JP4657128B2

JP4657128B2 - 耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼とその製造方法

Info

Publication number: JP4657128B2
Application number: JP2006076942A
Authority: JP
Inventors: 琢哉高知; 勇次木村; 兼彰津崎
Original assignee: Kobe Steel Ltd; National Institute for Materials Science
Current assignee: Kobe Steel Ltd; National Institute for Materials Science
Priority date: 2006-03-20
Filing date: 2006-03-20
Publication date: 2011-03-23
Anticipated expiration: 2026-03-20
Also published as: JP2007254765A

Description

本発明は、１２５０ＭＰａ以上の引張強度が要求される高強度構造用鋼として汎用的に使用できる十分な耐水素脆化特性と靭延性とを有する高強度構造用鋼とこの高強度構造用鋼を比較的容易に製造することのできる製造方法に関する。

近年、環境負荷の軽減を主目的として、輸送機器や建築構造物などの軽量化、大型化、長寿命化が検討されており、新型構造物に適用する材料に対して、高強度化、長寿命化などの材料特性の向上が求められている。

しかしながら、一般に、高強度化すると、靭延性、疲労特性は劣化する。また、ボルト、ＰＣ鋼棒、懸架ばねなどの高強度部材に使用される引張強度１２００ＭＰａ以上の高強度鋼では、遅れ破壊に代表される水素起因の脆化が顕著となる。このため、靭延性および耐水素脆化特性を高度に保持して超高強度化することが課題となっている。

そのための試みが従来各種なされている。

たとえば、特許文献１には、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒを添加し、それらの析出物による水素トラップサイトを導入することで耐水素疲労特性が良好な引張強度１７００ＭＰａ以上のばね用鋼が開示されている。

特許文献２には、パーライト鋼を伸線加工することで引張強度１２００ＭＰａ以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性が得られると記載されている。

特許文献３には、オーステナイト粒度をＡＳＴＭＮｏ．で８．５以上とした上、５８０℃以上で焼戻し処理することで耐遅れ破壊特性が優れた高強度鋼が得られると記載されている。高強度化を実現するためにオーステナイト粒径を制御する例はこの他にも数多くあり、特許文献４では、ばね用鋼線の炭化物形状を制御しつつ、旧オーステナイト平均結晶粒径を１．０〜１８．０μｍにすることで高い耐疲労性、耐腐食疲労性が得られると記載され、特許文献５では、Ｎｉを７〜１２ｗｔ％含有させた鋼材に特殊な加工熱処理を行うことで旧オーステナイト平均結晶粒径を５μｍ以下の微細粒とし、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼が得られると記載されている。
特開２００１−２８８５３９号公報特開平１１−３１５３４７号公報特開昭６４−４５６６号公報特開２００２−１９４４９６号公報特開平１１−８０９０３号公報

以上のように、高強度化という課題に対してこれまで多くの技術開発がなされているが、たとえばボルトについて１１Ｔ以上の高強度化は現在でも成し遂げられていない。その理由として、マイクロアロイやＮｉの積極添加にともなう高コスト化が障害となっていること、急速加熱などの特殊で汎用性の低い熱処理を駆使しているため、実製造が困難であることが挙げられる。また、これまでは限られた材料特性のみが着目され、その改善が検討されており、実用化を考慮すると、耐水素脆化特性、靭延性などの種々の材料特性をバランスよく改善することが必要である。

本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、１２５０ＭＰａ以上の引張強度が要求される高強度構造用鋼として汎用的に使用できる十分な耐水素脆化特性と靭延性を有する高強度構造用鋼と、この高強度構造用鋼を比較的容易に製造することができる製造方法を提供することを課題としている。

本発明は、上記の課題を解決するものとして、第１に、Ｃを０．３５〜０．６５ｗｔ％、Ｓｉを３．０ｗｔ％以下、Ｍｎを０．１０〜０．７０ｗｔ％、Ｎｉを０〜３．０ｗｔ％、Ｍｏを０．１〜１．９ｗｔ％、Ｃｒを０〜２．０ｗｔ％、Ｎｂを０〜０．１ｗｔ％、Ｓを０．０２５ｗｔ％以下、Ｐを０．０２５ｗｔ％以下、Ａｌを０．０４０ｗｔ％以下、Ｎを０．００３５ｗｔ％以下、Ｏを０．００４０ｗｔ％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイトの結晶粒径の平均値が５．５μｍ以下、非金属介在物の最大径が５μｍ以下で、引張強度が１２５０ＭＰａ以上、降伏比が０．９５以上であることを特徴としている。

