JP2000026934A - 遅れ破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
遅れ破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、遅れ破壊特性の良好な鋼材、特
に、遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２００ＭＰａ以
上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方法を提供す
る。 【解決手段】 鋼中に特定のトラップエネルギー水素を
トラップするトラップサイトとしての酸化物、炭化物、
窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を存
在せしめる。この時、これらの析出物の平均粒径と平均
粒子間隔を特定の範囲とする。さらに鋼成分と製造方法
を限定することにより、遅れ破壊特性の優れた高強度鋼
を得る。
に、遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２００ＭＰａ以
上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方法を提供す
る。 【解決手段】 鋼中に特定のトラップエネルギー水素を
トラップするトラップサイトとしての酸化物、炭化物、
窒化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を存
在せしめる。この時、これらの析出物の平均粒径と平均
粒子間隔を特定の範囲とする。さらに鋼成分と製造方法
を限定することにより、遅れ破壊特性の優れた高強度鋼
を得る。
Description
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性の
優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有
する耐遅れ破壊特性の優れた高強度部材用鋼材に関する
ものである。
優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有
する耐遅れ破壊特性の優れた高強度部材用鋼材に関する
ものである。
【０００１】
【従来の技術】機械、自動車、橋、建物に数多く使用さ
れている高強度鋼は、例えばＪＩＳＧ ４１０４，ＪＩ
Ｓ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，ＳＣＭ等の
Ｃ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ
・焼戻し処理をすることによって製造されている。しか
し、どの品種についても引張強度が１３００ＭＰａを超
えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られてお
り、例えば現在使用されている建築用鋼の強度は１１５
０ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
れている高強度鋼は、例えばＪＩＳＧ ４１０４，ＪＩ
Ｓ Ｇ ４１０５に規定されているＳＣｒ，ＳＣＭ等の
Ｃ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ
・焼戻し処理をすることによって製造されている。しか
し、どの品種についても引張強度が１３００ＭＰａを超
えると遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られてお
り、例えば現在使用されている建築用鋼の強度は１１５
０ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
【０００２】高強度鋼の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３−２４３７４４号公報
では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組織を
ベイナイト化させることが有効であると提案している。
確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効である
が、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。旧オー
ステナイト粒の微細化に関しては、特公昭６４−４５６
６号公報や特公平３−２４３７４５号公報でも提案され
ている。また、特公昭６１−６４８１５号公報は、Ｃａ
を添加することを提案している。しかしながら、いずれ
の提案も本発明者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の
改善には至っていない。
の知見として、例えば、特公平３−２４３７４４号公報
では、旧オーステナイト粒を微細化させること、組織を
ベイナイト化させることが有効であると提案している。
確かに、ベイナイト組織は遅れ破壊に対して有効である
が、ベイナイト化処理は製造コストが高くなる。旧オー
ステナイト粒の微細化に関しては、特公昭６４−４５６
６号公報や特公平３−２４３７４５号公報でも提案され
ている。また、特公昭６１−６４８１５号公報は、Ｃａ
を添加することを提案している。しかしながら、いずれ
の提案も本発明者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の
改善には至っていない。
【０００３】以上のように、従来の技術では、遅れ破壊
特性を抜本的に向上させた高強度鋼を製造することには
限界があった。
特性を抜本的に向上させた高強度鋼を製造することには
限界があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の如き実
状に鑑みてなされたものであって、遅れ破壊特性の良好
な鋼材、特に、遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方
法を提供することを目的とするものである。
状に鑑みてなされたものであって、遅れ破壊特性の良好
な鋼材、特に、遅れ破壊特性が良好で且つ強度が１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼を実現すると共に、その製造方
法を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【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鋼
材を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊
は外部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し
うる拡散性水素に起因して発生していることは既に明ら
かである。そして拡散性水素は、鋼材を１００℃／ｈｏ
ｕｒの速度で加熱した際に得られる温度−鋼材からの水
素放出速度の曲線において、約１００℃の温度にピーク
を有する曲線として測定できる。図１はその測定の一例
を示すもので、●水素チャージ直後、□は水素チャージ
４８ｈｏｕｒ、○は水素チャージ後７２ｈｏｕｒ放置し
た試料を示している。
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルの鋼
材を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ破壊
は外部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し
うる拡散性水素に起因して発生していることは既に明ら
かである。そして拡散性水素は、鋼材を１００℃／ｈｏ
ｕｒの速度で加熱した際に得られる温度−鋼材からの水
素放出速度の曲線において、約１００℃の温度にピーク
を有する曲線として測定できる。図１はその測定の一例
を示すもので、●水素チャージ直後、□は水素チャージ
４８ｈｏｕｒ、○は水素チャージ後７２ｈｏｕｒ放置し
た試料を示している。
【０００６】したがって、環境から侵入した水素を鋼材
中の何らかの部分に捕捉することによって拡散しないよ
うにすれば、水素を無害化することが可能になり、より
多量の環境からの侵入水素量に対し、遅れ破壊が抑制さ
れる。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後
の１０ｍｍφの鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得
られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めた。ま
た水素の捕捉サイト（以後水素トラップサイト）の存在
は、上記の水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから
判定でき、ある水素トラップサイトに捕捉された水素の
量（以後水素トラップ容量）はピークの面積積分値によ
って、水素がトラップサイトから脱離するのに必要な活
性化エネルギー（以後水素トラップエネルギー）Ｅは、
