅れ破壊評価も悪い。比較例４は、焼き入れ温度が１１５０℃と高いため両化合物間距離が長い（請求項１及び２の両化合物間距離１００ｎｍ以下を満たさない）。そのため上記（１）のＢ／Ａ、上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値がいずれも小さい。また遅れ破壊評価はどちらも悪いが特にＤＦ２が悪い。
【００６２】
上記比較例に対して実施例５は、焼入れ温度が１１００℃と比較例４と同様に高い。ただし比較例４の焼き入れ温度よりは低いため、上記（１）の要件は満たされた。しかし上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値が小さいため、遅れ破壊評価ＤＦ１は良いが、ＤＦ２が悪い。実施例６は、焼入れ温度が１０５０℃と実施例５の焼き入れ温度よりは５０℃低く、推奨範囲よりは５０℃高かったため、請求項１及び２の両化合物間距離は比較的大きい方で、上記（１）のＡ、Ｂ／Ａの各値は低い方でそれぞれ満たし、また上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値も満たしていた。遅れ破壊評価もどちらも良い。実施例７〜１０は、凝固速度、焼き入れ温度とも推奨範囲のもので、遅れ破壊評価はいずれも優れていた。
【００６３】
表３に示す比較例、実施例より明らかなことは、鋼成分が本発明限定範囲内であっても、製造方法によって化合物の大きさ、距離が異なり、水素放出試験、遅れ破壊試験結果が異なることである。すなわち、製造方法を、例えば上述した製造条件の如く、化合物の大きさ、距離を本発明限定範囲内になるように適正化すると、Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値がともに大きくなり、ＤＦ1、ＤＦ2の各値をともに低下させることができる。
【００６４】
【表４】
【００６５】
この表４は、製造方法を適正化した各鋼種のＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大きさ、量、両化合物間の距離、水素放出試験結果［Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値］及び遅れ破壊評価結果（ＤＦ1、ＤＦ2の値）を整理した表である。
【００６６】
表４から明らかなように、比較例１１は、表１の供試材Ａを用いたもので、供試材ＡはＴｉ量が０．００７％と少ないため、Ｔｉ化合物量が少なく、化合物間距離が大きい（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はどちらも良くないが特にＤＦ２が悪い。
【００６７】
比較例１２は、表１の供試材Ｃを用いたもので、供試材ＣはＶ量が０．０４％と少ないため、Ｖ化合物量が少ない（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）で遅れ破壊評価はどちらも良くないが特にＤＦ１が悪い。
【００６８】
比較例１３は、表１の供試材Ｄを用いたもので、供試材ＤはＴｉ系量がＶ量×０．１５未満である（請求項１及び２を満たさない）ため、Ｖ化合物量に対して、Ｔｉ化合物量が少ない。その結果、化合物間距離が大きく（請求項１及び２を満たさない）、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はＤＦ１は良いがＤＦ２が悪い。
【００６９】
比較例１４は、表１の供試材Ｅを用いたもので、供試材ＥはＶ量が０．７５％と多くＴｉ系量がＶ量×０．１５未満である（請求項１及び２を満たさない）ため、Ｖ化合物量が非常に多いのに対して、Ｔｉ化合物量が少ない。その結果、上記比較例１３と同様に、化合物間距離が大きく（請求項１及び２を満たさない）、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はＤＦ１は大変優れるがＤＦ２が悪い。
【００７０】
比較例１５は、表１の供試材Ｇを用いたもので、供試材Ｇは請求項１のＴｉ系量がＶ量×０．１５以上を満たす。しかし、Ｍｏ量が少ない（請求項１を満たさない）。そのためＶ系化合物量が少ない（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）で遅れ破壊評価はどちらも良くない。
【００７１】
比較例１６は、表１の供試材Ｉを用いたもので、Ｏ量が０．００７７％と多い（請求項１及び２を満たさない）。そのため化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、Ｖ系化合物量が少なくＴｉ系化合物平均粒径が大きい（請求項１及び２を満たさない）。そのため、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）でＢ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値も小さい値で満たしている。その結果遅れ破壊評価はどちらも良くない。
【００７２】
比較例１７は、表１の供試材Ｊを用いたもので、Ｎ量が０．０１２５％と多い（請求項１及び２を満たさない）。そのため化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、Ｖ系、Ｔｉ系化合物量が共に少なくＴｉ系化合物平均粒径が大きく化合物間距離も大きい（請求項１及び２を満たさない）。そのため、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）でＢ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。その結果遅れ破壊評価はどちらも悪い。
【００７３】
比較例１８は、表１の供試材Ｌを用いたもので、Ｃ量が少ない（請求項１及び２を満たさない）ため、所望の強度が得られない（請求項１及び２の引張強度１２００Ｎ／ｍｍ２以上を満たさない）。
【００７４】
実施例１９は、表１の供試材Ｈを用いたもので、Ｓ量が多い（請求項１及び２を満たさない）ため、化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、請求項１のＶ系、Ｔｉ系化合物量、平均粒径はいずれも限界値に近い値であったが、化合物間距離が大きい（請求項１及び２を満たさない）。また、Ｂ／Ａは限界値に近い値で上記（１）は満たしたが、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。その結果、遅れ破壊評価はＤＦ１は５４とまずまずであったが、ＤＦ２が５９と良くない。
【００７５】
実施例２０は、表１の供試材Ｂを用いたもので、供試材ＢはＴｉ系量が多い（請求項１及び２を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価もＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下と良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７６】
実施例２１は、表１の供試材Ｆを用いたもので、供試材ＦはＭｏ量が多い（請求項１を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価も良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７７】
実施例２２は、表１の供試材Ｋを用いたもので、供試材ＫはＣ量が多い（請求項１及び２を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価も良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７８】
実施例２３は、表２の供試材Ｍを用いたもので、供試材ＭはＶ量が０．１％未満と少なく且つＴｉ系量も０．１％未満と少ない上にそのＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００７９】