本発明は、第２に、第１の特徴を有する耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼を製造する方法であって、１２００℃以上に加熱する均質化処理を行う工程と、６００〜１１００℃の加熱および温間・熱間加工を含む工程と、７００℃以下で減面率８０％以上の加工を行う工程とを含む前加工処理、および加熱温度Ｔ_１がＴ_１＜８５０℃の焼入れ工程と、加熱温度Ｔ_２が２００℃＜Ｔ_２の焼戻し工程とを含む後加工処理を含むことを特徴としている。

本発明によれば、高強度かつ延性、靱性および耐遅れ破壊特性に優れた高品質な高強度構造用鋼を安価な化学成分と比較的安易な製造工程により製造することが可能となる。

本発明の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼が含有する化学成分とその組成範囲は次の理由に基づく。
（１）Ｃ
鉄鋼材料の強度に深く関与する元素である。引張強度１２５０ＭＰａ以上を安定して得るためには０．３５ｗｔ％以上の含有が必要である。好ましくは０．３７ｗｔ％以上、さらに好ましくは０．３８ｗｔ％以上である。一方、増量すると、残留オーステナイト量が増加し、特性に悪影響を及ぼす場合がある。また、加工性が劣化する。したがって、上限は０．６５ｗｔ％とする。好ましくは０．６２ｗｔ％、さらに好ましくは０．６０ｗｔ％である。
（２）Ｓｉ
製鋼時に脱酸のために添加される。積極的に添加すると低温焼戻しにおいて顕著な軟化抵抗が得られ、強度確保に有効な元素である。また、耐食性を向上させる効果もある。一方、比較的高温で焼戻す場合には粒界脆化を助長する。さらに、多量の添加は脱炭を促進させ、製造性の面で好ましくない。したがって、上限を３．０ｗｔ％とする。好ましくは２．５ｗｔ％、さらに好ましくは２．０ｗｔ％である。
（３）Ｍｎ
有害元素であるＳとＭｎＳを形成し、Ｓによる脆化を抑制する。また、比較的高温の焼戻しで軟化抵抗が得られ、有用である。一方、固溶ＭｎはＰの粒界偏析を助長して粒界脆化を引き起こし、靱性を劣化させる。したがって、上限を０．７０ｗｔ％とする。好ましくは０．５０ｗｔ％、さらに好ましくは０．３０ｗｔ％である。下限は、Ｓを固定するために０．１０ｗｔ％とした。好ましくは０．１２ｗｔ％、さらに好ましくは０．１５ｗｔ％である。
（４）Ｎｉ
耐食性を顕著に向上させる。また、変態点を下げるため、結晶粒の微細化に有効である。一方、過度の添加は残留オーステナイトを増やし、靭延性に悪影響を及ぼす可能性がある。また、コストが高いため、添加は極力控えるのが適当である。靭延性の向上は３．０ｗｔ％で飽和するため、３．０ｗｔ％を上限とする。コスト面から、好ましくは２．０ｗｔ％、さらに好ましくは１．０ｗｔ％である。下限は、積極的に添加しなくても必要な特性が得られるので、０ｗｔ％とし、耐食性の面からは０．２ｗｔ％、好ましくは０．３ｗｔ％、さらに好ましくは０．５ｗｔ％である。
（５）Ｍｏ
Ｐの粒界偏析による脆化を抑制する。また、旧オーステナイト粒界への炭化物の析出を抑制でき、粒界破壊を抑制する効果がある。さらに、焼入れ性を顕著に向上させるので、焼入れ性の低い微細組織でも焼入れ組織を得やすいという利点がある。さらにまた、炭窒化物は水素トラップ効果がある。下限は０．１ｗｔ％であり、好ましくは０．４ｗｔ％、さらに好ましくは０．６ｗｔ％である。特に０．９ｗｔ％以上であれば、確実な効果が得られる。一方、多量の添加は加工性を劣化させるため、上限は１．９ｗｔ％とする。好ましくは１．７ｗｔ％、さらに好ましくは１．５ｗｔ％である。
（６）Ｃｒ
耐食性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗が得られることから、目標強度が高い場合は有効である。一方、未固溶炭化物が残存しやすくなり、強度不足などの不具合が発生する。そこで、上限を２．０ｗｔ％とする。効果の飽和およびコストを考慮すると、好ましくは１．８ｗｔ％、さらに好ましくは１．５ｗｔ％である。下限は、積極的な添加は必要ではないため、０ｗｔ％とし、耐食性、高強度を特に要望する場合は適宜添加する。この場合、好ましくは０．５ｗｔ％、さらに好ましくは１．０ｗｔ％である。
（７）Ｎｂ
炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に有効である。ただし、過剰に添加すると粗大窒化物を形成して疲労特性、靭延性に悪影響を及ぼす。したがって、上限を０．１ｗｔ％とする。製造性、コスト面から、好ましくは０．０７ｗｔ％、さらに好ましくは０．０５ｗｔ％である。必須元素ではないため、下限は０ｗｔ％であるが、好ましくは０．０２ｗｔ％、さらに好ましくは０．０３ｗｔ％である。
（８）Ｓ
粒界脆化を助長し、靭延性を劣化させる有害元素であり、Ｍｎなどを添加することにより硫化物として固定される。しかしながら、硫化物の量、サイズが増加した場合も破壊の起点となり、靭延性を害する。したがって、上限は０．０２５ｗｔ％とする。好ましくは０．０１０ｗｔ％、さらに好ましくは０．００５ｗｔ％に制限するのがよい。
（９）Ｐ
粒界脆化を助長し、靭延性を劣化させる有害元素である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉなどの添加によって粒界脆化が助長される。そこで、上限は０．０２５ｗｔ％とし、好ましくは０．０１０ｗｔ％、さらに好ましくは０．００５ｗｔ％とする。
（１０）Ａｌ
脱酸元素として使用されるが、生成する酸化物は硬質であり、破壊の起点となりやすい。高強度用鋼ではＡｌによる脱酸は避け、Ｓｉなどで代替するのが適当である。一方、窒化物を形成し、組織の微細化に効果的に働くとともに、有害なＮを固定する。そこで、上限は０．０４０ｗｔ％とし、好ましくは０．０３０ｗｔ％、さらに好ましくは０．００５ｗｔ％とする。
（１１）Ｎ
窒化物の形成は組織の微細化に寄与する。しかしながら、過剰のＮは、固溶Ｎとして、また粗大窒化物を形成して機械的特性を劣化させる。そこで、上限は０．００３５ｗｔ％とし、好ましくは０．００３０ｗｔ％、さらに好ましくは０．００２５ｗｔ％とする。
（１２）Ｏ
酸化物は疲労破壊の起点になる。したがって、粗大酸化物の生成抑制のために酸素量を極力低減させる。上限は０．００４０ｗｔ％とし、好ましくは０．００３０ｗｔ％、さらに好ましくは０．００１５ｗｔ％とする。