鋼材からの水素放出挙動を記述する次式から求めること
ができる。 Ｅφ/ＲＴ２=Ａｅｘｐ（-Ｅ/ＲＴ） 式（１） ここで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。水素トラップエネルギーＥは材料によって決まる定
数であるため、式（１）において変数はφとＴになる。
式（１）の対数をとって整理すると、 ｌｎ（φ/Ｔ２）=−（Ｅ/Ｒ）/Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ） 式（２） 従って、複数の加熱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、Ｅを求
めることができる。
中の何らかの部分に捕捉することによって拡散しないよ
うにすれば、水素を無害化することが可能になり、より
多量の環境からの侵入水素量に対し、遅れ破壊が抑制さ
れる。なお、試料中の侵入水素量は、水素チャージ前後
の１０ｍｍφの鋼材を１００℃／ｈｏｕｒで加熱して得
られた水素放出曲線の面積分値の差によって求めた。ま
た水素の捕捉サイト（以後水素トラップサイト）の存在
は、上記の水素放出曲線のピーク温度・ピーク高さから
判定でき、ある水素トラップサイトに捕捉された水素の
量（以後水素トラップ容量）はピークの面積積分値によ
って、水素がトラップサイトから脱離するのに必要な活
性化エネルギー（以後水素トラップエネルギー）Ｅは、
鋼材からの水素放出挙動を記述する次式から求めること
ができる。 Ｅφ/ＲＴ２=Ａｅｘｐ（-Ｅ/ＲＴ） 式（１） ここで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。水素トラップエネルギーＥは材料によって決まる定
数であるため、式（１）において変数はφとＴになる。
式（１）の対数をとって整理すると、 ｌｎ（φ/Ｔ２）=−（Ｅ/Ｒ）/Ｔ＋ｌｎ（ＡＲ／Ｅ） 式（２） 従って、複数の加熱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、Ｅを求
めることができる。
【０００７】そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破壊
が発生しない「侵入水素量」を求めることにより評価し
た。この方法は、切欠き付き丸棒試験片に電解水素チャ
ージ、塩酸浸漬、水素焼鈍炉により種々のレベルの拡散
性水素量を含有させた後、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に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
が発生しなくなる侵入水素量を評価するものである。
が発生しない「侵入水素量」を求めることにより評価し
た。この方法は、切欠き付き丸棒試験片に電解水素チャ
ージ、塩酸浸漬、水素焼鈍炉により種々のレベルの拡散
性水素量を含有させた後、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に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
が発生しなくなる侵入水素量を評価するものである。
【０００８】図２に侵入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
含まれる侵入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、侵入水素量がある値以下では遅れ
破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界侵入水素
量」と定義する。限界侵入水素量が高いほど鋼材の耐遅
れ破壊特性は良好であり、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
の侵入水素量は、水素チャージ前後の鋼材を１００℃／
ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の
差によって求めており、水素トラップサイトに捕捉され
た水素量も含んだ値である。
破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に
含まれる侵入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、侵入水素量がある値以下では遅れ
破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界侵入水素
量」と定義する。限界侵入水素量が高いほど鋼材の耐遅
れ破壊特性は良好であり、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
の侵入水素量は、水素チャージ前後の鋼材を１００℃／
ｈｏｕｒで加熱して得られた水素放出曲線の面積分値の
差によって求めており、水素トラップサイトに捕捉され
た水素量も含んだ値である。
【０００９】その結果、水素トラップエネルギーが２５
〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が
０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサ
イトとなりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは
複合析出物の少なくとも１種を有する組織を形成させれ
ば、１２００ＭＰａを超えるような高強度域でも限界侵
入水素量が増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上すると
いう知見を見出したのである。また、鋼材成分を選択す
ることによって、上記水素トラップサイトとなりうる種
類、形態の酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合
析出物を有する組織を形成させることが可能である技術
を確立した。
〜５０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が
０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサ
イトとなりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは
複合析出物の少なくとも１種を有する組織を形成させれ
ば、１２００ＭＰａを超えるような高強度域でも限界侵
入水素量が増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上すると
いう知見を見出したのである。また、鋼材成分を選択す
ることによって、上記水素トラップサイトとなりうる種
類、形態の酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合
析出物を有する組織を形成させることが可能である技術
を確立した。
【００１０】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れた高強度
ボルト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。
形態を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れた高強度
ボルト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。
【００１１】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、下記の通りであ
る。すなわち、 （１）鋼材をｐＨ４．０以下の酸性溶液中に浸漬した場
合に、２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌの活性化エネルギーによ
って脱離するような水素を、０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上吸
蔵することを特徴とする遅れ破壊特性の優れた鋼材。
のであって、その要旨とするところは、下記の通りであ
る。すなわち、 （１）鋼材をｐＨ４．０以下の酸性溶液中に浸漬した場
合に、２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌの活性化エネルギーによ
って脱離するような水素を、０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上吸
蔵することを特徴とする遅れ破壊特性の優れた鋼材。
【００１２】（２）ｐＨ４．０以下の酸性溶液中に浸漬
した後に、１００℃／ｈｏｕｒの速度で加熱した際に、
１８０℃以上６００℃以下の温度域で水素の放出ピーク
が得られ、かつ放出される水素の量が０．１ｗｔ．ｐｐ
ｍ以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた鋼
材。
した後に、１００℃／ｈｏｕｒの速度で加熱した際に、
１８０℃以上６００℃以下の温度域で水素の放出ピーク
が得られ、かつ放出される水素の量が０．１ｗｔ．ｐｐ