実施例２４は、表２の供試材Ｎを用いたもので、供試材ＮはＴｉ系量がＶ量×０．７５以上を満たすもののＶ量が０．１％未満と少なく、またＴｉ系量が０．３％を超えて多い（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８０】
実施例２５は、表２の供試材Ｏを用いたもので、供試材ＯはＶ量が０．７０％と多いためＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８１】
実施例２６は、表２の供試材Ｐを用いたもので、供試材Ｐは請求項２の要件を満たすと共に、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８２】
実施例２７は、表２の供試材Ｑを用いたもので、供試材ＱはＶ量が０．１％以上を満たすものの、Ｔｉ系量が０．１％未満と少ない上にそのＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価は極めて良い。
【００８３】
実施例２８と２９は、表２の供試材ＲとＳをそれぞれ用いたもので、各供試材ＲとＳはＶ量が０．１％以上で且つＴｉ系量がＶ量×０．７５以上を満たすものの、Ｔｉ系量が０．３％を超えて多い（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価は極めて良い。
【００８４】
実施例３０と３１は、表２の供試材ＴとＵをそれぞれ用いたもので、各供試材ＴとＵは請求項２の要件を満たすことはもとより、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価も極めて良い。
【００８５】
表４に示す比較例、実施例より明らかなことは、成分によって化合物の大きさ、数、距離が異なり、水素放出試験、遅れ破壊試験結果が異なる。すなわち、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ成分を本発明範囲内とした場合に、Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値が共に大きくなり、ＤＦ1、ＤＦ2の値を共に低下させることができる。更に、Ａｌ、Ｗ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｓの各成分の量を本発明範囲内にすると、さらに遅れ破壊評価ＤＦ1、ＤＦ2の値を共に低下させることができることがわかる。
【００８６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、熱負荷や動的応力負荷が存在する用途であっても耐遅れ破壊性を発揮し得る、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼が実現でき、こうした高強度鋼はボルトを始めとする各種構造材料として適用が期待でき、産業上大変有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るＳＳＲＴ試験用試験片の説明図である。
【図２】本発明に係る加熱時の水素放出曲線のグラフ図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、構造物・輸送機器など機械構造用途に用いられる高強度鋼およびその製造方法に関するものであって、特に１２００Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有し、且つ耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼に関するものである。尚、本発明でいう高強度鋼とは、製品加工前の鋼材はもちろん、ボルトなど鋼加工品をも含むものである。
【０００２】
【従来の技術】
高強度鋼の最大の解決課題は耐遅れ破壊性を向上させることにある。例えばボルト用鋼の場合、１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度では、ボルト首部が使用中に脆性的に破断する現象として恐れられている、時間依存型の「遅れ破壊」が生じやすくなることが知られている。
【０００３】
そこで従来より、成分組織の改良により耐遅れ破壊性を改善した高強度鋼材及びその加工品が種々提案されてきている。例えば、（１）特開平７−７０６９５号公報、特開平８−６０２９１号公報及び特開平７−１１２２３６号公報等で提案されているように、ＭｏやＶ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ等の元素の含有量を制御する方法、（２）特開平１１−２２９０７５号公報、特開２０００−２６９３４号公報及び特開平１１−２７０５３１号公報等で提案されているように、熱処理等の規定により鋼組織を制御することによって耐遅れ破壊性を改善する方法、が提案されている。しかし、これら提案の方法であっても十分に耐遅れ破壊性が改善されたとはならず、新たな改善策が研究されているのが実状である。
【０００４】
一方、特に最近、遅れ破壊を引き起こすとされている室温で鋼中を動き回る水素（拡散性水素）を捕捉して、特定部分への水素の濃化を防ぐ方法が注目されている。このような方法に関連する提案として、例えば、上記特開２０００−２６９３４号公報に提案の方法が挙げられる。すなわち、同公報では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ等の元素の含有量を制御し、微細な酸化物、炭化物、窒化物を鋼中に分散させる手法が提案されている。また、一般的には、拡散性水素を捕捉することにより、水素が無害化するとされているため、それらＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ等の元素を大量に添加することが良いとされている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、本発明者らの研究によれば、使用用途によっては、拡散性水素を捕捉しても無害化できない炭窒化物の種類があることがわかってきた。例えばＶやＭｏはその炭窒化物が多くの水素を捕捉するばかりか、焼入れ性などの特性をも高めることができ有用であるが、通常、自動車のエンジン部品などでかかるような熱負荷や動的応力負荷をかけると、捕捉した拡散性水素が開放されて遅れ破壊を促進する恐れがあることを見出した。従って、上述した拡散性水素を捕捉する従来知見された技術では、熱負荷や動的応力負荷が存在しない一部の用途でしか耐遅れ破壊性を改善できないことが懸念される。
【０００６】
本発明は、上記の実状に鑑みてなされたものであって、その目的は、熱負荷や動的応力負荷が存在する用途であっても耐遅れ破壊性を発揮し得る、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記従来技術の課題を解決するために、鋼中拡散性水素の調査に非常に有用である水素放出曲線に着目して鋭意研究を重ねた。その結果、得られたことは以下の通りである。
【０００８】
鋼材中の水素量は、酸浸漬や陰極チャージなどの水素チャージ前後の試料を１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に得られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めることができる。また、水素を捕捉するもの（トラップサイト）は、水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから判定でき、あるトラップサイトにトラップされた水素量はピークの面積分値によって求めることができる。従来から言われている「拡散性水素」は転位や粒界によりトラップされていると考えられている水素であり、水素放出曲線において、最初に認められる第１ピーク曲線として測定できる。従来より、この拡散性水素が遅れ破壊を増長するとされている。また、鋼への種々の添加成分により、それらの析出化合物（炭窒化物など）にトラップされた水素を示す、より高いピーク温度・ピーク高さの曲線が得られる（以下炭窒化物トラップ水素と言う）。従来、この炭窒化物トラップ水素は、遅れ破壊に寄与しないとされている。
