JP6347198B2

JP6347198B2 - High strength low alloy steel

Info

Publication number: JP6347198B2
Application number: JP2014205591A
Authority: JP
Inventors: 裕嗣崎山; 大村　朋彦; 朋彦大村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-10-06
Filing date: 2014-10-06
Publication date: 2018-06-27
Anticipated expiration: 2034-10-06
Also published as: JP2016074939A

Description

本発明は、高強度低合金鋼、特に、自動車、産業機械、建築構造物等に使用され、引張強さが１３００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れた部材や部品（以下、まとめて単に「部材」という。）の素材として用いるのに好適な、高強度低合金鋼に関する。 The present invention is used for high-strength low-alloy steels, particularly automobiles, industrial machines, building structures, etc., and is a member or component having a tensile strength of 1300 MPa or more and excellent in hydrogen embrittlement resistance (hereinafter simply referred to as “ The present invention relates to a high-strength, low-alloy steel suitable for use as a material of “member”.

近年、軽量化や機能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。 In recent years, high strength steel materials having a tensile strength exceeding 1000 MPa tend to be used from the viewpoint of weight reduction and function. However, when the tensile strength of steel materials exceeds 1000 MPa, hydrogen embrittlement becomes a serious problem. Hydrogen embrittlement is a phenomenon in which mechanical properties deteriorate from the original value due to hydrogen intrusion into a steel material. In addition, since the atomic radius of hydrogen is the smallest among all the elements, penetration into the steel material is inevitable.

そこで、耐水素脆化特性を向上させた鉄鋼材料やその製造方法に関して様々な技術が開示されている。 Therefore, various techniques relating to steel materials having improved hydrogen embrittlement resistance and methods for producing the same have been disclosed.

例えば、焼戻しマルテンサイト組織の素地を有し、Ｍｏ、ＮｉやＶ等の高価な元素を含有させたり、強加工や熱処理回数増加の組合せにより、水素脆化の一種である耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼やその製造方法に関する技術が開示されている。 For example, it has a base of tempered martensite structure, contains expensive elements such as Mo, Ni, V, etc., and is excellent in delayed fracture resistance which is a kind of hydrogen embrittlement by combining strong processing and increasing the number of heat treatments Further, techniques relating to high-strength steel and methods for producing the same are disclosed.

その一方で、安価で複雑な工程を含まず製造でき、かつ耐水素脆化特性を備えた鉄鋼材料として、ベイナイト組織の活用が有効であることが報告されている。 On the other hand, it has been reported that utilization of a bainite structure is effective as a steel material that can be manufactured without including a complicated and complicated process and has hydrogen embrittlement resistance.

例えば、特許文献１には、Ｍｓ点近傍の低温域で恒温変態させたベイナイト主体の金属組織を有する耐水素脆化特性に優れた高強度鋼に関する技術が開示されている。しかし、耐水素脆化特性を発揮させるためには、焼戻しマルテンサイト組織を素地とする場合と同様に、高価な元素であるＭｏおよびＮｉをそれぞれ、質量％で、０．３％以上および０．１％以上含有させる必要がある。なお、この特許文献１の実施例で具体的に示された「発明鋼」１〜９におけるＭｏおよびＮｉの含有量はそれぞれ、質量％で、０．５６〜０．９６％および０．２９〜０．５５％であり、いずれも極めて高価な鋼である。 For example, Patent Document 1 discloses a technique related to high-strength steel excellent in hydrogen embrittlement resistance and having a bainite-based metal structure that is isothermally transformed in a low-temperature region near the Ms point. However, in order to exhibit the hydrogen embrittlement resistance, as in the case where the tempered martensite structure is used as a base material, Mo and Ni, which are expensive elements, are 0.3% or more and 0. It is necessary to contain 1% or more. In addition, the contents of Mo and Ni in the “invention steels” 1 to 9 specifically shown in the examples of Patent Document 1 are 0.56 to 0.96% and 0.29 to 0.2% by mass, respectively. 0.55%, both of which are extremely expensive steels.

特許文献２には、Ｃａを添加しアルミナ系の介在物を減らした焼戻し下部ベイナイト組織を伸線した遅れ破壊を起こしにくい鋼線に関する技術が開示されている。しかし、溶製時にＣａの添加が必須である上、焼戻した上で伸線を施さないと所望の高強度と耐水素脆化特性が得られず、複雑な工程を経る必要がある。 Patent Document 2 discloses a technique related to a steel wire that is hard to cause delayed fracture by drawing a tempered lower bainite structure in which Ca is added to reduce alumina inclusions. However, addition of Ca is indispensable at the time of melting, and if it is not tempered and then drawn, the desired high strength and hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained, and it is necessary to go through a complicated process.

