JP6682886B2 - 高強度低合金鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度低合金鋼材およびその製造方法、特に、引張強さが１７００ＭＰａ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、高強度低合金鋼材およびその製造方法に関する。
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。
そこで、耐水素脆化特性を向上させた鉄鋼材料およびその製造方法に関して様々な技術が開示されている。
特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下およびＭｎ：０．５０％以下を含有し、Ｐ、ＳおよびＡｌの含有量を特定量以下に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記の２つの式を満たす引張強さと絞り値を有する伸線加工用ベイナイト線材または鋼線が開示されている。上記特許文献１には、該伸線加工用ベイナイト線材または鋼線の製造方法として、鋼片を熱間圧延した線材またはオーステナイト域に加熱した鋼線を、特定の条件で冷却して３５０〜５００℃で等温変態保持を行う技術も開示されている。
ＴＳ≦８５×Ｃ＋６０、
ＲＡ≧−０．８７５×ＴＳ＋１５８
ただし、「Ｃ」は炭素の含有量（質量％）、「ＴＳ」は引張強さ（ｋｇｆ／ｍｍ2（＝９．８ＭＰａ））、「Ｒａ」絞り（％）である。
ＴＳ≦８５×Ｃ＋６０、
ＲＡ≧−０．８７５×ＴＳ＋１５８
ただし、「Ｃ」は炭素の含有量（質量％）、「ＴＳ」は引張強さ（ｋｇｆ／ｍｍ2（＝９．８ＭＰａ））、「Ｒａ」絞り（％）である。
特許文献２に、下部ベイナイト組織を焼戻しによって軟化させた、伸線加工性と疲労特性に優れた冷間線引き用硬鋼線材の製造に関する技術が開示されている。
特許文献１で開示された伸線加工用ベイナイト線材または鋼線が良好な伸線加工性を有するのは、特許文献１の段落００１８〜００２０に記載された方法に基づいて製造され、上部ベイナイト組織が面積率で８０％以上でビッカース硬さ（ＨＶ）が４５０以下のミクロ組織を有している場合である（特許文献１の実施例１および実施例２参照）。しかしながら、上部ベイナイトを主体とした組織は、耐水素脆化特性に劣る。このため、特許文献１に開示された上部ベイナイトを主体とする組織の線材または鋼線を伸線加工して高強度化した場合には、後述の実施例に示すような環境での良好な耐水素脆化特性を得るのは難しい。
特許文献２で開示された鋼線は、組織を焼戻し下部ベイナイトとすることで確かに遅れ破壊を起こしにくい。しかし、粒界にセメンタイトが析出しないことを特徴とする下部ベイナイトが、焼戻されることで粒界にセメンタイトを析出するため、後述の実施例に示すような環境での良好な耐水素脆化特性を得るのは難しい。
本発明は、引張強さが１７００ＭＰａ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、高強度低合金鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記の課題を解決するために低合金設計で鋼材の耐水素脆化特性を向上させる手法について鋭意研究を重ねた結果、下記の重要な知見を得た。
化学組成が、質量％で、Ｃの含有量が０．７０％未満であるとともにＶの含有量が０．４０％を超え、金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトは、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下であり、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である鋼材は、強度が高い場合でも後述の実施例に示す環境で十分な耐水素脆化特性を有するので、引張強さが１７００ＭＰａ以上の高強度部品として好適に用いることができる。
図１に、後述の実施例における試験番号１（析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下（セメンタイトはラス界面にはほとんど析出せず内部にだけ析出している状態）である場合）を一例に、冷間伸線加工後のベイナイトにおいて、析出したセメンタイト、ラス界面および旧オーステナイト粒界を模式的に示す。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、下記に示す高強度低合金鋼材およびその製造方法にある。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５５％を超えて０．７０％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．０％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｖ：０．４０％を超えて１．０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％未満、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトは、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下であり、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である、
引張強さが１７００ＭＰａ以上の、
高強度低合金鋼材。
Ｃ：０．５５％を超えて０．７０％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．０％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｖ：０．４０％を超えて１．０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％未満、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトは、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下であり、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である、