【０００９】
ＶやＭｏの炭窒化物を含む鋼は水素をチャージすると、拡散性水素ピーク温度よりも少し高い温度位置に非常に多くの炭窒化物トラップ水素量が放出されることが確認できる。すなわち、非常に多くの水素量をトラップでき、応力集中部への水素の拡散濃化を防ぐことができるため、無添加鋼と比較して常温定荷重で行う遅れ破壊試験結果が良くなる。
【００１０】
しかしながら、本発明者等は、ＶやＭｏの炭窒化物を含有する鋼試料に陰極チャージにより水素チャージ後、拡散性水素が逃げないように皮膜を施して放置を行った後、さらに通常、自動車のエンジン部品などでかかる熱負荷や動的応力負荷をかけることにより、拡散性水素ピーク量が増加し、炭窒化物トラップ水素量が減少するという現象が見られ、遅れ破壊試験結果も悪くなるということを見出した。すなわち、ＶやＭｏ炭窒化物のトラップ作用は弱く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境では、ＶやＭｏの炭窒化物にトラップされた水素は開放され、遅れ破壊を増長すると推察される。
【００１１】
逆に、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物を含む鋼は水素をチャージすると、拡散性水素ピーク温度よりもかなり高い温度位置にある程度の炭窒化物トラップ水素量が放出されることが確認できる。これらの鋼試料に陰極チャージにより水素チャージ後、拡散性水素が逃げないように皮膜を施して放置を行った後、同様に、自動車のエンジン部品などでかかる熱負荷や動的応力負荷をかけると、拡散性水素ピーク量が減少し、炭窒化物トラップ水素量が増加するというＶやＭｏとは異なる現象が見られ、遅れ破壊試験結果も良くなるということを見出した。すなわち、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物のトラップ作用は強く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境でも、ＴｉやＺｒ、Ｈｆの炭窒化物にトラップされた水素は開放されず、逆に、粒界や転位から開放された拡散性水素を再トラップするため、遅れ破壊を抑制すると推察される。
【００１２】
しかしながら、ＴｉやＺｒ、Ｈｆのようにトラップ作用が強い炭窒化物を析出させる成分は鋼に大量に含有できないため、多く炭窒化物を析出させることが困難であり、多くの水素量をトラップすることはできない。
【００１３】
種々の鋼種での同様の検討により、熱負荷や動的応力負荷がかかった場合に耐遅れ破壊性に悪影響を与える可能性があるのは、トラップ作用が弱い１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素であり、トラップ作用が強い２５０℃以上の温度域で放出される水素は悪影響を与えないことがわかった。そして、それぞれの領域の水素量がある範囲にある鋼は、非常に多くの水素量をトラップでき、応力集中部への水素の拡散濃化を防ぐことができ、かつ熱負荷や動的応力負荷がかかっても耐遅れ破壊性が高いことを実験的に見出した。すなわち、水素のトラップ量は多いがトラップ作用が弱い析出物と、水素のトラップ量は少ないがトラップ作用が強い析出物の含有量比の最適値があり、しかもそれら析出物の分布状態を制御する必要があることがわかった。
【００１４】
本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであって、本発明の要旨は以下の通りである。
請求項１に記載の発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％（質量％、以降同じ）、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．０１〜０．５０％、Ｖを０．０５％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項２に記載の発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．１〜０．３％、Ｖを０．１％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項３に記載の発明は、更に、Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項４に記載の発明は、更に、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至３のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項５に記載の発明は、更に、Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至４のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
請求項６に記載に発明は、請求項１乃至５のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼を製造するに際して、鋳造時の凝固過程において１０℃／ｍｉｎ以上の速さで冷却し、凝固後８５０〜１０００℃で焼き入れることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼の製造方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の構成並びに作用について更に詳細に説明する。
（１）本発明は、引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、ｐＨ３．０以下の酸性溶液中に２４時間浸漬した直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍの鋼材を、真空中または不活性ガス中で常温から１２℃/ｍｉｎの昇温速度で加熱した場合に、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素量をＡｐｐｍ、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＢｐｐｍとしたとき、これら水素量Ａ、Ｂの値が０．０１≦Ｂ／Ａかつ０．１≦Ａを満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼である。
【００１６】
ｐＨ３．０以下の酸性溶液中に２４時間以上浸漬するような実環境よりも厳しい腐食環境下での試験では、大量の水素を鋼中に強制的に侵入させることができる。この試験後の鋼中にＡが０．１ｐｐｍ未満であるということは、多くの水素をトラップすることができないことを示すから、耐遅れ破壊性に劣る鋼といえる。従って、０．１≦Ａとするが、望ましくは０．５≦Ａがよく、０．５≦Ａであれば、多くの水素をトラップすることができ、耐遅れ破壊性に優れる。
【００１７】
しかしながら、Ｂ／Ａ＜０．０１である場合、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境では、開放される水素量が多いにもかかわらず、水素トラップ作用が強いトラップサイトが少ないため開放される水素を再トラップしきれないため、遅れ破壊を抑制できない。従って、０．０１≦Ｂ／Ａとするが、望ましくは０．１≦Ｂ／Ａがよく、０．１≦Ｂ／Ａであれば、水素トラップ作用が強いトラップサイトが多く、熱負荷や動的応力負荷により水素トラップ作用が弱いトラップサイトから水素が開放されても十分に再トラップすることができるため、遅れ破壊を抑制できる。