ｍ以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた鋼
材。
【００１３】（３）水素トラップエネルギーが２５〜５
０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１
ｗｔ．ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサイトと
なりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析
出物の少なくとも１種を有することを特徴とする、遅れ
破壊特性の優れた鋼材。
０ｋＪ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１
ｗｔ．ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサイトと
なりうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析
出物の少なくとも１種を有することを特徴とする、遅れ
破壊特性の優れた鋼材。
【００１４】（４）マルテンサイトあるいは焼戻しマル
テンサイトを主体とした組織からなり、平均粒径が０．
０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔
が平均粒径の３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒
化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有す
ることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記
載の遅れ破壊特性の優れた鋼材
テンサイトを主体とした組織からなり、平均粒径が０．
０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔
が平均粒径の３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒
化物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有す
ることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記
載の遅れ破壊特性の優れた鋼材
【００１５】（５）ベイナイトあるいは焼戻しベイナイ
トを主体とした組織からなり、平均粒径が０．０５μｍ
以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒
径の３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔ
ｉ，Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化物の単
独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを
特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の遅れ
破壊特性の優れた鋼材
トを主体とした組織からなり、平均粒径が０．０５μｍ
以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒
径の３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔ
ｉ，Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化物の単
独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有することを
特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の遅れ
破壊特性の優れた鋼材
【００１６】（６）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５
０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜
１５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
よりなることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１
項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼材。
０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜
１５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
よりなることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１
項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強度鋼材。
【００１７】（７）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．５
０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、Ｏ ：１
〜５００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特
性の優れた高強度鋼材。
０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、Ｏ ：１
〜５００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍを含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とす
る請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特
性の優れた高強度鋼材。
【００１８】（８）重量％で、Ｃｒ：０．０５〜２．０
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．
０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を、さらに含有することを特徴とする請求項６もしくは
７のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強
度鋼材。
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．
０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を、さらに含有することを特徴とする請求項６もしくは
７のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強
度鋼材。
【００１９】（９）重量％で、Ｖ ：０．０５〜０．５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔａ：０．００５〜
０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項６乃至８のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊
特性の優れた高強度鋼材。
％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔａ：０．００５〜
０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項６乃至８のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊
特性の優れた高強度鋼材。
【００２０】（１０）重量％で、Ｗ ：０．０５〜０．
５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種また
は２種以上を含有することを特徴とする請求項６乃至９
のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強度
鋼材。
５％、Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種また
は２種以上を含有することを特徴とする請求項６乃至９
のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優れた高強度
鋼材。
【００２１】（１１）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．
５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：２０〜
１５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物
からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５