以上の組成範囲の化学成分を含有する本発明の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼は組織的には次のような特徴を有する。
（ａ）旧オーステナイトの結晶粒径の平均値が５．５μｍ以下である。

旧オーステナイトの平均結晶粒径が５．５μｍ以下であれば、引張延性、切欠き靱性が顕著に向上する。好ましくは４．５μｍ以下、さらに好ましくは３．０μｍ以下である。
（ｂ）非金属介在物の最大径が５μｍ以下である。

粗大な介在物が存在すると靭延性が劣化する。鋼中の非金属介在物の最大径が５μｍ以下に制御されると、良好な靭延性が確保される。特に水素環境下において粗大介在物は水素の集積サイトとなり、脆化が生じやすい。

また、特性では次のような特徴を有する。
（Ａ）引張強度が１２５０ＭＰａ以上
本発明の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼には、引張強度１２５０ＭＰａ以上が要求される。構造用鋼としては強度が高いほど構造物の軽量化や小型化などに貢献できる。好ましくは１３００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１３５０ＭＰａ以上である。
（Ｂ）降伏比０．９５以上
高強度化すると耐水素脆化特性が劣化することが知られている。耐水素脆化特性を向上させるためには、降伏比（引張強度/０．２％耐力）を０．９５以上にすることが有効であることを見出した。好ましくは０．９７以上、さらに好ましくは０．９８以上である。

本発明の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼の製造方法は、１２００℃以上に加熱する均質化処理を行う工程と、６００〜１１００℃の加熱および温間・熱間加工を含む工程と、７００℃以下で減面率８０％以上の加工を行う工程とを含む前加工処理、および加熱温度Ｔ_１がＴ_１＜８５０℃の焼入れ工程と、加熱温度Ｔ_２が２００℃＜Ｔ_２の焼戻し工程とを含む後加工処理を含む。