【００１８】
すなわち、０．０１≦Ｂ／Ａかつ０．１≦Ａ、望ましくは０．１≦Ｂ／Ａかつ０．５≦Ａである場合、環境によらず侵入水素をトラップすることができ、耐遅れ破壊性に優れる。
【００１９】
なお、本発明においては水素量を、昇温速度１２℃／ｍｉｎで連続加熱し、発生水素量を大気圧イオン化質量分析計（ＡＰＩ−ＭＳ）や真空質量分析計（ＴＤＳ）により測定するのが望ましい。ＡＰＩ−ＭＳの場合、測定温度範囲を２０〜８００℃、昇温速度を１２℃／ｍｉｎ、キャリアガス（Ａｒ）流量を８００ｍｌ／ｍｉｎで測定する。また、真空昇温分析の場合は、昇温速度を１２℃／ｍｉｎ、真空度を１０-6ｔｏｒｒ以下、試料調整終了から測定開始までの時間を２０分以下で測定する。装置の性能限界により７５０℃より上の水素は測定できなかったが、７００℃以上ではほとんど水素が検出されなかったため、実際の測定では７５０℃までの測定で十分であると考えられる。
【００２０】
大気圧イオン化質量分析計による測定方法は、例えば岩田らによりＲ＆Ｄ／神戸製鋼技報［Vol.47、No.1、pp24〜27（1997）］に記載されている要領にて測定することができる。また、酸性溶液浸漬により、錆が付着した場合、錆を化学的または機械的に除去後、測定するものとする。除去方法は規定しないが、除去方法によって水素が侵入すること無く、水素の放出が無視できるほど速やかに除去する方法が望ましく、例えば陽極電解研磨や機械的研磨が推奨される。
【００２１】
ちなみに、１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素は、水素トラップエネルギーが２０〜４０ｋＪ／ｍｏｌであるトラップサイトにトラップされており、２５０℃以上の温度域で放出される水素は、水素トラップエネルギーが４０ｋＪ／ｍｏｌ以上であるトラップサイトにトラップされていることとなる。水素トラップエネルギーＥは、特開２０００−２６９３４号公報に記載の手法で求められる。すなわち、次式［ｌｎ（φ／Ｔ２）＝−（Ｅ／Ｒ）／Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ）］より、複数の昇温速度で水素分析を行い、その際の水素放出ピーク温度を測定し、ｌｎ（φ／Ｔ２）と−１／Ｔの関係を示す直線の傾きを求めることによって、水素トラップエネルギーＥを求めた。ただし、φは加熱速度、Ａは水素のトラップ脱離の反応定数、Ｒは気体定数、Ｔは水素放出曲線のピーク温度である。
【００２２】
（２）また本発明では上記酸浸漬後に、さらに１００℃で１時間放置した後に、常温より１２℃/ｍｉｎの速度で加熱した際に、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＣｐｐｍとしたとき、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．０１以上、望ましくは０．１以上、さらに望ましくは０．５以上である鋼であることが必要である。
【００２３】
カーエンジン周辺機器にかかる温度を模擬して、１００℃の熱負荷を行うとトラップ作用が弱いトラップサイトから開放され、鋼中を自由に動く拡散性水素となり、一部は鋼の外に出て、一部はトラップ作用が強いトラップサイトに再度トラップされ、残りは応力集中部に濃化する危険性がある。２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量が上記（１）のものと比較して、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．０１未満の増加の場合は、トラップ作用が強いトラップサイトへの再トラップ効果が低く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境で遅れ破壊を増長する。（Ｃ−Ｂ）／Ｂが０．１以上、望ましくは０．５以上トラップ水素が増加する鋼は、再トラップ効果が高く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境でも遅れ破壊を抑制する。
【００２４】
また、本発明においては耐遅れ破壊性の試験方法を特に規定するものではなく、通常行われる定歪み試験、定荷重試験などが可能である。水素を侵入させる方法としては本発明記載の酸浸漬や陰極チャージ、ＣＣＴ試験などにより行うことができる。放置や熱負荷を行う際に、水素を放出させたくない場合は、Ｃｄ、Ｚｎ等のめっきにより水素を逃がさないようにしてから行うと良い。また、動的応力負荷を行う場合は、２μｍ／ｍｉｎ以下のクロスヘッドスピードでＳＳＲＴ試験（Slow Strain Rate Technique 低歪み速度試験）を行い、水素を侵入させた試料と水素を侵入させない試料との破断応力や歪み量の比で比較するのが望ましい。
【００２５】
（３）本発明においては、以上の効果を得る鋼として、平均粒径が５０ｎｍ以下の大きさのＶ、Ｍｏのうち１種以上を主成分とした化合物の単独あるいは複合化合物（イ）が鋼中に１０個／（５００ｎｍ）2以上、望ましくは２０個／（５００ｎｍ）2以上存在し、かつ平均粒径が５０ｎｍ以下の大きさのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上を主成分とした化合物の単独あるいは複合化合物（ロ）が鋼中に５個／（５００ｎｍ）2以上、望ましくは１０個／（５００ｎｍ）2以上、更に望ましくは２０個／（５００ｎｍ）2以上存在し、かつ化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下、望ましくは５０ｎｍ以下、より望ましくは２０ｎｍ以下であることが望ましい。
【００２６】
化合物（イ）としては、Ｖ、Ｍｏから選択される１種以上を含有する酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、炭窒化物、酸炭化物、酸窒化物等の化合物、或いは複合化合物が挙げられる。また、化合物（ロ）としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選択される１種以上を含有する酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、炭窒化物、酸炭化物、酸窒化物等の化合物、或いは複合化合物が挙げられる。
【００２７】
Ｖ、Ｍｏの化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂの化合物はいずれの大きさでも水素のトラップ効果を有しているが、平均粒径が５０ｎｍより大きいものはトラップ作用が弱く、熱負荷や動的応力負荷がかかる環境で水素を開放し、遅れ破壊を増長する。また、靱性が低下することにより、機械的特性に劣る。またＶ、Ｍｏ化合物（イ）が鋼中に１０個／（５００ｎｍ）2未満の場合、Ｖ、Ｍｏ化合物の有する、トラップ作用は弱いけれども大量にトラップできるという効果が小さく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物（ロ）が鋼中に５個／（５００ｎｍ）2未満の場合は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の有する、強いトラップ作用効果が小さいため、熱負荷や動的歪み環境での耐遅れ破壊性に劣る。また、熱負荷や動的歪み環境でのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の再トラップ効果を十分に発揮させるには、Ｖ化合物（イ）から最も近いＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物（ロ）までの距離が近い方が望ましく、その平均が１００ｎｍを越えると再トラップ効果が小さいため耐遅れ破壊性に劣る。従って、化合物（イ）と化合物（ロ）の距離は１００ｎｍ以下の距離、望ましくは５０ｎｍ以下、より望ましくは２０ｎｍ以下の距離である方がよい。