特許文献３には、強伸線ベイナイト組織を主体とした遅れ破壊特性に優れた高強度鋼線およびその製造方法についての技術が開示されている。しかし、高強度とするためにＣ量が非常に高く靱性に劣り、加えて４００℃以上の高温でパテンティング熱処理を実施しているため、高強度と耐水素脆化特性を確保するために強伸線加工を施す必要がある。 Patent Document 3 discloses a technique relating to a high-strength steel wire excellent in delayed fracture characteristics mainly composed of a strongly drawn bainite structure and a method for producing the same. However, in order to achieve high strength, the amount of C is very high and inferior in toughness. In addition, since patenting heat treatment is performed at a high temperature of 400 ° C. or higher, it is strong to ensure high strength and hydrogen embrittlement resistance. It is necessary to perform wire drawing.

特開平７−１８８８４０号公報JP-A-7-188840 特開平７−２９２４４２号公報JP-A-7-292442 特開２００２−２４１８９９号公報JP 2002-241899 A

上述のように、金属組織が焼戻しマルテンサイト組織である場合だけでなくベイナイト組織である場合にも、低合金高強度鋼に優れた耐水素脆化特性を具備させるには、Ｍｏ、ＮｉやＶといった高価な元素を多量に含有させる必要があったし、金属組織がベイナイト組織で、そのような高価な元素を多く含有させない場合には、強伸線加工が必要であり、また、酸化物の形態制御のために溶製時にＣａ処理しなければならないこともあった。 As described above, not only when the metal structure is a tempered martensite structure but also when the metal structure is a bainite structure, in order to make the low alloy high-strength steel have excellent hydrogen embrittlement resistance, Mo, Ni and V It is necessary to contain a large amount of such an expensive element, and when the metal structure is a bainite structure and does not contain such an expensive element, a strong wire drawing process is necessary. In some cases, Ca treatment had to be performed during melting for shape control.

本発明は、自動車、産業機械、建築構造物等に使用され、高価な合金元素の含有量が低く、しかも複雑な工程を経ることなく安価な工程で製造できる引張強さが１３００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れた部材の素材として用いるのに好適な、高強度低合金鋼を提供することを目的とする。 The present invention is used in automobiles, industrial machines, building structures, etc., has a low content of expensive alloy elements, and has a tensile strength of 1300 MPa or more that can be produced in an inexpensive process without going through complicated processes. An object of the present invention is to provide a high-strength, low-alloy steel suitable for use as a material for a member having excellent embrittlement characteristics.

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。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have earnestly studied the technique for improving the hydrogen embrittlement resistance of steel with a low alloy design, and as a result, have obtained the following important findings.

質量％で、Ｃ含有量が０．５５％を超える鋼であって、金属組織が、ＪＩＳＧ０５５１（２０１３）に規定の粒度番号６．０以上の旧オーステナイトから変態したベイナイトであり、該ベイナイトは面積率で９０％以上が、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である場合には、ＭｏやＮｉなどの高価な元素の含有量が低い場合にも、複雑な工程を経ることなく十分な耐水素脆化特性を有するので、引張強さが１３００ＭＰａ以上の部材として好適に用いることができる。 The bainite is a bainite whose mass is C and whose C content exceeds 0.55%, and whose metal structure is transformed from prior austenite having a grain size number of 6.0 or more as defined in JIS G 0551 (2013). Is an area ratio of 90% or more, and in the case of bainite where the ratio of deposited cementite covering the lath interface is 10% or less, even when the content of expensive elements such as Mo and Ni is low, it is complicated. Since it has sufficient hydrogen embrittlement resistance without going through a complicated process, it can be suitably used as a member having a tensile strength of 1300 MPa or more.

図１は、各種ベイナイトにおいて、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する状況を模式的に説明する図である。図中の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）にはそれぞれ、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が８０％、５％および０％（セメンタイトはラス界面には析出せず内部にだけ析出している状態）の場合を例示した。 FIG. 1 is a diagram schematically illustrating a situation in which precipitated cementite covers a lath interface in various bainite. In the figures, (a), (b) and (c) respectively show that the ratio of deposited cementite covering the lath interface is 80%, 5% and 0% (cementite does not precipitate on the lath interface and only inside the lath interface. The case of precipitation) is illustrated.

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、下記の（１）〜（３）に示す高強度低合金鋼にある。 This invention is made | formed based on said knowledge, The summary exists in the high intensity | strength low alloy steel shown to following (1)-(3).

（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％および
Ａｌ：０．００５〜０．１０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．０以上の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであり、該ベイナイトは面積率で９０％以上が、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である、
引張強さが１３００ＭＰａ以上の部材用高強度低合金鋼。 (1) The chemical composition is mass%,
C: more than 0.55% and less than 0.70%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.30 to 1.0%,
Cr: 0.5-1.5% and Al: 0.005-0.10%,
The balance consists of Fe and impurities,
P, S, N and O in the impurities are respectively P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, N: 0.030% or less and O: 0.010% or less,
The bainite transformed from old austenite grains having a JIS grain size number of 6.0 or more, the bainite having an area ratio of 90% or more, and the ratio of deposited cementite covering the lath interface is 10% or less. Is,
High strength low alloy steel for members with a tensile strength of 1300 MPa or more.