安定な優れた特性を得るためには、金属組織や介在物を微細かつ均一化する必要がある。均一な組織を得るためには、鋳造偏析を極力低減することが重要になる。鋳造偏析が残っていると、後の熱処理で組織が不均一になる上、介在物、析出物も局所に集中することから特性がばらつきやすい。そこで、鋳造偏析の低減のために前加工処理において１２００℃以上の高温に加熱する均質化処理を行う。均質化処理の温度は好ましくは１２５０℃以上、さらに好ましくは１３００℃以上である。ただし、あまり高温で均質化処理を行うと、硫化物などの非金属介在物が固溶する場合があり、後の工程で粗大介在物となって再析出して靭延性を劣化させる可能性がある。このような靭延性の劣化は、６００〜１１００℃に加熱した後、温間または熱間で加工することで、均質化処理で固溶した非金属介在物を微細に再析出させることにより回避できる。この工程によって、介在物の粗大化を避けながら鋳造偏析を低減でき、鋼の均一化が図れる。

また、マルテンサイト組織を均一に微細化するためには、焼入れ加熱時に均一微細なオーステナイト粒を得る必要がある。前加工処理において鋼に７００℃以下の比較的低温で減面率８０％以上の加工を施すことで、焼入れ加熱時に均一微細な平均結晶粒径５．５μｍ以下の旧オーステナイト粒が得られる。加工温度は好ましくは６５０℃以下、さらに好ましくは６００℃以下である。減面率は好ましくは８５％以上、さらに好ましくは９０％以上である。

そして、後加工処理では、焼入れ工程における加熱温度Ｔ_１を８５０℃未満とする。焼入れ工程において加熱温度が高くなるほど旧オーステナイト結晶粒の成長速度は大きくなり、特に８５０℃以上になるとピンニング粒子の分解および固溶が顕著となって旧オーステナイト結晶粒径が粗大化してしまうからである。

また、焼戻し処理で析出する炭化物を均一に分散させるために、後加工処理における焼戻し温度Ｔ_２を２００℃＜Ｔ_２とする。焼戻し温度Ｔ_２が２００℃未満では十分に炭化物が析出しない。焼戻し温度Ｔ_２の上限は、合金元素の組み合わせと焼戻しの手法により強度特性が種々変わるため、特に規定していない。ただし、炭窒化物による水素トラップを有効に使う目的では６００℃付近での焼戻しが好ましく、また、高強度化も同時に図る目的では、Ｍｏなどに関連した合金炭化物の析出による２次硬化現象が起こる５８０℃未満での焼戻しがより好ましい。

以上の一連の工程を経ることで、組織および特性が高品位に安定化し、本発明の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼が製造される。

表１に示す化学組成を有する鋼材を真空溶解炉で溶製した。

そして、各鋼材に図１に示す前加工処理、後加工処理を順次行い、以下の各試験に供した。処理条件を表２に示す。表２に記載された焼入れ処理条件および焼戻し条件は後加工処理における焼入れ工程と焼戻し工程の条件である。

１．旧オーステナイトの結晶粒径の平均値の測定
結晶組織から旧オーステナイトの結晶粒径の平均値を測定した。

焼入れもしくは焼入れ後焼戻しを施した試料を樹脂に埋め込み、湿式研磨して鏡面仕上げした。次にピクリン酸を主体とした腐食液を用いて旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡によって観察を行った。少なくとも４視野以上の組織写真を撮影し、得られた写真からＨｅｙｎの方法によって結晶粒径の平均値を算出した。この時、１視野において少なくとも２対以上の直交する線分を引き、少なくとも４００以上の切片から結晶粒径の平均値を算出した。介在物については、鋼材の長手方向に垂直な面を観察面として試料調整（切断、埋め込み、研磨）し、光学顕微鏡で鋼中の非金属介在物を観察し、最大径５μｍ以上の介在物の有無を調査した。結果を表２に示す。
２．靭延性の評価
（１）平滑引張試験
焼戻し後、平滑丸棒試験片を作製して引張試験を行った。０．２％耐力（σ０．２）、引張強度（σＵＴＳ）、全伸び（ｅｔ）、一様伸び（ｅｕ）、絞り（ＲＡ）を測定し、強度−延性バランスを評価した。引張試験ではクロスヘッド速度をすべて０．５ｍｍ/ｍｉｎとした。伸びは試験片に伸び計（ＧＬ＝１７．５ｍｍ）を取り付けて測定した。