引張強さが１７００ＭＰａ以上の、
高強度低合金鋼材。
（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％およびＮｂ：０．００５〜０．１０％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。
（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼材を、下記の工程（ｉ）から工程（ｉｖ）までの工程を順に処理する、高強度低合金鋼材の製造方法。
工程（ｉ）：８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱してオーステナイト化する工程
工程（ｉｉ）：３０℃／秒以上の冷却速度で４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００分保持して等温変態させる工程
工程（ｉｉｉ）：室温まで冷却する工程
工程（ｉｖ）：総減面率で４０．０〜８０．０％の冷間加工を行う工程
工程（ｉ）：８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱してオーステナイト化する工程
工程（ｉｉ）：３０℃／秒以上の冷却速度で４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００分保持して等温変態させる工程
工程（ｉｉｉ）：室温まで冷却する工程
工程（ｉｖ）：総減面率で４０．０〜８０．０％の冷間加工を行う工程
本発明の高強度低合金鋼材は、引張強さが１７００ＭＰａ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。また、本発明の製造方法によって、上記の高強度鋼材を得ることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成について：
本発明に係る鋼材の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
本発明に係る鋼材の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．５５％を超えて０．７０％未満
Ｃは、本発明において重要な元素であり、強度を向上させるために不可欠な元素である。Ｃの含有量が０．５５％以下になると、１７００ＭＰａ以上という引張強度を得られなくなる。また、Ｃは、微細な析出物を生成させるのに必要な元素であり、鋼材に水素トラップ効果を付与するために必要な元素である。さらにＣには、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。引張強さで１７００ＭＰａ以上の高強度の確保、優れた耐水素脆化特性の確保という２つの効果を安定して得るためには、Ｃは０．５５％を超えて含有させなくてはならない。一方、Ｃの含有量が増えて０．７０％以上になると、粒界セメンタイトの生成が促進され、析出したセメンタイトがベイナイトのラス界面を被覆する割合が１０％以下である特定のベイナイト（以下、「特定ベイナイト」という。）以外のベイナイトが生じるので、所望の金属組織の確保が難しくなって十分な耐水素脆化特性が得られず、さらに、靱性の劣化も著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．５５％を超えて０．７０％未満とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．６０％、また望ましい上限は０．６５％である。
Ｃは、本発明において重要な元素であり、強度を向上させるために不可欠な元素である。Ｃの含有量が０．５５％以下になると、１７００ＭＰａ以上という引張強度を得られなくなる。また、Ｃは、微細な析出物を生成させるのに必要な元素であり、鋼材に水素トラップ効果を付与するために必要な元素である。さらにＣには、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。引張強さで１７００ＭＰａ以上の高強度の確保、優れた耐水素脆化特性の確保という２つの効果を安定して得るためには、Ｃは０．５５％を超えて含有させなくてはならない。一方、Ｃの含有量が増えて０．７０％以上になると、粒界セメンタイトの生成が促進され、析出したセメンタイトがベイナイトのラス界面を被覆する割合が１０％以下である特定のベイナイト（以下、「特定ベイナイト」という。）以外のベイナイトが生じるので、所望の金属組織の確保が難しくなって十分な耐水素脆化特性が得られず、さらに、靱性の劣化も著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．５５％を超えて０．７０％未満とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．６０％、また望ましい上限は０．６５％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸作用を有し、強度および焼入れ性の向上作用もある。強度の向上は１７００ＭＰａ以上の引張強さの確保に有効であり、また、焼入れ性の向上は、所望の金属組織が得やすくなるため製造の観点から有利である。これらの効果を得るには、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする必要がある。一方、０．５０％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０．０５〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．１０％、また、望ましい上限は０．３０％である。