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：０．３０％未満を含有する、上記（１）に記載の高強度低合金鋼。 (2) Instead of a part of Fe, in mass%,
Mo: The high-strength low-alloy steel according to (1), containing less than 0.30%.

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１０％以下および
Ｎｂ：０．１０％以下
から選択される１種以上の元素を含有する、上記（１）または（２）に記載の高強度低合金鋼。 (3) Instead of part of Fe, in mass%,
The high-strength low-alloy steel according to (1) or (2) above, which contains one or more elements selected from Ti: 0.10% or less and Nb: 0.10% or less.

本発明の高強度低合金鋼は、自動車、産業機械、建築構造物等に使用され、高価な合金元素の含有量が低く、しかも複雑な工程を経ることなく安価な工程で製造できる引張強さが１３００ＭＰａ以上で耐水素脆化特性に優れた部材の素材として、好適に用いることができる。 The high-strength low-alloy steel of the present invention is used in automobiles, industrial machines, building structures, etc., and has a low content of expensive alloy elements, and can be produced in an inexpensive process without going through complicated processes. Is 1300 MPa or more, and can be suitably used as a material of a member excellent in hydrogen embrittlement resistance.

各種ベイナイトにおいて、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する状況を模式的に説明する図である。図中の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれ、析出したセメンタイトがラス界面を被覆する割合が８０％、５％および０％の場合を示す。It is a figure which illustrates typically the condition where the precipitated cementite coat | covers a lath interface in various bainite. (A), (b), and (c) in the figure respectively show the cases where the ratio of the cementite deposited to the lath interface is 80%, 5%, and 0%. 実施例で耐水素脆化特性の評価のために用いた切欠き付引張試験片の形状を示す図である。図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。It is a figure which shows the shape of the notched tension test piece used for evaluation of the hydrogen embrittlement resistance characteristic in the Example. The numerical value in a figure shows a dimension (unit: mm).

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.

（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．５５％を超えて０．７０％未満
Ｃは、本発明において最も重要な元素であり、強度を向上させるとともに金属組織をベイナイトにするために不可欠な元素である。また、Ｃには、焼入れ性を向上させてＭｓ点を低下させる作用もあり、所望の金属組織が得やすくなるため、製造面でも有効な元素である。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や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１３００ＭＰａ以上の高強度の確保、所望の金属組織に制御しやすいＭｓ点の確保、優れた耐水素脆化特性の確保という３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。）の割合が低下して、所望の金属組織の確保が難しくなるし、靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．５５％を超えて０．７０％未満とした。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。 (A) About chemical composition:
C: more than 0.55% and less than 0.70% C is the most important element in the present invention, and is an essential element for improving the strength and making the metal structure bainite. C also has an effect of improving the hardenability and lowering the Ms point, and makes it easy to obtain a desired metal structure. Therefore, C is an effective element in terms of manufacturing. Further, C has an action of reducing the concentration of occluded hydrogen even at the same strength, so that the hydrogen embrittlement resistance can be improved even if the content of expensive elements such as Mo and Ni is lowered. In order to stably obtain the three effects of securing a high tensile strength of 1300 MPa or more, securing an Ms point that is easily controlled to a desired metal structure, and ensuring excellent hydrogen embrittlement resistance, C is 0. It must be contained in excess of .55%. On the other hand, when the content of C increases to 0.70% or more, the formation of grain boundary cementite is promoted, and the ratio of the precipitated cementite covering the lath interface of bainite is 10% or less (hereinafter referred to as “ The ratio of “specific bainite”) decreases, and it becomes difficult to secure a desired metal structure, and the deterioration of toughness becomes remarkable. Therefore, the C content is more than 0.55% and less than 0.70%. A desirable lower limit of the C content is 0.60%, and a desirable upper limit is 0.65%.

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１３００ＭＰａ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％とした。Ｓｉ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: 0.05 to 0.50%
Si has a deoxidizing action and also has an effect of improving strength and hardenability. The improvement in strength is effective for securing a tensile strength of 1300 MPa or more, and the improvement in hardenability is advantageous from the viewpoint of production because a desired metal structure is easily obtained. In order to obtain these effects, the Si content needs to be 0.05% or more. On the other hand, even if Si is contained exceeding 0.50%, the effect is saturated and toughness is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.50%. A desirable lower limit of the Si content is 0.10%, and a desirable upper limit is 0.30%.

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１３００ＭＰａ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％とした。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: 0.30 to 1.0%
Mn has the effect of improving hardenability and strength. The improvement in strength is effective for securing a tensile strength of 1300 MPa or more, and the improvement in hardenability is advantageous from the viewpoint of production because a desired metal structure is easily obtained. Further, Mn also has an effect of improving hydrogen embrittlement resistance by combining with S to form sulfides and suppressing S grain boundary segregation. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 0.30% or more. On the other hand, when Mn is contained excessively, it segregates at the grain boundary and promotes the intergranular cracking type hydrogen embrittlement fracture. Therefore, the content of Mn is set to 0.30 to 1.0%. A desirable lower limit of the Mn content is 0.60%, and a desirable upper limit is 0.90%.