【００２８】
（４）本発明においては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上を合計質量％で０．０５〜１．００％、望ましくは０．１０〜０．３０％を含有し、さらにＶの含有量が０．０５％以上、望ましくは０．１０％以上で、その相関が、Ｖ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）、望ましくはＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）を満足することが望ましい。
【００２９】
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち１種以上が合計質量％で０．０５％未満では、熱負荷や動的歪み環境でのＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の再トラップ効果が小さい。また１．００％を越えると、鋼の靱性が低下するために、０．０５〜１．００％、望ましくは０．１０〜０．３０％であることが望ましい。また、Ｖの含有量との相関からは、以下のことがいえる。すなわち、Ｖの含有量の０．１５倍未満の場合、熱負荷や動的歪み環境で、Ｖ化合物から開放され、拡散性となった水素を、再トラップするのにＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物量が不十分であるため、遅れ破壊が増長される。従って、Ｖ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）、望ましくはＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）を満足することが望ましい。さらに、Ｖの含有量は少なすぎるとＶ化合物の有する、大量にトラップできるという効果が小さくなるため、０．０５％以上、望ましくは０．１０％以上含有させることが必要である。
【００３０】
（５）Ｍｏの含有量が、０．２％未満の場合、トラップ量が少なくなるだけでなく、焼入れ性が悪くなって機械的強度が得られにくくなったり、粒界の靱性低下を引き起こす。逆に１．１％を越えると、鋼の靱性向上への効果が飽和し、コストの上昇を招くため、０．２〜１．１％を満足することが望ましい。
【００３１】
（６）さらに質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％を含有することが望ましい。
【００３２】
これらの元素は鋼中に化合物を析出させるのに必要な元素であり、炭化物、窒化物、酸化物、硫化物及びそれらの複合化合物を生成させる。そのため、本発明では、通常の方法よりも狭い範囲にて制御する必要がある。
【００３３】
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、高強度を確保するのに必須の元素であるが、本発明では炭化物を形成するために０．３０％以上含有する必要があり、望ましくは０．３５％以上が良い。しかしながら多過ぎると、靭性が劣化して耐遅れ破壊性が悪くなるばかりでなく冷間加工性も悪くなるので、０．５０％以下に押さえなければならず、より好ましくは０．４５％以下に抑えるのがよい。
【００３４】
Ｎは、窒化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００４％以上、好ましくは０．００５％以上含有するのが良い。しかしながら、０．０１０％を越えると固溶Ｎ量が増加し、遅れ破壊を増長する。したがって、０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００６％以下含有するのがよい。
【００３５】
Ｏは酸化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００１％以上含有するのが望ましい。しかしながら、０．００５％を越えると粗大な酸化物が析出し、逆にトラップ作用が弱くなり、熱負荷や動的歪み環境で遅れ破壊を増長する。したがって、Ｏ成分量は通常よりも狭い範囲での制御が必要であり、０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２％以下含有するのがよい。
【００３６】
Ｓは硫化物を形成し、析出物を微細分散させることにより、トラップ作用を強化し、遅れ破壊を抑制するため、０．００３％以上含有するのが望ましい。好ましくは、０．００４％以上含有するのが良い。しかしながら、０．０１５％を越えると逆にトラップ作用が弱い粗大なＭｎＳなどが析出し、遅れ破壊を増長する。したがって、Ｓ成分量は通常よりも狭い範囲での制御が必要であり、０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下含有するのがよい。
【００３７】
（７）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ａｌ：０．０５％以下、Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００３８】
Ａｌ、Ｗ、Ｂは、大量に添加すると巨大な炭窒化物を生じ、靱性を低下するばかりか、遅れ破壊を増長するため、注意が必要である。さらに好ましい上限含有量は、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｗ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２５％以下であり、より好ましくは、Ａｌ：０．０４％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下である。一方、好ましい下限含有量は、Ａｌ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００５％以上であり、より好ましくは、Ａｌ：０．０２％以上、Ｗ：０．０２％以上、Ｂ：０．００１％以上である。
【００３９】
（８）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００４０】
Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の含有では耐食性向上に寄与するが、Ｃｒは１．５％を超えて多く含有すると、腐食先端のｐＨを下げ、耐食性が劣化する。また、ＮｉとＣｕはそれぞれ２．００％、１．００％を超えて多く含有しても、効果が飽和し、コストアップとなるだけである。従って、望ましい範囲はＣｒ：１．０５％以下、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｕ：０．８０％以下、さらに望ましい範囲はＣｒ：０．５５％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：０．６０％以下である。
【００４１】
（９）また、本発明の高強度鋼としては質量％で、Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものが望ましい。
【００４２】
Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下を含有すると鋼の清浄性がアップし、Ｏ、Ｓ、Ｐなどを下げることができる。また腐食先端ｐＨを上げるため耐食性が向上する。
【００４３】
なお、本発明の高強度鋼としては、残部は実質的にＦｅであるが、本発明の作用効果を阻害しない範囲の更なる成分、例えばＳｉ、Ｍｎなどの添加や不可避不純物の混入は許容される。
【００４４】
（１０）また更に、本発明の高強度鋼は熱負荷や動的応力負荷が繰り返しかかり、耐遅れ破壊性が問題とされる機械構造用途、すなわち、カーエンジン周辺機器のような用途に用いられる部品への適用に適する。