Ｓｉは、脱酸作用を有し、強度および焼入れ性の向上作用もある。強度の向上は１７００ＭＰａ以上の引張強さの確保に有効であり、また、焼入れ性の向上は、所望の金属組織が得やすくなるため製造の観点から有利である。これらの効果を得るには、Ｓｉの含有量は０．０５％以上とする必要がある。一方、０．５０％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０．０５〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．１０％、また、望ましい上限は０．３０％である。
Ｍｎ：０．３０〜１．０％
Ｍｎは、焼入れ性と強度を向上させる作用を有する。強度の向上は１７００ＭＰａ以上の引張強さの確保に有効であり、また、焼入れ性の向上は、所望の金属組織が得やすくなるため製造の観点から有利である。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。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０．３０〜１．０％とする。Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．６０％、また、望ましい上限は０．９０％である。
Ｍｎは、焼入れ性と強度を向上させる作用を有する。強度の向上は１７００ＭＰａ以上の引張強さの確保に有効であり、また、焼入れ性の向上は、所望の金属組織が得やすくなるため製造の観点から有利である。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。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０．３０〜１．０％とする。Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．６０％、また、望ましい上限は０．９０％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。加えて、Ｃｒは、Ｃの拡散を妨げ炭化物の成長を抑制して、特定ベイナイトの形成を促進する。これら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。
Ｃｒは、強度を向上させるのに有効な元素である。加えて、Ｃｒは、Ｃの拡散を妨げ炭化物の成長を抑制して、特定ベイナイトの形成を促進する。これら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。
Ｖ：０．４０％を超えて１．０％以下
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、Ｃおよび／またはＮと結合して形成された微細な析出物（炭窒化物、炭化物および窒化物であり、以下、まとめて「炭窒化物」という。）が水素トラップ効果を発揮することで、耐水素脆化特性を大幅に向上する元素である。焼戻しを行わないベイナイト素地で、この効果を十分に確保するためには、Ｖを０．４０％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、１．０％を超える量のＶを含有させると、析出物の量とサイズが増大し、靱性を劣化させ、耐水素脆化特性を低下するし、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｖの含有量を０．４０％を超えて１．０％以下とする。Ｖには、オーステナイト化熱処理時において、既に析出していたＶの炭窒化物が旧オーステナイト粒を微細化し、伸びや絞りを向上させるため、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０に伸長するための冷間加工時に割れを発生させない作用がある。また、旧オーステナイト粒の微細化は耐水素脆化特性を向上させる作用もある。上記の作用は、オーステナイト化熱処理時の高温において、オーステナイト中にＶの炭窒化物が完全には固溶せずに残った状態で得られる。そのためのＶ含有量の望ましい下限は０．５０％であり、より望ましい下限は０．８０％である。
Ｖは、本発明において最も重要な元素であり、Ｃおよび／またはＮと結合して形成された微細な析出物（炭窒化物、炭化物および窒化物であり、以下、まとめて「炭窒化物」という。）が水素トラップ効果を発揮することで、耐水素脆化特性を大幅に向上する元素である。焼戻しを行わないベイナイト素地で、この効果を十分に確保するためには、Ｖを０．４０％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、１．０％を超える量のＶを含有させると、析出物の量とサイズが増大し、靱性を劣化させ、耐水素脆化特性を低下するし、冷間加工性が劣化する。したがって、Ｖの含有量を０．４０％を超えて１．０％以下とする。Ｖには、オーステナイト化熱処理時において、既に析出していたＶの炭窒化物が旧オーステナイト粒を微細化し、伸びや絞りを向上させるため、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０に伸長するための冷間加工時に割れを発生させない作用がある。また、旧オーステナイト粒の微細化は耐水素脆化特性を向上させる作用もある。上記の作用は、オーステナイト化熱処理時の高温において、オーステナイト中にＶの炭窒化物が完全には固溶せずに残った状態で得られる。そのためのＶ含有量の望ましい下限は０．５０％であり、より望ましい下限は０．８０％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。
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。
Ｎ：０．００３０〜０．０３０％
Ｎは、上記したＶの微細な炭窒化物を生成させるのに必要な元素であり、鋼材に水素トラップ効果を付与するために必要な元素であるとともに、旧オーステナイト粒の微細化にも必要な元素である。この効果を得るには、Ｎの含有量は０．００３０％以上とする必要がある。一方、０．０３０％を超えてＮ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、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０３０％とする。Ｎ含有量の望ましい下限は０．０１０％、また、望ましい上限は０．０２５％である。