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、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％とした。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: 0.5 to 1.5%
Cr is an element effective for improving the strength. In addition, it inhibits the diffusion of C and suppresses the growth of carbides, thereby promoting the formation of specific bainite. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.5% or more of Cr. On the other hand, when Cr is excessively contained, toughness is deteriorated. Therefore, the Cr content is set to 0.5 to 1.5%. A desirable lower limit of the Cr content is 0.8%, and a desirable upper limit is 1.2%.

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％とした。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: 0.005-0.10%
Al is an element having a deoxidizing action. In order to sufficiently secure this effect, it is necessary to contain Al by 0.005% or more. On the other hand, the effect is saturated even if Al is contained exceeding 0.10%. Therefore, the content of Al is set to 0.005 to 0.10%. The Al content of the present invention refers to the content of acid-soluble Al (so-called “sol. Al”).

本発明の高強度低合金鋼の一つは、上述のＣからＡｌまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であるものである。 One of the high-strength low-alloy steels of the present invention is composed of the above-described elements from C to Al, the balance being Fe and impurities, and P, S, N and O in the impurities are P: 0.030, respectively. % Or less, S: 0.030% or less, N: 0.030% or less, and O: 0.010% or less.

なお、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。 The “impurity” refers to a material mixed from ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment when the steel material is industrially produced.

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や耐水素脆化特性を低下させる。その含有量が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％以下とした。Ｐの含有量は極力低いことが望ましい。 P: 0.030% or less P is contained as an impurity and segregates at the grain boundary to lower toughness and hydrogen embrittlement resistance. When the content exceeds 0.030%, the above-described adverse effects become remarkable. For this reason, content of P was made into 0.030% or less. The P content is desirably as low as possible.

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。その含有量が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％以下とした。Ｓの含有量は極力低いことが望ましい。 S: 0.030% or less S is contained as an impurity and, like P, segregates at the grain boundary and deteriorates the hydrogen embrittlement resistance. When the content exceeds 0.030%, the above-described adverse effects become remarkable. For this reason, content of S was made into 0.030% or less. It is desirable that the S content be as low as possible.

Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは、不純物として含有され、その含有量が過剰になって０．０３０％を超えると靱性の劣化が顕著になる。したがって、Ｎの含有量を０．０３０％以下とした。Ｎの含有量は極力低いことが望ましい。 N: 0.030% or less N is contained as an impurity, and when its content is excessive and exceeds 0.030%, the deterioration of toughness becomes remarkable. Therefore, the N content is set to 0.030% or less. The N content is desirably as low as possible.

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などの問題が生じる。したがって、Ｏの含有量を０．０１０％以下とした。Ｏの含有量は極力低いことが望ましい。 O: 0.010% or less O (oxygen) is contained as an impurity and is combined with Al to form an oxide. If the content increases and exceeds 0.010%, problems such as excessive oxide formation and reduced toughness occur. Therefore, the content of O is set to 0.010% or less. The O content is desirably as low as possible.

本発明の高強度低合金鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂから選択される１種以上の元素を含有するものである。 Another one of the high-strength low-alloy steels of the present invention contains one or more elements selected from Mo, Ti, and Nb instead of part of Fe.

以下、任意元素である上記Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。 Hereinafter, the effect of Mo, Ti, and Nb, which are optional elements, and the reason for limiting the content will be described.

Ｍｏ：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。したがって、必要に応じてＭｏを含有させてもよいが、本発明ではＣ等の他の元素や金属組織を適正化することで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り経済性を大きく損なうため、含有させる場合であってもその量は０．３０％未満とした。Ｍｏの量は、０．２０％以下とすることが望ましい。一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は、０．０５％以上とすることが望ましく、０．１０％以上とすれば一層望ましい。 Mo: Less than 0.30% Mo is an element that improves the stability of the Fe carbide and improves the hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Mo may be included as necessary, but in the present invention, hydrogen embrittlement resistance can be ensured by optimizing other elements such as C and the metal structure, and Mo is very Since it is an expensive element and greatly impairs economic efficiency, the amount is made less than 0.30% even when it is contained. The amount of Mo is desirably 0.20% or less. On the other hand, in order to stably obtain the effect of Mo described above, the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.

ＴｉおよびＮｂは、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作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。 Since Ti and Nb have the effect | action which refines | miniaturizes a prior-austenite grain and improves a hydrogen embrittlement resistance characteristic, in order to acquire this effect, you may contain said element. This will be described in detail below.

Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、Ｃや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の量を０．１０％以下とした。Ｔｉの量は、０．０６％以下とすることが望ましい。一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は、０．００５％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすれば一層望ましい。 Ti: 0.10% or less Ti is an element that combines with C and N to form fine precipitates and refines prior austenite grains to improve hydrogen embrittlement resistance. For this reason, you may contain Ti as needed. However, if Ti is contained in an amount exceeding 0.10%, the amount of precipitates increases and the toughness is deteriorated. Therefore, when Ti is included, the amount of Ti is set to 0.10% or less. The amount of Ti is desirably 0.06% or less. On the other hand, in order to stably obtain the effect of Ti described above, the amount of Ti when contained is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.03% or more.

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｃや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の量を０．１０％以下とした。Ｎｂの量は、０．０６％以下とすることが望ましい。一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．００５％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすれば一層望ましい。 Nb: 0.10% or less Nb is an element that combines with C or N to form fine precipitates and refines prior austenite grains to improve hydrogen embrittlement resistance. For this reason, you may contain Nb as needed. However, when an amount of Nb exceeding 0.10% is contained, the amount of precipitates increases and the toughness is deteriorated. Therefore, the amount of Nb in the case of inclusion is set to 0.10% or less. The amount of Nb is preferably 0.06% or less. On the other hand, in order to stably obtain the effect of Nb described above, the amount of Nb in the case of inclusion is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.03% or more.

上記のＴｉおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。複合して含有させる場合の合計量は、０．０８％以下とすることが望ましい。 Said Ti and Nb can be contained only in any 1 type or 2 types of composites. The total amount when combined and contained is preferably 0.08% or less.

（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高強度低合金鋼を素材とする部材は、金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．０以上の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであり、該ベイナイトは面積率で９０％以上が、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）である。 (B) Metal structure:
The member made of the high-strength low-alloy steel having the chemical composition described in the above section (A) is a bainite whose metallographic structure is transformed from a prior austenite grain having a JIS grain size number of 6.0 or more. 90% or more is a specific bainite (a bainite in which the ratio of deposited cementite covering the lath interface is 10% or less).

金属組織がベイナイトであっても、それがＪＩＳ粒度番号６．０未満の旧オーステナイト粒から変態したものは粒界強度の低下が著しく、引張強さが１３００ＭＰａ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。 Even if the metal structure is bainite, it is sufficient if it is transformed from a prior austenite grain having a JIS grain size number of less than 6.0 when the grain boundary strength is significantly reduced and the tensile strength is high at 1300 MPa or more. Hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.

旧オーステナイト粒度番号は大きければ大きいほど（つまり、旧オーステナイト粒径は小さければ小さいほど）望ましいが、工業的な製造ではＪＩＳ粒度番号１２．５程度がその上限になる。 The larger the prior austenite particle size number is, the more desirable (that is, the smaller the prior austenite particle size is). However, in industrial production, the upper limit is about JIS particle size number 12.5.

金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．０以上の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであっても、面積率で、そのベイナイトの９０％以上が、上記の特定ベイナイトでなければ、引張強さが１３００ＭＰａ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。 Even if the metal structure is bainite transformed from prior austenite grains having a JIS grain size number of 6.0 or more, the tensile strength is 1300 MPa or more if 90% or more of the bainite is not the specific bainite in terms of area ratio. In the case of high strength, sufficient hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.

なお、特定ベイナイトの面積率は大きければ大きいほど好ましく、１００％が最も望ましい。 In addition, the area ratio of specific bainite is so preferable that it is large, and 100% is the most desirable.

引張強さが１３００ＭＰａ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。 In order to obtain even better hydrogen embrittlement resistance when the tensile strength is 1300 MPa or higher, it is desirable that the specific bainite should be small if the proportion of cementite covering the lath interface is small. 0% is most desirable.

（Ｃ）部材の強度について：
本発明に係る高強度低合金鋼は、前記（Ｂ）項で述べた金属組織を有し、引張強さが１３００ＭＰａ以上の部材の素材として用いる。なお、部材の引張強さの上限は２０００ＭＰａとすることが望ましく、１８００ＭＰａとすればより望ましい。 (C) Strength of member:
The high-strength low-alloy steel according to the present invention is used as a material for a member having the metal structure described in the section (B) and having a tensile strength of 1300 MPa or more. Note that the upper limit of the tensile strength of the member is preferably 2000 MPa, and more preferably 1800 MPa.

上記の部材は、（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を用いて所定の部材形状に加工したものに、例えば、下記のように特定の温度域で等温保持して等温変態させることによって製造することができる。 The above-mentioned member is processed into a predetermined member shape using steel having the chemical composition described in the section (A), for example, by isothermally transforming by isothermal holding in a specific temperature range as described below. Can be manufactured.