【００４５】
また、本発明では製造条件を規定するものではないが、例えば上述した成分範囲の制御に加え、下記のように調整して製造することで、本発明で規定した優れた耐遅れ破壊性を有する高強度鋼が得られる。
【００４６】
＜鋼材を製造する際の凝固過程における冷却速度＞
凝固過程（１５００℃から１３００℃への冷却中）において１０℃／分以上の速さで冷却することにより、粗大な化合物の析出が抑制され、微細な化合物が多く析出する。なお、前記冷却速度は、好ましくは２０℃／分以上、より好ましくは３０℃／分以上である。
【００４７】
＜焼入れ条件＞
８５０〜１０００℃の条件にて焼入れることによって、オーステナイト化させるだけでなくＶ、Ｍｏ化合物の大部分、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の一部を再固溶させる。この条件での焼入れ後焼戻しを行うことにより、完全に固溶しなかったＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物を核として、Ｖ、Ｍｏを再析出させ、Ｖ、Ｍｏ化合物をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の極近傍またはＶ、ＭｏとＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂとの複合析出物として析出させることができる。１０００℃を越えて焼入れすると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、靱性、延性が低下するのみならず、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大部分が固溶するため、焼戻し時にＶ、Ｍｏ化合物とＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物とが別々に析出し距離が長くなる。また、８５０℃未満であるとオーステナイト化が不十分である。９００〜９５０℃で焼入れるのが、より好ましい。
【００４８】
＜焼戻し条件＞
ＶやＭｏの析出硬化を利用して所望の強度を有することができる温度にて焼戻しを行うと良い。
【００４９】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５０】
表１及び表２に示す化学成分（質量％）を含有し、さらに０．２％Ｓｉ、０．７％Ｍｎを含有する供試鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造し冷却した。その後２５ｍｍφに鍛造し、１２００℃×３０分の溶体化処理を施した後、焼ならし処理し、引張強度が１４００〜１５００Ｎ／ｍｍ2になる様に焼入れ・焼戻し処理した。
【００５１】
【表１】
【表２】
上記で得られた鋼材について、化合物の数を測定すると共に、遅れ破壊性試験片（図１）、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を作製した。その後遅れ破壊試験及び水素放出試験を実施した。
【００５４】
化合物の数の測定は以下のように実施した。
抽出レプリカ法により抽出した化合物を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて、加速電圧２００ｋＶ、１５万倍の写真撮影をした。写真撮影は１サンプルに付き、任意の５箇所とし、各々の５００ｎｍ四方の視野中で観察される５０ｎｍ以下の微細な化合物を数え、５箇所の平均を算出した。ＥＤＸ及びＧＩＦマッピングによって各化合物の組成分析を実施し、１写真に付き、無作為のＶ、Ｍｏ化合物５個につき、最も近いＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物までの距離を測定した。この際、（Ｖ、Ｍｏ）群と（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ）群との複合化合物となっている場合は、距離０とした。５写真での計２５個のＶ、Ｍｏ化合物に付き調査し平均距離を算出した。
【００５５】
遅れ破壊試験は以下のように実施した。
図１に示す試験片をアセトン超音波脱脂後、ＳＳＲＴ試験装置に設置し、３０℃、大気中で、クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、大気中での試験片の伸びＥ0を得た。また、同形状の試験片をアセトン超音波脱脂後、０．５ｍｏｌ／ｌＨ2ＳＯ4＋０．０１ｍｏｌ／ｌＫＳＣＮの液中で１Ａ／ｄｍ2で６０分陰極チャージをした。その後水素逃散防止の目的で亜鉛めっきを施した。亜鉛めっきは、硫酸亜鉛７水和物、硫酸ナトリウム、硫酸に錯化剤を添加した浴にて、５０Ａ／ｄｍ2の電流を３分流すことによって得た。その後、２００時間常温にて保管して鋼中水素濃度を平衡化した後、クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、チャージ後の試験片の伸びＥ1を得た。また、同様に鋼中水素濃度を平衡化した後、１００℃×１時間の熱処理を行い、その後クロスヘッド速度２×１０-3ｍｍ／ｍｉｎでＳＳＲＴ試験を行い、熱負荷後の試験片の伸びＥ2を得た。遅れ破壊評価指標として、ＤＦ1＝１００×（１−Ｅ1／Ｅ2）により得られる遅れ破壊感受性、ＤＦ2＝１００×（１−Ｅ2／Ｅ0）により得られる熱負荷がかかった時の遅れ破壊感受性を算出した。
【００５６】
また、水素放出試験は、以下の２種類の方法で実施した。
水素放出試験（１）として、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を、ｐＨ３に調整した３０℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にそれぞれ２４時間浸漬した後、錆を機械的研磨により除去して、測定に供した。なお、測定装置には、日立東京エレクトロニクス（株）製超高感度ガス分析装置ＵＧ２４０ＡＰＮに、資料の昇温機構として真空理工（株）製Ｅ４１０−７１０１型赤外線イメージ炉を組み付けたＡＰＩ−ＭＳを用いた。測定にはキャリアーガスとしてＡｒガスを使用し、次の条件［測定温度範囲：２０〜８００℃、昇温速度：１２℃／ｍｉｎ、キャリアガス（Ａｒ）流量：８００ｍｌ／ｍｉｎ］にて測定し、図２で示す水素放出曲線を得た。また、測定は３回ずつ測定し、１００℃以上２５０℃未満の温度域で放出される水素量をＡｐｐｍとし、かつ２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＢｐｐｍとして、Ｂ／Ａ、Ａの最低値を評価値とした。
【００５７】
また水素放出試験（２）として、水素放出試験片（直径１０ｍｍ×厚さ３ｍｍ）を、ｐＨ３に調整した３０℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にそれぞれ２４時間浸漬した後、さらに１００℃で１時間放置した後に、錆を機械的研磨により除去して、上述した手法によりＡＰＩ−ＭＳを用いて測定した。測定は３回ずつ測定し、２５０℃以上７５０℃以下の温度域で放出される水素量をＣｐｐｍとして、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの最低値を評価値とした。
【００５８】
上述した試験結果を表３乃至４に示す。
【００５９】
【表３】
この表３は、製造方法とＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大きさ、量、両化合物間の距離、水素放出試験結果［Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値］及び遅れ破壊評価結果（ＤＦ1、ＤＦ2の値）を整理した表である。
【００６１】