００重量ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有
量が０．００５〜０．０５重量％で、かつ−０．０４≦
Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶
鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を
０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴
とする請求項６に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度
鋼材の製造方法。
５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：２０〜
１５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物
からなる溶鋼を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５
００重量ｐｐｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有
量が０．００５〜０．０５重量％で、かつ−０．０４≦
Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶
鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を
０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴
とする請求項６に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度
鋼材の製造方法。
【００２２】（１２）重量％で、Ｃ ：０．１５〜０．
５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｇ：０．１
〜１００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍを含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理
によって、溶存酸素量を１〜５００重量ｐｐｍに調整
後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．
０５重量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０
４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝
固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上
の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項７に記載
の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｇ：０．１
〜１００ｐｐｍ、Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍを含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を脱酸処理
によって、溶存酸素量を１〜５００重量ｐｐｍに調整
後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．
０５重量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０
４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、鋳片の凝
固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓｅｃ以上
の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項７に記載
の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【００２３】（１３）請求項１１もしくは１２のいずれ
か１項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％の１種または２種以上を、さらに含有することを特
徴とする請求項８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度鋼材の製造方法。
か１項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％の１種または２種以上を、さらに含有することを特
徴とする請求項８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強
度鋼材の製造方法。
【００２４】（１４）請求項１１乃至１３のいずれか１
項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、Ｖ
：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２
％、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上
を、さらに含有することを特徴とする請求項９に記載の
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、Ｖ
：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２
％、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上
を、さらに含有することを特徴とする請求項９に記載の
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【００２５】（１５）請求項１１乃至１４のいずれか１
項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、Ｗ
：０．０５〜０．５％、Ｂ ：０．０００３〜０．０
０５０％の１種または２種以上を、さらに含有すること
を特徴とする請求項１０に記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度鋼材の製造方法。
項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、Ｗ
：０．０５〜０．５％、Ｂ ：０．０００３〜０．０
０５０％の１種または２種以上を、さらに含有すること
を特徴とする請求項１０に記載の耐遅れ破壊特性に優れ
た高強度鋼材の製造方法。
【００２６】 〔発明の詳細な説明〕
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性の
優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有
する耐遅れ破壊特性の優れた高強度部材用鋼材に関する
ものである。
優れた鋼材、特に、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有
する耐遅れ破壊特性の優れた高強度部材用鋼材に関する
ものである。
【００２７】
【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。 （水素トラップサイト）まず、本発明の目的である高強
度鋼の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である
水素トラップサイトの限定理由について述べる。遅れ破
壊を引き起こす拡散性水素は腐食あるいは電気めっきに
よって発生し、室温で鋼材中に侵入する。腐食による水
素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中
に、好ましくは６時間以上浸漬することによって、水素
を鋼材中に侵入させた場合、トラップエネルギーが２５
〜５０ｋＪ／ｍｏｌ、望ましくは３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５
０ｋＪ／ｍｏｌの水素を、０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上、好
ましくは０．３ｗｔ．ｐｐｍ以上、さらに好ましくは
０．５ｗｔ．ｐｐｍ以上吸蔵しうるような組織に制御す
ることによって、遅れ破壊特性を向上させることが可能
になる。なお、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／
ｍｏｌの水素は、１００℃／ｈｏｕｒの速度で鋼材を加
熱した場合、１８０℃以上６００℃以下の温度域で、３
０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は２００℃以
上６００℃以下の温度域で放出ピークが得られる。遅れ
破壊特性に及ぼす水素トラップエネルギーおよび水素ト
ラップ容量の影響を解析した例を図３（ａ）、（ｂ）に