得られた０．２％耐力と引張強度から降伏比σ０．２/σＵＴＳを算出した。

結果を表２に示す。また、図２に引張強度σＵＴＳと絞り値ＲＡとの関係を示す。本発明の要件を満たすものは、強度レベルがＴＳ１２５０ＭＰａ以上で、絞り値ＲＡが５０％以上を示し、強度−延性バランスに優れている。
（２）切欠き引張試験
焼戻し後、切欠き試験片を作製して引張試験を行い、切欠き引張強度（σｎＵＴＳ）を測定した。加えて、切欠き引張試験後の破面観察を行い、脆性破面の発生の有無とあわせて切欠き感受性を評価した。切欠き引張試験ではクロスヘッド速度を０．５〜０．０００５ｍｍ/ｍｉｎとした。

結果を表２に示す。本発明の要件を満たすものは破面形態がすべてディンプルである。一方、要件を満たさないものは劈開破壊や旧オーステナイト粒界破壊という脆性破壊となった。
３．耐遅れ破壊特性の評価
焼戻し後、切欠き引張試験片を作製し、図３に示す手順にしたがって水素脆化感受性試験を行った。この試験より鋼中水素量と破壊特性の関係が得られる。遅れ破壊は環境から侵入した水素により引き起こされるため、遅れ破壊の評価には鋼材の水素吸蔵能が重要である。本実施例では、別途行った水素吸蔵能評価試験の結果から妥当と考えられる鋼中水素量条件における破断特性を比較した。すなわち、水素吸蔵能の低い焼戻し温度３５０〜５００℃の場合は約０．２ｐｐｍの鋼中水素、水素吸蔵能の高い焼戻し温度２５０℃および５５０℃の場合は約０．８ｐｐｍの鋼中水素での破断強度を評価した。

結果を表２および図４に示す。図４は、横軸に平滑引張試験で得られた降伏比をとり、縦軸に水素脆化感受性試験での破断強度をとってプロットしたものである。この図４に示す通り、降伏比が高いほど破断強度は高くなる傾向にあり、降伏比が０．９５以上で破断強度は顕著に上昇する。本発明の要件を満たすものは破断強度が１０００ＭＰａを超えており、耐水素脆化感受性に優れている。一方、本発明の要件を満たさないものは、降伏比が低いため破断強度も低い、もしくは降伏比が０．９５以上であっても１０００ＭＰａ超の高い破断強度が得られない。たとえばＲ−１１は、粗大な介在物が存在する以外は本発明の要件を満たしており、切欠き試験では延性破壊をしたが、遅れ破壊試験では、粗大な介在物が存在するがゆえに、介在物のところで応力集中が起こり、水素が集積したため、介在物を起点とした低応力破壊が起こった。Ｒ−１１は特性にばらつきが生じた例である。

実施例において各鋼材に施した処理を示す図である。引張強度σＵＴＳと絞り値ＲＡとの関係を示す図である。水素脆化感受性試験の手順を示す図である。降伏比と破断強度との関係を示す図である。

Claims

Ｃを０．３５〜０．６５ｗｔ％、Ｓｉを３．０ｗｔ％以下、Ｍｎを０．１０〜０．７０ｗｔ％、Ｎｉを０〜３．０ｗｔ％、Ｍｏを０．１〜１．９ｗｔ％、Ｃｒを０〜２．０ｗｔ％、Ｎｂを０〜０．１ｗｔ％、Ｓを０．０２５ｗｔ％以下、Ｐを０．０２５ｗｔ％以下、Ａｌを０．０４０ｗｔ％以下、Ｎを０．００３５ｗｔ％以下、Ｏを０．００４０ｗｔ％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイトの結晶粒径の平均値が５．５μｍ以下、非金属介在物の最大径が５μｍ以下で、引張強度が１２５０ＭＰａ以上、降伏比が０．９５以上であることを特徴とする耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼。
請求項１記載の耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼を製造する方法であって、１２００℃以上に加熱する均質化処理を行う工程と、６００〜１１００℃の加熱および温間・熱間加工を含む工程と、７００℃以下で減面率８０％以上の加工を行う工程とを含む前加工処理、および加熱温度Ｔ_１がＴ_１＜８５０℃の焼入れ工程と、加熱温度Ｔ_２が２００℃＜Ｔ_２の焼戻し工程とを含む後加工処理を含むことを特徴とする耐水素脆化特性および靭延性に優れた高強度構造用鋼の製造方法。