この表３から明らかなように、比較例１は、凝固速度が３℃／分と遅いためＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の何れの化合物も粗大化し個数が少ない（請求項１及び２の化合物平均粒径、化合物個数を満たさない）。またそのため水素トラップ量が全体に少なく［上記（１）のＡ及び上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂを満たさない］、遅れ破壊評価が最も悪い。比較例２は、焼き入れ温度が８００℃と低すぎるため所望の強度が得られない（請求項１及び２の引張強度１２００Ｎ／ｍｍ２以上を満たさない）。比較例３は、凝固速度が８℃／分と比較例１と同様に遅い。ただし比較例１の凝固速度よりは速いためＶ、Ｍｏ化合物が小さくなり、そのため水素をトラップでき、上記（１）の０．１≦Ａの要件を満たしたが、依然としてＴｉ系化合物が大きく数も少ないため上記（１）のＢ／Ａの要件を満たさず、遅れ破壊評価も悪い。比較例４は、焼き入れ温度が１１５０℃と高いため両化合物間距離が長い（請求項１及び２の両化合物間距離１００ｎｍ以下を満たさない）。そのため上記（１）のＢ／Ａ、上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値がいずれも小さい。また遅れ破壊評価はどちらも悪いが特にＤＦ２が悪い。
【００６２】
上記比較例に対して実施例５は、焼入れ温度が１１００℃と比較例４と同様に高い。ただし比較例４の焼き入れ温度よりは低いため、上記（１）の要件は満たされた。しかし上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値が小さいため、遅れ破壊評価ＤＦ１は良いが、ＤＦ２が悪い。実施例６は、焼入れ温度が１０５０℃と実施例５の焼き入れ温度よりは５０℃低く、推奨範囲よりは５０℃高かったため、請求項１及び２の両化合物間距離は比較的大きい方で、上記（１）のＡ、Ｂ／Ａの各値は低い方でそれぞれ満たし、また上記（２）の（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値も満たしていた。遅れ破壊評価もどちらも良い。実施例７〜１０は、凝固速度、焼き入れ温度とも推奨範囲のもので、遅れ破壊評価はいずれも優れていた。
【００６３】
表３に示す比較例、実施例より明らかなことは、鋼成分が本発明限定範囲内であっても、製造方法によって化合物の大きさ、距離が異なり、水素放出試験、遅れ破壊試験結果が異なることである。すなわち、製造方法を、例えば上述した製造条件の如く、化合物の大きさ、距離を本発明限定範囲内になるように適正化すると、Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値がともに大きくなり、ＤＦ1、ＤＦ2の各値をともに低下させることができる。
【００６４】
【表４】
この表４は、製造方法を適正化した各鋼種のＶ、Ｍｏ化合物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物の大きさ、量、両化合物間の距離、水素放出試験結果［Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの値］及び遅れ破壊評価結果（ＤＦ1、ＤＦ2の値）を整理した表である。
【００６６】
表４から明らかなように、比較例１１は、表１の供試材Ａを用いたもので、供試材ＡはＴｉ量が０．００７％と少ないため、Ｔｉ化合物量が少なく、化合物間距離が大きい（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はどちらも良くないが特にＤＦ２が悪い。
【００６７】
比較例１２は、表１の供試材Ｃを用いたもので、供試材ＣはＶ量が０．０４％と少ないため、Ｖ化合物量が少ない（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）で遅れ破壊評価はどちらも良くないが特にＤＦ１が悪い。
【００６８】
比較例１３は、表１の供試材Ｄを用いたもので、供試材ＤはＴｉ系量がＶ量×０．１５未満である（請求項１及び２を満たさない）ため、Ｖ化合物量に対して、Ｔｉ化合物量が少ない。その結果、化合物間距離が大きく（請求項１及び２を満たさない）、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はＤＦ１は良いがＤＦ２が悪い。
【００６９】
比較例１４は、表１の供試材Ｅを用いたもので、供試材ＥはＶ量が０．７５％と多くＴｉ系量がＶ量×０．１５未満である（請求項１及び２を満たさない）ため、Ｖ化合物量が非常に多いのに対して、Ｔｉ化合物量が少ない。その結果、上記比較例１３と同様に、化合物間距離が大きく（請求項１及び２を満たさない）、Ｂ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。遅れ破壊評価はＤＦ１は大変優れるがＤＦ２が悪い。
【００７０】
比較例１５は、表１の供試材Ｇを用いたもので、供試材Ｇは請求項１のＴｉ系量がＶ量×０．１５以上を満たす。しかし、Ｍｏ量が少ない（請求項１を満たさない）。そのためＶ系化合物量が少ない（請求項１及び２を満たさない）。その結果、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）で遅れ破壊評価はどちらも良くない。
【００７１】
比較例１６は、表１の供試材Ｉを用いたもので、Ｏ量が０．００７７％と多い（請求項１及び２を満たさない）。そのため化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、Ｖ系化合物量が少なくＴｉ系化合物平均粒径が大きい（請求項１及び２を満たさない）。そのため、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）でＢ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値も小さい値で満たしている。その結果遅れ破壊評価はどちらも良くない。
【００７２】
比較例１７は、表１の供試材Ｊを用いたもので、Ｎ量が０．０１２５％と多い（請求項１及び２を満たさない）。そのため化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、Ｖ系、Ｔｉ系化合物量が共に少なくＴｉ系化合物平均粒径が大きく化合物間距離も大きい（請求項１及び２を満たさない）。そのため、Ａが０．１未満（上記（１）を満たさない）でＢ／Ａが小さく（上記（１）を満たさない）、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。その結果遅れ破壊評価はどちらも悪い。
【００７３】
比較例１８は、表１の供試材Ｌを用いたもので、Ｃ量が少ない（請求項１及び２を満たさない）ため、所望の強度が得られない（請求項１及び２の引張強度１２００Ｎ／ｍｍ２以上を満たさない）。
【００７４】
実施例１９は、表１の供試材Ｈを用いたもので、Ｓ量が多い（請求項１及び２を満たさない）ため、化合物が粗大化し面積当たりの数が減少し、請求項１のＶ系、Ｔｉ系化合物量、平均粒径はいずれも限界値に近い値であったが、化合物間距離が大きい（請求項１及び２を満たさない）。また、Ｂ／Ａは限界値に近い値で上記（１）は満たしたが、（Ｃ−Ｂ）／Ｂが小さい（上記（２）を満たさない）。その結果、遅れ破壊評価はＤＦ１は５４とまずまずであったが、ＤＦ２が５９と良くない。
【００７５】
実施例２０は、表１の供試材Ｂを用いたもので、供試材ＢはＴｉ系量が多い（請求項１及び２を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価もＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下と良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７６】