示す。
て説明する。 （水素トラップサイト）まず、本発明の目的である高強
度鋼の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である
水素トラップサイトの限定理由について述べる。遅れ破
壊を引き起こす拡散性水素は腐食あるいは電気めっきに
よって発生し、室温で鋼材中に侵入する。腐食による水
素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液中
に、好ましくは６時間以上浸漬することによって、水素
を鋼材中に侵入させた場合、トラップエネルギーが２５
〜５０ｋＪ／ｍｏｌ、望ましくは３０ｋＪ／ｍｏｌ〜５
０ｋＪ／ｍｏｌの水素を、０．１ｗｔ．ｐｐｍ以上、好
ましくは０．３ｗｔ．ｐｐｍ以上、さらに好ましくは
０．５ｗｔ．ｐｐｍ以上吸蔵しうるような組織に制御す
ることによって、遅れ破壊特性を向上させることが可能
になる。なお、トラップエネルギーが２５〜５０ｋＪ／
ｍｏｌの水素は、１００℃／ｈｏｕｒの速度で鋼材を加
熱した場合、１８０℃以上６００℃以下の温度域で、３
０ｋＪ／ｍｏｌ〜５０ｋＪ／ｍｏｌの水素は２００℃以
上６００℃以下の温度域で放出ピークが得られる。遅れ
破壊特性に及ぼす水素トラップエネルギーおよび水素ト
ラップ容量の影響を解析した例を図３（ａ）、（ｂ）に
示す。
【００２８】（組織形態）平均粒径が０．０５μｍ以上
１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の
３以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａ
ｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化物の単独ある
いは複合析出物の少なくとも１種を有するマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイト、あるいはベイナイト
もしくは焼戻しベイナイト組織を主体とした組織に制御
することによって、遅れ破壊特性を向上させることが可
能になる。高強度で且つ遅れ破壊特性を向上させるため
には、上記の組織中に存在する析出物は、平均粒径が
０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子
間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下であることが望ま
しい。これは、平均粒径が１μｍ超では機械的性質の低
下の原因となるためであり、平均粒子間隔が平均粒径の
３０倍超では水素トラップ効果が小さいためである。よ
り望ましい条件は、平均粒径が０．３μｍ以下であり、
かつ平均粒子間隔が平均粒径の１０倍以下である。
１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の
３以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａ
ｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化物の単独ある
いは複合析出物の少なくとも１種を有するマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイト、あるいはベイナイト
もしくは焼戻しベイナイト組織を主体とした組織に制御
することによって、遅れ破壊特性を向上させることが可
能になる。高強度で且つ遅れ破壊特性を向上させるため
には、上記の組織中に存在する析出物は、平均粒径が
０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子
間隔が平均粒径の３倍以上３０倍以下であることが望ま
しい。これは、平均粒径が１μｍ超では機械的性質の低
下の原因となるためであり、平均粒子間隔が平均粒径の
３０倍超では水素トラップ効果が小さいためである。よ
り望ましい条件は、平均粒径が０．３μｍ以下であり、
かつ平均粒子間隔が平均粒径の１０倍以下である。
【００２９】（鋼材成分）次に、本発明の対象とする鋼
の成分の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは鋼材の強度を確保する上で必須の元素である
が、０．１５％未満では所要の強度が得られず、一方、
０．５０％を超えると靭性を劣化させると共に、耐遅れ
破壊特性も劣化させるために、０．１５〜０．５０％の
範囲に制限した。
の成分の限定理由について述べる。 Ｃ：Ｃは鋼材の強度を確保する上で必須の元素である
が、０．１５％未満では所要の強度が得られず、一方、
０．５０％を超えると靭性を劣化させると共に、耐遅れ
破壊特性も劣化させるために、０．１５〜０．５０％の
範囲に制限した。
【００３０】Ｓｉ：Ｓｉは固溶体硬化作用によって強度
を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発
揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効
果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に
制限した。
を高める作用がある。０．０５％未満では前記作用が発
揮できず、一方、２．０％を超えると添加量に見合う効
果が期待できないために、０．０５〜２．０％の範囲に
制限した。
【００３１】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
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させ
ると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２
〜２．０％の範囲に制限した。
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方、２．０％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させ
ると共に、耐遅れ破壊特性を劣化させるために、０．２
〜２．０％の範囲に制限した。
【００３２】Ａｌ：Ａｌは脱酸およ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を固定する効果も有している
が、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、
０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜
０．１％の範囲に限定した。
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を固定する効果も有している
が、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、
０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜
０．１％の範囲に限定した。
【００３３】Ｔｉ：ＴｉはＡｌと同様に脱酸および熱処
理時においてＴｉＮ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共に、Ｎを固定する効果
も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が
発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するため
０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
理時においてＴｉＮ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共に、Ｎを固定する効果
も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が
発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和するため
０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００３４】Ｏ：ＯはＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌ、Ｍｇと
酸化物を形成し、水素のトラップサイトとなるが、１ｐ
ｐｍ未満ではその効果が小さく、５００ｐｐｍを超えて
も効果が飽和するため、１〜５００ｐｐｍに限定した。
なお、望ましい条件は５〜５００ｐｐｍである。
酸化物を形成し、水素のトラップサイトとなるが、１ｐ
ｐｍ未満ではその効果が小さく、５００ｐｐｍを超えて
も効果が飽和するため、１〜５００ｐｐｍに限定した。
なお、望ましい条件は５〜５００ｐｐｍである。
【００３５】Ｎ：Ｎについては、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ
の窒化物を形成することによって旧オーステナイト粒の
微細化、降伏強度の増加の効果がある。２０ｐｐｍ未満
ではその効果が小さく、１５０ｐｐｍを超えても効果が