Ｎは、上記したＶの微細な炭窒化物を生成させるのに必要な元素であり、鋼材に水素トラップ効果を付与するために必要な元素であるとともに、旧オーステナイト粒の微細化にも必要な元素である。この効果を得るには、Ｎの含有量は０．００３０％以上とする必要がある。一方、０．０３０％を超えてＮ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、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０３０％とする。Ｎ含有量の望ましい下限は０．０１０％、また、望ましい上限は０．０２５％である。
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、０．２０％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。
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、０．２０％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、０．０６％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。
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、０．０６％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。Ｎｂ含有量の上限は、０．０６％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、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。
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。Ｎｂ含有量の上限は、０．０６％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、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。
上記のＴｉおよびＮｂ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およびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：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。
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。
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。
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。
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、ベイナイトで、該ベイナイトは、既に述べた特定ベイナイトである。また、旧オーステナイト粒は、長径／短径（以下、「アスペクト比」という。）≧３かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である。
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、ベイナイトで、該ベイナイトは、既に述べた特定ベイナイトである。また、旧オーステナイト粒は、長径／短径（以下、「アスペクト比」という。）≧３かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である。
金属組織がベイナイトであっても、旧オーステナイト粒のアスペクト比が３以上かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００でなければ、強度の低下が著しく、引張強さが１７００ＭＰａ以上の高強度の場合には十分な耐水素脆化特性が得られない。
旧オーステナイト粒は長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００以下を満たした上で、アスペクト比が大きければ大きいほど望ましい。工業的な製造では、アスペクト比は１６がその上限になる。なお、旧オーステナイト粒の長径（μｍ）×短径（μｍ）の上限は１５０であることが望ましい。また、旧オーステナイト粒の長径（μｍ）×短径（μｍ）値は４０程度がその下限になる。
金属組織が、ベイナイトであっても、該ベイナイトが、特定ベイナイトでなければ、引張強さが１７００ＭＰａ以上の高強度の場合には十分な耐水素脆化特性が得られない。
引張強さが１７００ＭＰａ以上の高強度の場合に、より一層良好な耐水素脆化特性を得るためには、特定ベイナイトは、セメンタイトがラス界面を被覆する割合が少なければ少ないものであることが望ましく、０％のものが最も望ましい。
（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、前記（Ｂ）項で述べた金属組織を有し、引張強さが１７００ＭＰａ以上必要とされる部品に用いる。なお、該鋼材の引張強さの上限は２４００ＭＰａであることが望ましく、２０００ＭＰａであればより望ましい。
本発明に係る高強度低合金鋼材は、前記（Ｂ）項で述べた金属組織を有し、引張強さが１７００ＭＰａ以上必要とされる部品に用いる。なお、該鋼材の引張強さの上限は２４００ＭＰａ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、以下の方法によって比較的安定して製造することができる。
本発明に係る高強度低合金鋼材は、以下の方法によって比較的安定し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、厚板、薄板、丸棒、継目無鋼管等所要の形状を有する鋼材に仕上げる。その後、該鋼材に、以下に述べる工程（ｉ）から工程（ｉｖ）までの工程を順に処理する。