実施例２１は、表１の供試材Ｆを用いたもので、供試材ＦはＭｏ量が多い（請求項１を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価も良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７７】
実施例２２は、表１の供試材Ｋを用いたもので、供試材ＫはＣ量が多い（請求項１及び２を満たさない）が、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、遅れ破壊評価も良い。ただし、用途によっては靱性が問題となることが懸念され、用途が限定される可能性がある。
【００７８】
実施例２３は、表２の供試材Ｍを用いたもので、供試材ＭはＶ量が０．１％未満と少なく且つＴｉ系量も０．１％未満と少ない上にそのＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００７９】
実施例２４は、表２の供試材Ｎを用いたもので、供試材ＮはＴｉ系量がＶ量×０．７５以上を満たすもののＶ量が０．１％未満と少なく、またＴｉ系量が０．３％を超えて多い（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８０】
実施例２５は、表２の供試材Ｏを用いたもので、供試材ＯはＶ量が０．７０％と多いためＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８１】
実施例２６は、表２の供試材Ｐを用いたもので、供試材Ｐは請求項２の要件を満たすと共に、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも５０以下で遅れ破壊評価も良い。
【００８２】
実施例２７は、表２の供試材Ｑを用いたもので、供試材ＱはＶ量が０．１％以上を満たすものの、Ｔｉ系量が０．１％未満と少ない上にそのＴｉ系量がＶ量×０．７５未満と少ない（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価は極めて良い。
【００８３】
実施例２８と２９は、表２の供試材ＲとＳをそれぞれ用いたもので、各供試材ＲとＳはＶ量が０．１％以上で且つＴｉ系量がＶ量×０．７５以上を満たすものの、Ｔｉ系量が０．３％を超えて多い（請求項２を満たさない）。しかし、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価は極めて良い。
【００８４】
実施例３０と３１は、表２の供試材ＴとＵをそれぞれ用いたもので、各供試材ＴとＵは請求項２の要件を満たすことはもとより、上記（１）及び上記（２）の要件はいずれも満たし、ＤＦ１、ＤＦ２とも４０以下で遅れ破壊評価も極めて良い。
【００８５】
表４に示す比較例、実施例より明らかなことは、成分によって化合物の大きさ、数、距離が異なり、水素放出試験、遅れ破壊試験結果が異なる。すなわち、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ成分を本発明範囲内とした場合に、Ａ、Ｂ／Ａ、（Ｃ−Ｂ）／Ｂの各値が共に大きくなり、ＤＦ1、ＤＦ2の値を共に低下させることができる。更に、Ａｌ、Ｗ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｓの各成分の量を本発明範囲内にすると、さらに遅れ破壊評価ＤＦ1、ＤＦ2の値を共に低下させることができることがわかる。
【００８６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、熱負荷や動的応力負荷が存在する用途であっても耐遅れ破壊性を発揮し得る、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼が実現でき、こうした高強度鋼はボルトを始めとする各種構造材料として適用が期待でき、産業上大変有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るＳＳＲＴ試験用試験片の説明図である。
【図２】本発明に係る加熱時の水素放出曲線のグラフ図である。
Claims (6)
- 引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、
Ｃ：０．３０〜０．５０％（質量％、以降同じ）、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、
さらに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．０１〜０．５０％、Ｖを０．０５％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．１５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、
Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。 - 引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼であって、
Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｎ：０．００４〜０．０１％、Ｏ：０．００１０〜０．００５％、Ｓ：０．００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．２〜１．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．７％以下（０％を含む）を含有し、
更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を合計で０．１〜０．３％、Ｖを０．１％以上含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ、各含有量がＶ×０．７５≦（Ｔｉ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋Ｎｂ）の関係を満たし、
Ｖ、Ｍｏから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（イ）と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂから選ばれる元素の１種以上を含有する化合物（ロ）が、いずれも平均粒径が５０ｎｍ以下であって、しかも鋼中に化合物（イ）が１０個／（５００ｎｍ）２以上、化合物（ロ）が５個／（５００ｎｍ）２以上存在し、かつ、化合物（イ）から最も近い化合物（ロ）までの距離の平均が１００ｎｍ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。 - 更に、Ｗ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。
- 更に、Ｃｒ：１．５％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至３のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。
- 更に、Ｍｇ:０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有するものである請求項１乃至４のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼。
- 請求項１乃至５のいずれかに記載の高強度鋼を製造するに際して、鋳造時の凝固過程において１０℃／ｍｉｎ以上の速さで冷却し、凝固後８５０〜１０００℃で焼き入れることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼の製造方法。
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