すなわち、鋼の化学組成に応じた条件でオーステナイト化し、フェライトとパーライトの析出を阻止して、オーステナイト組織のまま、４００℃以下でＭｓ点を超える温度に保った塩浴や鉛浴の中に急冷し、そのまま上記の浴中に保持して、この温度で等温変態を終了させ、その後室温まで冷却することによって、先に述べた金属組織および引張強さを有する部材を製造することができる。 That is, austenitizing under conditions according to the chemical composition of steel, preventing precipitation of ferrite and pearlite, quenching in a salt bath or lead bath maintained at a temperature exceeding 400 ° C. and exceeding the Ms point with the austenitic structure. Then, the member having the above-described metal structure and tensile strength can be produced by holding it in the bath as it is, finishing the isothermal transformation at this temperature, and then cooling to room temperature.

オーステナイト化温度が９５０℃を超えると、ＪＩＳ粒度番号６．０以上の旧オーステナイト粒が得難くなることがあるので、オーステナイト化温度は９５０℃以下とすることが望ましい。一方、オーステナイト化処理時に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は８５０℃以上とすることが望ましい。 If the austenitizing temperature exceeds 950 ° C, it may be difficult to obtain prior austenite grains having a JIS grain size number of 6.0 or more. Therefore, the austenitizing temperature is desirably 950 ° C or less. On the other hand, the austenitizing temperature is desirably 850 ° C. or higher in order to completely austenitize during the austenitizing treatment.

前記の浴温が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。また、前記の浴温がＭｓ点以下になると、マルテンサイト変態するため、金属組織がベイナイトにはならない。 When the bath temperature exceeds 400 ° C., the amount of cementite precipitated at the lath interface increases even after bainite transformation, and the ratio of the precipitated cementite covering the lath interface exceeds 10%. In addition, when the bath temperature is equal to or lower than the Ms point, the metal structure does not become bainite because of martensitic transformation.

なお、前記温度範囲の浴中での保持により、オーステナイトのほとんどは数分で特定ベイナイトに変態するが、被処理材である部材のサイズや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るため、浴中での保持時間は６０分程度とするのが望ましい。 Note that most of the austenite is transformed into specific bainite within a few minutes by holding in the above temperature range, but the bainite transformation of a part of the structure is delayed due to the size of the material being processed material and the influence of contained elements. In some cases, the holding time in the bath is preferably about 60 minutes.

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Ｍｓ点を超える温度領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によっても、先に述べた金属組織および引張強さを有する部材を製造することができることは勿論である。 Precipitation of ferrite and pearlite can be prevented, and the metal structure and tensile strength described above are also obtained by continuous cooling treatment capable of completing transformation from austenite at a temperature range of 400 ° C. or lower and exceeding the Ms point. Of course, the member can be manufactured.

以下、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。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.

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。なお、表１には、上記の丸棒から採取した直径３ｍｍで長さが１０ｍｍの試験片を用いて、フォーマスタ試験機によりオーステナイト化した後５０℃／秒の冷却速度で急冷して求めたＭｓ点を併記した。 Steels A to O having the chemical composition shown in Table 1 were melted, and the ingot obtained by casting into a mold was heated to 1250 ° C., and then a round bar having a diameter of 25 mm was formed by hot forging. In Table 1, it was obtained by using a test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm collected from the above round bar and abruptly cooling at a cooling rate of 50 ° C./second after austenitizing with a Formaster tester. The Ms point is also shown.

表１中の鋼Ａ〜Ｊ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Ｋ〜Ｏは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼で、このうち鋼Ｋは、Ｃ含有量が０．４０％と低い鋼に、本発明で規定する金属組織と１３００ＭＰａ以上という引張強さの確保のために、高価なＭｏを０．５０％も含有させた鋼である。 Steels A to J in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention, while Steels K to O are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined by the present invention. Of these steels, steel K has a low C content of 0.40%, and in order to secure the metal structure specified in the present invention and the tensile strength of 1300 MPa or more, expensive Mo is 0.50%. Steel contained.

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。鋼Ａについては、試験番号１６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、４３０℃で６０分焼戻し処理することも行った。 The round bar having a diameter of 25 mm obtained as described above was austenitized by holding at a temperature shown in Table 2 for 45 minutes, and then held in a lead bath under the conditions shown in Table 2 to perform isothermal transformation heat treatment. As for Steel A, as a test number 16, a round bar having a diameter of 25 mm was held at 950 ° C. for 45 minutes to be austenitized, and then oil-quenched and tempered at 430 ° C. for 60 minutes.

上記の等温変態熱処理した各鋼の丸棒ならびに、鋼Ａについては油焼入れままの丸棒および油焼入れ−焼戻し処理した丸棒を用いて、以下に示す各種の調査を行った。 Various investigations shown below were conducted using the above-mentioned steel round bars subjected to isothermal transformation heat treatment, and steel A using a round bar as-quenched and a round bar subjected to oil quenching and tempering.