工程（ｉ）：８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱してオーステナイト化する工程
鋼材を完全にオーステナイト化するために、オーステナイト化温度を８５０℃以上とする。一方、オーステナイト化温度が１０５０℃を超えると、工程（ｉｖ）の冷間加工を行っても長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００という所定の旧オーステナイト粒を得ることが困難になる。オーステナイト化温度の下限は、８７０℃とすることが望ましい。なお、オーステナイト化温度の上限は、Ｖの含有量が０．５％未満の場合には９５０℃とすることが望ましく、Ｖの含有量が０．５％以上の場合には１０００℃とすることが望ましい。オーステナイト化時間が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、６０分を超えると、エネルギーコストが嵩むことに加えて工程（ｉｖ）の冷間加工を行っても長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００という所定の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。オーステナイト化時間は３０〜４５分とすることが好ましい。なお、工程（ｉ）でのオーステナイト化温度は、鋼材の表面における温度を指す。
鋼材を完全にオーステナイト化するために、オーステナイト化温度を８５０℃以上とする。一方、オーステナイト化温度が１０５０℃を超えると、工程（ｉｖ）の冷間加工を行っても長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００という所定の旧オーステナイト粒を得ることが困難になる。オーステナイト化温度の下限は、８７０℃とすることが望ましい。なお、オーステナイト化温度の上限は、Ｖの含有量が０．５％未満の場合には９５０℃とすることが望ましく、Ｖの含有量が０．５％以上の場合には１０００℃とすることが望ましい。オーステナイト化時間が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、６０分を超えると、エネルギーコストが嵩むことに加えて工程（ｉｖ）の冷間加工を行っても長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００という所定の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。オーステナイト化時間は３０〜４５分とすることが好ましい。なお、工程（ｉ）でのオーステナイト化温度は、鋼材の表面における温度を指す。
工程（ｉｉ）：３０℃／秒以上の冷却速度で４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００分保持して等温変態させる工程
金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトを、既に述べた特定ベイナイトにするために、工程（ｉ）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、フェライトとパーライトの析出を阻止したオーステナイト状態のまま、４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００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、フェライトとパーライトの析出を阻止できないことがある。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℃を超える場合および３５０℃を下回る場合は、金属組織を、所定の量の特定ベイナイトからなるものにできない。特に、前記の温度が４００℃を超えると、ベイナイト変態しても、セメンタイトはラス界面に析出する量が増え、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％を超えるうえに、１７００ＭＰａ以上の強度を得るのが難しくなる。また、上記４００〜３５０℃の温度域での保持時間が２０分未満では、鋼材のサイズまたは／および含有元素の影響から、一部組織のベイナイト変態が遅れる場合があり、一方１００分を超えると、炭化物が粗大化し、靱性と耐水素脆化特性が劣化する場合がある。保持時間の下限は、３０分とするのが望ましく、６０分とするのがより望ましい。また、保持時間の上限は８０分程度とするのが望ましい。なお、工程（ｉｉ）での冷却速度は、鋼材の表面における平均の冷却速度を指す。また、冷却および保持する温度域は、例えば、塩浴、鉛浴等の熱伝導の良好な等温変態処理設備の設定温度を指す。
金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトを、既に述べた特定ベイナイトにするために、工程（ｉ）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、フェライトとパーライトの析出を阻止したオーステナイト状態のまま、４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００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、フェライトとパーライトの析出を阻止できないことがある。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℃を超える場合および３５０℃を下回る場合は、金属組織を、所定の量の特定ベイナイトからなるものにできない。特に、前記の温度が４００℃を超えると、ベイナイト変態しても、セメンタイトはラス界面に析出する量が増え、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％を超えるうえに、１７００ＭＰａ以上の強度を得るのが難しくなる。また、上記４００〜３５０℃の温度域での保持時間が２０分未満では、鋼材のサイズまたは／および含有元素の影響から、一部組織のベイナイト変態が遅れる場合があり、一方１００分を超えると、炭化物が粗大化し、靱性と耐水素脆化特性が劣化する場合がある。保持時間の下限は、３０分とするのが望ましく、６０分とするのがより望ましい。また、保持時間の上限は８０分程度とするのが望ましい。なお、工程（ｉｉ）での冷却速度は、鋼材の表面における平均の冷却速度を指す。また、冷却および保持する温度域は、例えば、塩浴、鉛浴等の熱伝導の良好な等温変態処理設備の設定温度を指す。