飽和するため、２０〜１５０ｐｐｍに限定した。好まし
くは５０〜１００ｐｐｍとする。
の窒化物を形成することによって旧オーステナイト粒の
微細化、降伏強度の増加の効果がある。２０ｐｐｍ未満
ではその効果が小さく、１５０ｐｐｍを超えても効果が
飽和するため、２０〜１５０ｐｐｍに限定した。好まし
くは５０〜１００ｐｐｍとする。
【００３６】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼に、 第１群 Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ 第２群 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 第３群 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ 第４群 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１または２群以上の各１種以上を含有せしめることが
できる。
あるが、本発明においては、さらにこの鋼に、 第１群 Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ 第２群 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 第３群 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ 第４群 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１または２群以上の各１種以上を含有せしめることが
できる。
【００３７】Ｍｇ：Ｍｇは脱硫効果を有すると共に、微
細な酸化物となり、Ｔｉの酸化物あるいは窒化物を微細
に分散させる効果がある。０．１ｐｐｍ以下ではこの効
果は発揮されず、１００ｐｐｍを超えても効果が飽和す
るため、０．１〜１００ｐｐｍに限定した。Ｔｉの酸化
物を有効に微細化するためにＴｉと共存させて添加する
ことが非常に好ましい。
細な酸化物となり、Ｔｉの酸化物あるいは窒化物を微細
に分散させる効果がある。０．１ｐｐｍ以下ではこの効
果は発揮されず、１００ｐｐｍを超えても効果が飽和す
るため、０．１〜１００ｐｐｍに限定した。Ｔｉの酸化
物を有効に微細化するためにＴｉと共存させて添加する
ことが非常に好ましい。
【００３８】第２群の添加元素は強度を高めるために有
効な元素群である。 Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵
抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％
未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、２．０％
を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣化を招くため
に、０．０５〜２．０％に限定した。
効な元素群である。 Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵
抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％
未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、２．０％
を超えると靭性の劣化、冷間加工性の劣化を招くため
に、０．０５〜２．０％に限定した。
【００３９】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化
抵抗を有し熱処理後の引張強さ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少なく、一
方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コストの上
昇を招くために、０．０５〜１．０％に制限した。
抵抗を有し熱処理後の引張強さ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少なく、一
方、１．０％を超えるとその効果は飽和し、コストの上
昇を招くために、０．０５〜１．０％に制限した。
【００４０】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されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても
添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜
５．０％の範囲に制限した。
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されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方、５．０％を超えても
添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜
５．０％の範囲に制限した。
【００４１】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％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
【００４２】第３群の添加元素は、主に酸化物以外の微
細析出物を生成させるのに有効な元素群である。 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効果がある
が、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一
方、０．５％を超えても効果が飽和するため、０．０５
〜０．５％に限定した。
細析出物を生成させるのに有効な元素群である。 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効果がある
が、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一
方、０．５％を超えても効果が飽和するため、０．０５
〜０．５％に限定した。
【００４３】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が
不十分であり、一方、０．２％を超えるとこの効果が飽
和するため、０．００５〜０．２％に制限した。
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素であるが、０．００５％未満では上記効果が
不十分であり、一方、０．２％を超えるとこの効果が飽
和するため、０．００５〜０．２％に制限した。
【００４４】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様にオーステナイト
粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では
前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても
効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定し
た。
粒の微細化効果を有しているが、０．００５％未満では
前記の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても
効果が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定し
た。
【００４５】第４群の元素は、粒界を強化し遅れ破壊特
性を向上させるのに有効な元素群である。 Ｗ：Ｗは高強度ボルトの遅れ破壊特性を向上させるため
に有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果
が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定し
た。
性を向上させるのに有効な元素群である。 Ｗ：Ｗは高強度ボルトの遅れ破壊特性を向上させるため
に有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果
が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定し
た。
【００４６】Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、０．
０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００
５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜
０．００５０％に制限した。
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより、焼入性を著しく高めるが、０．
０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００
５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００３〜