〈１〉金属組織：
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、ＪＩＳＧ０５５１（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、倍率２００倍で１０視野光学顕微鏡観察して、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> Metal structure:
A round bar having a diameter of 25 mm subjected to isothermal transformation heat treatment was cut along its center line in the longitudinal direction (hereinafter referred to as “longitudinal section”), and a test piece was collected. investigated. Specifically, after embedding in a resin so that the longitudinal section of the test piece becomes the test surface and mirror-polishing, etching is performed with a saturated aqueous solution of picric acid described in Annex JA of the above JIS. Then, the prior austenite grain boundaries appeared, and observed with a 10-field optical microscope at a magnification of 200 times, and the prior austenite grain size number was measured by the cutting method described in Appendix C of the above JIS. Moreover, the old austenite particle size number was investigated by the above-mentioned method using the test piece extract | collected by carrying out the longitudinal cut of the round bar of steel A as-quenched with oil.

さらに、等温変態熱処理および油焼入れ−焼戻し処理した直径２５ｍｍの丸棒を縦断して試験片を採取した。次いで、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、２％ナイタールでエッチングして組織観察を行った。 Further, a round bar having a diameter of 25 mm subjected to isothermal transformation heat treatment and oil quenching-tempering treatment was longitudinally cut to obtain a test piece. Next, the test piece was embedded in a resin so that the longitudinal section thereof was the test surface and mirror-polished, and then etched with 2% nital to observe the structure.

具体的には、等温変態熱処理を行った各試験片は、先ず、倍率２００倍で１０視野光学顕微鏡観察し、金属組織がベイナイトであることを確認し、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、特定ベイナイトつまり、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。一方、油焼入れ−焼戻し処理した試験片は、倍率２００倍で１０視野光学顕微鏡観察し、金属組織が焼戻しマルテンサイトからなり、そこにはベイナイトは含まれないことを確認した。 Specifically, each test piece subjected to isothermal transformation heat treatment is first observed with a 10-field optical microscope at a magnification of 200 times to confirm that the metal structure is bainite, and then to a magnification of 10,000 times with a scanning electron microscope. 10 areas were observed, and the area ratio of specific bainite, that is, the bainite in which the deposited cementite covered the lath interface was 10% or less was determined. On the other hand, the oil-quenched-tempered test piece was observed with a 10-field optical microscope at a magnification of 200 times, and it was confirmed that the metal structure was composed of tempered martensite and bainite was not contained therein.

〈２〉引張強さ：
等温変態熱処理および油焼入れ−焼戻し処理した直径２５ｍｍの丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）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。 <2> Tensile strength:
From the R / 2 part ("R" represents the radius of the round bar) of a round bar having a diameter of 25 mm subjected to isothermal transformation heat treatment and oil quenching-tempering treatment, the diameter of the parallel part in the longitudinal direction is 6 mm and the gauge distance is 40 mm. A round bar tensile test piece was cut out and subjected to a tensile test at room temperature to determine the tensile strength.

〈３〉耐水素脆化特性：
上記〈２〉の調査で１３００ＭＰａ以上の引張強さが得られた直径２５ｍｍの各丸棒のＲ／２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９０％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０．４ｐｐｍ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０．１〜０．５ｍＡ／ｃｍ²の電流密度で陰極水素チャージを２４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。 <3> Hydrogen embrittlement resistance:
A notched tensile test piece having the shape shown in FIG. 2 is cut out in the longitudinal direction from the R / 2 part of each round bar having a diameter of 25 mm, which has obtained a tensile strength of 1300 MPa or more in the investigation of <2> above. The hydrogen embrittlement resistance was investigated based on the presence or absence of breakage when a constant load test was performed for 200 hours under a cathode charge loaded with a stress of 90%. At that time, the current density of the cathode hydrogen charge was adjusted so that hydrogen was occluded at a concentration of 0.4 ppm inside the test piece. The amount of hydrogen occluded inside the test piece was determined by the temperature programmed desorption apparatus when cathode hydrogen charging was performed for 24 hours at a current density of 0.1 to 0.5 mA / cm ² using a 3% NaCl solution. The amount of hydrogen released up to 350 ° C. when the temperature was raised at 10 ° C./min was used.

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。 Table 2 summarizes the results of each of the above investigations. In the column of hydrogen embrittlement resistance, those that did not break after performing the above test for 200 hours were marked with “◯”, and those that broke were marked with “x”.

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１〜１２では、１３００ＭＰａ以上という引張強さを有するにもかかわらず、いずれも破断が起こらず、Ｃ含有量が０．４０％と低い鋼に高価なＭｏを０．５０％も含有させた鋼Ｋを用いた比較例の試験番号１３の場合と同様に、十分な耐水素脆化特性を備えていることが明らかである。 From Table 2, in test numbers 1 to 12 of the present invention examples satisfying the conditions of the chemical composition and the metal structure defined in the present invention, none of them breaks despite having a tensile strength of 1300 MPa or more. Similar to the case of Test No. 13 of the comparative example using Steel K in which 0.50% of expensive Mo is contained in steel having a low content of 0.40%, sufficient hydrogen embrittlement resistance is provided. It is clear that

これに対して、比較例の試験番号１４〜２０の場合は、本発明で規定する条件から外れているので、耐水素脆化特性に劣っているか、１３００ＭＰａ以上という引張強さが得られていない。 On the other hand, in the case of the test numbers 14 to 20 of the comparative example, since it deviates from the conditions specified in the present invention, the hydrogen embrittlement resistance is inferior or the tensile strength of 1300 MPa or more is not obtained. .