工程（ｉｉｉ）：室温まで冷却する工程
等温変態を終了させた後、鋼材は室温まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。
等温変態を終了させた後、鋼材は室温まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。
工程（ｉｖ）：総減面率で４０．０〜８０．０％の冷間加工を行う工程
室温まで冷却した鋼材に、前記（Ｂ）項で述べた金属組織を具備させるために、冷間加工を施す。該冷間加工における総減面率が４０．０％未満の場合には、前記（Ｂ）項で述べた金属組織（具体的には、アスペクト比≧３かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００の旧オーステナイト粒）を安定して満足できず、所望の引張強さと耐水素脆化特性（１７００ＭＰａ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。一方、総減面率が８０．０％を超えると、割れや破断等の加工不良を生ずる。総減面率は、下限を６０．０％とすることが望ましく、上限を７０．０％とすることが望ましい。
室温まで冷却した鋼材に、前記（Ｂ）項で述べた金属組織を具備させるために、冷間加工を施す。該冷間加工における総減面率が４０．０％未満の場合には、前記（Ｂ）項で述べた金属組織（具体的には、アスペクト比≧３かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００の旧オーステナイト粒）を安定して満足できず、所望の引張強さと耐水素脆化特性（１７００ＭＰａ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。一方、総減面率が８０．０％を超えると、割れや破断等の加工不良を生ずる。総減面率は、下限を６０．０％とすることが望ましく、上限を７０．０％とすることが望ましい。
総減面率が４０．０〜８０．０％であれば、冷間加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよいが、１回の減面率が２０．０％を超えると割れや破断等の加工不良の可能性が高くなることがある。このため、１回の減面率を２０．０％以下とした上で複数回の冷間加工を行って総減面率が４０．０〜８０．０％となるようにすることが望ましい。
工程（ｉｖ）における冷間加工は、工程（ｉｉｉ）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、「Ｓn-1」および「Ｓn」とした場合に
｛（Ｓn-1−Ｓn）／Ｓn-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「Ｓf」とした場合に
｛（Ｓ0−Ｓf）／Ｓ0｝×１００
で表される値を指す。
｛（Ｓn-1−Ｓn）／Ｓn-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「Ｓf」とした場合に
｛（Ｓ0−Ｓf）／Ｓ0｝×１００
で表される値を指す。
フェライトとパーライトの析出が阻止でき、しかも、４００℃以下で３５０℃以上の温度域でオーステナイトからの変態を完了させることができる連続冷却処理後に、軟化処理を施すことなく総減面率で４０．０〜８０．０％の冷間加工を行っても、先に述べた金属組織、引張強さを有する鋼材を製造することができることは勿論である。
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、鋼材が丸棒である場合の実施例によって、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直径２５ｍｍの丸棒を表２に示す温度で４５分保持してオーステナイト化してから、表２に示す条件にて鉛浴中で保持して等温変態熱処理を行った。なお、等温変態熱処理後は、大気中で放冷した。鋼Ａについては、試験番号１１として、直径２５ｍｍの丸棒を９５０℃で４５分保持してオーステナイト化してから油焼入れし、４６０℃で６０分焼戻し処理することも行った。
上記の等温変態熱処理した各鋼の直径２５ｍｍの丸棒および、鋼Ａについては油焼入れままの直径２５ｍｍの丸棒も用いて、後述する方法で、金属組織（旧オーステナイト粒度番号）を調査した。
さらに、上記の等温変態熱処理した各鋼の直径２５ｍｍの丸棒および、鋼Ａの油焼入れ−焼戻し処理した直径２５ｍｍの丸棒を、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１７．０％として、表２に示す条件で冷間伸線加工を施した。冷間伸線加工時の潤滑は、湿式潤滑油剤で行った。
なお、表２に示す試験番号１１および試験番号１６は、上記の減面率を１７．０％とする１回目の冷間伸線加工で割れを生じた。また、試験番号１８は、２回目の冷間伸線加工までは加工不良を生じなかったが、総減面率が４０．０％となる次の３回目の冷間伸線加工で破断した。
上記の１回目の冷間伸線加工で割れを生じた試験番号１１および試験番号１６を除いて、冷間伸線加工した後の各丸棒についても、各種の調査を行った。なお、試験番号１８は冷間伸線加工で破断する前の総減面率が３０．０％となる２回目の冷間伸線加工した丸棒について調査した。
〈１〉金属組織：
〈１−１〉熱処理まま材