０．００５０％に制限した。
【００４７】Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、
遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１
５％以下が好ましい範囲である。
遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞれ０．０１
５％以下が好ましい範囲である。
【００４８】（製造方法）製造方法は、上記成分の鋼を
Ｔｉ脱酸する工程において、Ｔｉと酸素を上記成分規定
範囲内とすると同時に、溶鋼におけるＴｉと酸素のバラ
ンスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満
たすように調整した上で、凝固から１０００℃までの冷
却を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うものであ
る。溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦
Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たさない場合、水素
トラップサイトとなるべき複合析出物の平均粒子間隔
が、平均粒径の３〜３０倍の範囲に入らない。また、凝
固から１０００℃までの冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未
満であると、複合析出物の平均粒径が１．０μｍを超え
てしまう、このため冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上と
する必要があり、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とする
ことにより、複合析出物の平均粒径を０．３μｍ以下と
することができる。
Ｔｉ脱酸する工程において、Ｔｉと酸素を上記成分規定
範囲内とすると同時に、溶鋼におけるＴｉと酸素のバラ
ンスを−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満
たすように調整した上で、凝固から１０００℃までの冷
却を０．５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うものであ
る。溶鋼におけるＴｉと酸素のバランスを−０．０４≦
Ｔｉ％−Ｏ％≦０．０４の関係を満たさない場合、水素
トラップサイトとなるべき複合析出物の平均粒子間隔
が、平均粒径の３〜３０倍の範囲に入らない。また、凝
固から１０００℃までの冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未
満であると、複合析出物の平均粒径が１．０μｍを超え
てしまう、このため冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上と
する必要があり、好ましくは２０℃／ｓｅｃ以上とする
ことにより、複合析出物の平均粒径を０．３μｍ以下と
することができる。
【００４９】
【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に示す化学組成を有する供試材を
種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼き戻しマル
テンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイトの組織に調
整した後、様々な温度に加熱した。上記の試料を用い
て、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価
した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、前に述べた限
界侵入水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの９０
％の条件で実施した。なお水素チャージは、腐食による
水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液
中に１００ｈｏｕｒ以上浸漬することによって行った。
体的に説明する。表１に示す化学組成を有する供試材を
種々の条件で熱処理してマルテンサイト、焼き戻しマル
テンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイトの組織に調
整した後、様々な温度に加熱した。上記の試料を用い
て、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価
した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、前に述べた限
界侵入水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの９０
％の条件で実施した。なお水素チャージは、腐食による
水素侵入を想定してｐＨ４．０以下の２０℃の酸性溶液
中に１００ｈｏｕｒ以上浸漬することによって行った。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】表２の試験Ｎｏ．１〜１２が本発明例で、
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもボルトの引張強さが１２００ＭＰａ以上であ
り、且つマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベ
イナイト、焼戻しベイナイト組織である。これらは遅れ
破壊形が粒内割れとなっており、限界侵入水素量が従来
のボルトに比べ高く、遅れ破壊特性の優れたボルトが実
現されている。
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもボルトの引張強さが１２００ＭＰａ以上であ
り、且つマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベ
イナイト、焼戻しベイナイト組織である。これらは遅れ
破壊形が粒内割れとなっており、限界侵入水素量が従来
のボルトに比べ高く、遅れ破壊特性の優れたボルトが実
現されている。
【００５３】これに対して比較例であるＮｏ．１３はＣ
含有量が低すぎるために本発明で目的とする１２００Ｍ
Ｐａ以上の高強度のボルトが実現できていない。
含有量が低すぎるために本発明で目的とする１２００Ｍ
Ｐａ以上の高強度のボルトが実現できていない。
【００５４】比較例であるＮｏ．１４、１７はＯの含有
量が規定より少ない、あるいはＴｉが添加されていない
ため、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素ト
ラップ効果が確認できなかった。このため、遅れ破壊形
態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、遅れ破
壊特性が悪い例である。
量が規定より少ない、あるいはＴｉが添加されていない
ため、所定の析出物分散密度が得られておらず、水素ト
ラップ効果が確認できなかった。このため、遅れ破壊形
態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低く、遅れ破
壊特性が悪い例である。
【００５５】比較例であるＮｏ．１５はＴｉの含有量が
規定より少なく、所定の析出物分散密度が得られておら
ず、水素トラップ効果が非常に小さかった。このため、
遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低
く、遅れ破壊特性が悪い例である。
規定より少なく、所定の析出物分散密度が得られておら
ず、水素トラップ効果が非常に小さかった。このため、
遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡散性水素量が低
く、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５６】比較例であるＮｏ．１６はＭｎの含有量が
規定より多く、所定の析出物分散密度が得られていたに
もかかわらず、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡
散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
規定より多く、所定の析出物分散密度が得られていたに
もかかわらず、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限界拡
散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５７】比較例であるＮｏ．１８〜２０は成分的に
は規定を満足しているが、鋳片の冷却速度が規定より小
さかったため、所定の析出物平均粒径が得られず、ま
た、その結果所定の分散密度も得られていないため、水
素トラップ効果が小さく、限界侵入水素量が低く、遅れ
破壊特性が悪い例である。