試験番号１４〜１６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、金属組織が、本発明で規定する条件から外れているので、耐水素脆化特性に劣っている。 In test numbers 14 to 16, although the chemical composition of the steel A used is within the range specified in the present invention, the metal structure deviates from the conditions specified in the present invention. Yes.

すなわち、試験番号１４は、金属組織が、ＪＩＳ粒度番号５．０の大きな旧オーステナイト粒から変態したベイナイトである。このため、面積率で、上記ベイナイトの１００％が、特定ベイナイトであるものの、耐水素脆化特性に劣っている。 That is, the test number 14 is a bainite whose metal structure is transformed from large austenite grains having a JIS particle size number of 5.0. For this reason, in terms of area ratio, 100% of the bainite is inferior in hydrogen embrittlement resistance, although it is a specific bainite.

試験番号１５は、金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．１の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであるものの、面積率で、そのベイナイトの８３％だけが特定ベイナイトであるため、耐水素脆化特性に劣っている。 Test No. 15 is a bainite transformed from old austenite grains having a JIS grain size number of 6.1, but the area ratio is only 83% of the bainite. Inferior.

試験番号１６は、ＪＩＳ粒度番号６．０の旧オーステナイト粒から変態した金属組織であるものの、油焼入れ−焼戻し処理によって得られた焼戻しマルテンサイト組織であるので、耐水素脆化特性に劣っている。 Test number 16 is a metal structure transformed from old austenite grains having a JIS grain size number of 6.0, but is a tempered martensite structure obtained by oil quenching and tempering treatment, and thus is inferior in hydrogen embrittlement resistance. .

また、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Ｌ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。 Test No. 17 shows that the metallographic structure satisfies the conditions specified in the present invention, but the Mn content of the steel L used is as high as 1.20%, which is outside the conditions specified in the present invention. Inferior in characteristics.

試験番号１８は、用いた鋼ＭのＣｒ含有量が０．３８％と少なく、本発明で規定する条件から外れるため、金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．１の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであるものの、面積率で、そのベイナイトの７１％だけが特定ベイナイトであるため、耐水素脆化特性に劣っている。 Test No. 18 is a bainite in which the metal structure is transformed from the prior austenite grains of JIS grain size number 6.1 because the Cr content of the steel M used is as low as 0.38% and deviates from the conditions specified in the present invention. However, since only 71% of the bainite is specific bainite in terms of area ratio, the hydrogen embrittlement resistance is poor.

試験番号１９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Ｃ含有量が０．３０％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１３００ＭＰａに満たなかった。 Test No. 19 shows that the metal structure satisfies the conditions specified in the present invention, but the C content of the steel N used is as low as 0.30% and deviates from the conditions specified in the present invention. It was not satisfied.

試験番号２０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の不純物中のＰとＳの含有量がそれぞれ、０．０３６％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。 In Test No. 20, although the metal structure satisfies the conditions defined in the present invention, the contents of P and S in the impurities of the steel O used are as large as 0.036% and 0.032%, respectively. Since it deviates from the specified conditions, it is inferior in hydrogen embrittlement resistance.

Claims

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％および
Ａｌ：０．００５〜０．１０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下およびＯ：０．０１０％以下であり、
金属組織が、ＪＩＳ粒度番号６．０以上の旧オーステナイト粒から変態したベイナイトであり、該ベイナイトは面積率で９０％以上が、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である、
引張強さが１３００ＭＰａ以上の部材用高強度低合金鋼。 Chemical composition is mass%,
C: more than 0.55% and less than 0.70%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.30 to 1.0%,
Cr: 0.5-1.5% and Al: 0.005-0.10%,
The balance consists of Fe and impurities,
P, S, N and O in the impurities are respectively P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, N: 0.030% or less and O: 0.010% or less,
The bainite transformed from old austenite grains having a JIS grain size number of 6.0 or more, the bainite having an area ratio of 90% or more, and the ratio of deposited cementite covering the lath interface is 10% or less. Is,
High strength low alloy steel for members with a tensile strength of 1300 MPa or more.

Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：０．３０％未満を含有する、請求項１に記載の高強度低合金鋼。 Instead of part of Fe, in mass%,
Mo: The high strength low alloy steel of Claim 1 containing less than 0.30%.

Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１０％以下および
Ｎｂ：０．１０％以下
から選択される１種以上の元素を含有する、請求項１または２に記載の高強度低合金鋼。

Instead of part of Fe, in mass%,
The high-strength low-alloy steel according to claim 1 or 2, containing one or more elements selected from Ti: 0.10% or less and Nb: 0.10% or less.