等温変態熱処理した直径２５ｍｍの丸棒を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、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に則って旧オーステナイト粒度番号を調査した。具体的には、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た後、上記ＪＩＳ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粒界を現出し、Ｒ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）を倍率１０００倍で１０視野走査型電子微鏡観察して、上記ＪＩＳの附属書Ｃに記載の切断法により旧オーステナイト粒度番号を測定した。また、鋼Ａの油焼入れままの丸棒を縦断して採取した試験片を用いて、上述の方法で旧オーステナイト粒度番号を調査した。
〈１−１〉熱処理まま材
等温変態熱処理した直径２５ｍｍの丸棒を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、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に則って旧オーステナイト粒度番号を調査した。具体的には、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た後、上記ＪＩＳ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粒界を現出し、Ｒ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）を倍率１０００倍で１０視野走査型電子微鏡観察して、上記ＪＩＳの附属書Ｃに記載の切断法により旧オーステナイト粒度番号を測定した。また、鋼Ａの油焼入れままの丸棒を縦断して採取した試験片を用いて、上述の方法で旧オーステナイト粒度番号を調査した。
〈１−２〉冷間伸線加工材
冷間伸線加工を施した各丸棒を縦断して試験片を採取し、旧オーステナイト粒のアスペクト比および長径（μｍ）×短径（μｍ）の値を求めた。具体的には、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た後、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液によってして旧オーステナイト粒界を現出し、Ｒ／２部を倍率１０００倍で１０視野走査型電子顕微鏡観察して、各粒の最長となる粒径を長径、その長径に対して垂直な方向を幅とし、その幅の最長値を短径として旧オーステナイト粒のアスペクト比および長径（μｍ）×短径（μｍ）の値を測定した。
冷間伸線加工を施した各丸棒を縦断して試験片を採取し、旧オーステナイト粒のアスペクト比および長径（μｍ）×短径（μｍ）の値を求めた。具体的には、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た後、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液によってして旧オーステナイト粒界を現出し、Ｒ／２部を倍率１０００倍で１０視野走査型電子顕微鏡観察して、各粒の最長となる粒径を長径、その長径に対して垂直な方向を幅とし、その幅の最長値を短径として旧オーステナイト粒のアスペクト比および長径（μｍ）×短径（μｍ）の値を測定した。
また、上記の旧オーステナイト粒を調査した試験片を再度鏡面研磨した後、２％ナイタールエッチングして組織観察を行った。
具体的には、冷間伸線加工を施した各丸棒から採取した試験片は、先ず、倍率２０００倍で１０視野走査型電子顕微鏡観察して、金属組織を判定した。次いで、走査型電子顕微鏡により倍率１００００倍で１０視野観察し、上記走査型電子顕微鏡観察で判定したベイナイト中での特定ベイナイト（析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下であるベイナイト）の面積率を求めた。
〈２〉機械的特性：
冷間伸線加工後の各丸棒の中心部から、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。
冷間伸線加工後の各丸棒の中心部から、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。
〈３〉耐水素脆化特性：
上記〈２〉の調査で１７００ＭＰａ以上の引張強さが得られた冷間伸線加工後の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、引張強さの７０％の応力を負荷した陰極チャージ下での定荷重試験を２００時間行った際の破断の有無で、耐水素脆化特性を調査した。その際、試験片内部に１ｐｐｍの濃度で水素が吸蔵されるように陰極水素チャージの電流密度を調整した。なお、試験片内部に吸蔵される水素量は、３％ＮａＣｌ溶液を用いて０．８〜１．５ｍＡ／ｃｍ2の電流密度で陰極水素チャージを７２時間行った時に、昇温脱離装置により１０℃／分で昇温した際に３５０℃までに放出される水素量を用いた。
上記〈２〉の調査で１７００ＭＰａ以上の引張強さが得られた冷間伸線加工後の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、引張強さの７０％の応力を負荷した陰極チャージ下での定荷重試験を２００時間行った際の破断の有無で、耐水素脆化特性を調査した。その際、試験片内部に１ｐｐｍの濃度で水素が吸蔵されるように陰極水素チャージの電流密度を調整した。なお、試験片内部に吸蔵される水素量は、３％ＮａＣｌ溶液を用いて０．８〜１．５ｍＡ／ｃｍ2の電流密度で陰極水素チャージを７２時間行った時に、昇温脱離装置により１０℃／分で昇温した際に３５０℃までに放出される水素量を用いた。
表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、耐水素脆化特性の欄は、上記試験を２００時間行って破断しなかったものを「○」、破断したものを「×」とした。
表２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は、１７００ＭＰａ以上という高い引張強さを有するにもかかわらず、いずれも陰極チャージ下での定荷重試験で破断が起こらず、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。