は規定を満足しているが、鋳片の冷却速度が規定より小
さかったため、所定の析出物平均粒径が得られず、ま
た、その結果所定の分散密度も得られていないため、水
素トラップ効果が小さく、限界侵入水素量が低く、遅れ
破壊特性が悪い例である。
【００５８】
【発明の効果】以上の実施例からも明かなごとく、本発
明はフェライトとマルテンサイトもしくは焼き戻しマル
テンサイトの層状組織を微細化させることによって、ボ
ルトの遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、
引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトの遅れ破
壊特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼
の化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に
選択することによって、その製造方法を確立したもので
あり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
明はフェライトとマルテンサイトもしくは焼き戻しマル
テンサイトの層状組織を微細化させることによって、ボ
ルトの遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、
引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトの遅れ破
壊特性を大幅に向上させることを可能にすると共に、鋼
の化学成分、熱処理条件および熱処置前の組織を最適に
選択することによって、その製造方法を確立したもので
あり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図１】加熱時の水素放出曲線を示す図である。
【図２】侵入水素量と破断時間の関係を模式的にを示す
図である。
図である。
【図３】（ａ）、（ｂ）は水素トラップエネルギー、水
素トラップ容量と限界侵入水素量の関係を示す図であ
る。
素トラップ容量と限界侵入水素量の関係を示す図であ
る。
Claims (15)
- 【請求項１】 鋼材をｐＨ４．０以下の酸性溶液中に浸
漬した場合に、２５〜５０ｋＪ／ｍｏｌの活性化エネル
ギーによって脱離するような水素を、０．１ｗｔ．ｐｐ
ｍ以上吸蔵することを特徴とする遅れ破壊特性の優れた
鋼材。 - 【請求項２】 ｐＨ４．０以下の酸性溶液中に浸漬した
後に、１００℃／ｈｏｕｒの速度で加熱した際に、１８
０℃以上６００℃以下の温度域で水素の放出ピークが得
られ、かつ放出される水素の量が０．１ｗｔ．ｐｐｍ以
上であることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた鋼材。 - 【請求項３】 水素トラップエネルギーが２５〜５０ｋ
Ｊ／ｍｏｌであり、かつ水素トラップ容量が０．１ｗ
ｔ．ｐｐｍ以上であるような、水素トラップサイトとな
りうる酸化物、炭化物、窒化物の単独あるいは複合析出
物の少なくとも１種を有することを特徴とする、遅れ破
壊特性の優れた鋼材。 - 【請求項４】 マルテンサイトあるいは焼戻しマルテン
サイトを主体とした組織からなり、平均粒径が０．０５
μｍ以上１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平
均粒径の３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｔｉ，Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化
物の単独あるいは複合析出物の少なくとも１種を有する
ことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載
の遅れ破壊特性の優れた鋼材 - 【請求項５】 ベイナイトあるいは焼戻しベイナイトを
主体とした組織からなり、平均粒径が０．０５μｍ以上
１．０μｍ以下であり、かつ平均粒子間隔が平均粒径の
３倍以上３０倍以下であるような、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，
Ａｉ，Ｖを主体とした酸化物、炭化物、窒化物の単独あ
るいは複合析出物の少なくとも１種を有することを特徴
とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の遅れ破壊
特性の優れた鋼材 - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐
遅れ破壊特性の優れた高強度鋼材。 - 【請求項７】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、 Ｏ ：１〜５００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の耐
遅れ破壊特性の優れた高強度鋼材。 - 【請求項８】 重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％ の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴と
する請求項６もしくは７のいずれか１項に記載の耐遅れ
破壊特性の優れた高強度鋼材。 - 【請求項９】 重量％で、 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項６乃至８のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優
れた高強度鋼材。 - 【請求項１０】 重量％で、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項６乃至９のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の優
れた高強度鋼材。 - 【請求項１１】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００重量ｐｐ
ｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００
５〜０．０５重量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％
≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、
鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項
６に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方
法。 - 【請求項１２】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．５０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｍｇ：０．１〜１００ｐｐｍ、 Ｎ ：２０〜１５０ｐｐｍ を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
を脱酸処理によって、溶存酸素量を１〜５００重量ｐｐ
ｍに調整後、さらにＴｉ脱酸し、Ｔｉ含有量が０．００
５〜０．０５重量％で、かつ−０．０４≦Ｔｉ％−Ｏ％
≦０．０４の関係を満たす溶鋼とし、該溶鋼を鋳造し、
鋳片の凝固温度から１０００℃までの間を０．５℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項
７に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方
法。 - 【請求項１３】 請求項１１もしくは１２のいずれか１
項に記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％ の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴と
する請求項８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼
材の製造方法。 - 【請求項１４】 請求項１１乃至１３のいずれか１項に
記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、 Ｖ ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴と
する請求項９に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼
材の製造方法。 - 【請求項１５】 請求項１１乃至１４のいずれか１項に
記載の製造方法において、溶鋼が、重量％で、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴と
する請求項１０に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度
鋼材の製造方法。 【０００１】
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