これに対して、比較例の試験番号１０、試験番号１２〜１５、試験番号１７および試験番号１８の場合は、１７００ＭＰａ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。なお、試験番号１１および試験番号１６は、冷間加工性に劣り、減面率を１７．０％とする１回目の冷間伸線加工で割れを生じたので、工業的な製造条件下では、１７００ＭＰａ以上という引張強さを確保することが困難と思われる。
試験番号１０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、金属組織におけるベイナイト中での特定ベイナイトの面積率が７７％であり、本発明で規定する条件から外れるので、引張強さが１７００ＭＰａに満たなかった。
試験番号１１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、前述のように冷間加工性に劣り、減面率を１７．０％とする１回目の冷間伸線加工で割れを生じた。これは、油焼入れ−焼戻し処理によって金属組織が焼戻しマルテンサイトになったためと考えられる。
試験番号１２は、用いた鋼Ｆの化学組成は本発明で規定する範囲内にあり、金属組織は、特定ベイナイトの面積率が１００％のベイナイトで、旧オーステナイト粒の長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００であるものの、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．４と小さい。このため、引張強さが１７００ＭＰａに満たなかった。
試験番号１３は、金属組織は本発明で規定する条件を満たすものの、用いた鋼ＪのＣ含有量が０．４９％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１７００ＭＰａに満たなかった。
試験番号１４は、金属組織は本発明で規定する条件を満たすものの、用いた鋼ＫのＭｎ含有量が１．２０％と多く、本発明で規定する条件から外れるため、耐水素脆化特性に劣っている。
試験番号１５は、用いた鋼ＬのＣｒ含有量が０．３２％と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、焼入れ性に劣り、金属組織がフェライトとベイナイトの混合組織になって、本発明で規定する条件から外れる。このため、試験番号１５は、引張強さが１７００ＭＰａに満たなかった。
試験番号１６は、金属組織は本発明で規定する条件を満たすものの、用いた鋼ＭのＶ含有量が１．３２％と多く、本発明で規定する条件から外れる。このため、冷間加工性に劣り、減面率を１７．０％とする１回目の冷間伸線加工で割れを生じた。
試験番号１７は、金属組織は本発明で規定する条件を満たすものの、用いた鋼Ｎの不純物中のＰとＳの含有量がそれぞれ、０．０４０％および０．０３２％と多く、本発明で規定する条件から外れるため、耐水素脆化特性に劣っている。
試験番号１８は、金属組織は本発明で規定する条件を満たすものの、用いた鋼ＯのＶおよびＮの含有率がそれぞれ、０．１８％および０．００１４％と少なく、本発明で規定する条件から外れる。しかも、総減面率が３０．０％となる２回目（旧オーステナイト粒のアスペクト比は２．４）までしか冷間伸線加工できなかった。このため、引張強さが１７００ＭＰａに満たなかった。
本発明の高強度低合金鋼材は、引張強さが１７００ＭＰａ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。また、本発明の製造方法によって、上記の高強度鋼材を得ることができる。
Claims (4)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５５％を超えて０．７０％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０〜１．０％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｖ：０．４０％を超えて１．０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ：０．００３０〜０．０３０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％未満、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、ベイナイトで、該ベイナイトは、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が１０％以下であり、旧オーステナイト粒の長径／短径≧３．０かつ長径（μｍ）×短径（μｍ）≦３００である、
引張強さが１７００ＭＰａ以上の、
高強度低合金鋼材。 - 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。
- 質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮｂ：０．００５〜０．１０％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。
- 請求項１から３までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼材を、下記の工程（ｉ）から工程（ｉｖ）までの工程で順に処理する、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度低合金鋼材の製造方法。
工程（ｉ）：８５０〜１０５０℃で２０〜６０分加熱してオーステナイト化する工程
工程（ｉｉ）：３０℃／秒以上の冷却速度で４００〜３５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で２０〜１００分保持して等温変態させる工程
工程（ｉｉｉ）：室温まで冷却する工程
工程（ｉｖ）：総減面率で４０．０〜８０．０％の冷間加工を行う工程
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