WO2006129827A1

WO2006129827A1 - 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法

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Publication number: WO2006129827A1
Application number: PCT/JP2006/311157
Authority: WO
Inventors: Kenji Oi; Akihide Nagao; Kenji Hayashi
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-05-30
Filing date: 2006-05-29
Publication date: 2006-12-07
Anticipated expiration: 2007-11-30
Also published as: CA2600747A1; JP5124988B2; KR100918321B1; US8728257B2; MX2007011944A; KR20070095373A; EP1889937B1; US20080110535A1; EP1889937A1; EP1889937A4; CA2600747C; JP2007009324A

Description

明細書耐遅 l^壌特性に優れた高張力鋼材ならぴにその製造方法

技術分野

本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法に関する。本発明は、特に、引張強度が 6 0 O M P a以上であって耐遅れ破壌特性に優れる高張力鋼材として好適な鋼材およびその製造方法に関する。

背景技術

近年、建設産業機械'タンク 'ペンストック ·ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材使用環境の苛酷化が進んでいる。

しかし、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷化は、一般的に鋼材の水素脆性感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルトの分野では J I S B 1 1 8 6にて F 1 1 T級ボルト（引張強さ 1 1 0 0〜1 3 0 0 N/mm^z) についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。

このため、以下に記載のごとき文献、即ち、特許文献 1、特許文献 2、特許文献 3、特許文献 4、特許文献 5等は、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐水素脆性特性に優れた鋼板の製造方法を提案してきた。

【特許文献 1】特開平 3— 2 4 3 7 4 5号公報

【特許文献 2】特開 2 0 0 3— 7 3 7 3 7号公報【特許文献 3】特開 2003-239041号公報

【特許文献 4】特開 2003-253376号公報

【特許文献 5】特開 2003-321743号公報

発明の開示

しかしながら、上記特許文献 1〜 5等に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなつた際、厳しい腐食環境下で使用される場合に要求される耐遅れ破壌特性を得ることは困難である。従って、今日まで、特に、引張強度が 900MPa以上の高いレベルにおいて、より優れた耐遅れ破壌特性を有する高張力鋼材ならびにその高張力鋼材を製造する方法が求められていた。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものである。即ち、本発明は、引張強度が 600MP a以上、特に 90 OMP a以上において、従来の鋼材より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならぴにその製造方法を提供することを目的とする。（注；遅れ破壌は、主として水素が関与しておこることで知られている。鋼材の使用環境という観点からすると、使用環境の苛酷化は、一般的に水素がその鋼材の脆性に対して感受性を高めることをもたらす。本出願書においては、かくの如き、高強度鋼の遅れ破壊に対する感受性を弱め、向上させる特性を '耐遅れ破壊特性' と称する。）上記の課題を解決するために、本発明は以下のごとき手段を講じた。即ち、遅れ破壊は、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素が応力集中部に集積し、その水素量が材料の限界値に到達する結果として発生する。この防止策として、耐遅れ破壌特性を向上させるための一つの具体的な対処案、即ち、応力集中部に集積する拡散性水素の量を減少させる手段が考慮される。

本発明者らは、鋼材の耐遅れ破壌特性を向上させるために鋭意研究を重ねた。その結果、以下のことを見出した。即ち、特に合金炭化物等の析出物形成元素である M o、 N b、 V、 T iの添加量と焼戻し処理時における鋼材の板厚方向中心部の昇温速度を規定することによって、析出物の微細分散化および残留オーステナイトの適正量を確保することが可能となる。そして、これらの析出物や残留オーステナイトによる拡散性水素のトラップ量の増大は、応力集中部に集積する拡散性水素量を減少させる。これにより、本発明においては、従来材ょりも耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材を得ることが可能となる。

さらに、本願の発明者は、次のことを見出した。即ち、含有する元素成分、即ち、 S、 Ca、 O の添加量を適切な範囲に保つことにより、〇& 3と1^：1 3の複合介在物を水素のトラップサイトとして積極的に利用可能とする。これにより、該鋼材の有する耐遅れ破壌特性をより向上させる。

本発明は、概略以上の述べたごとく、得られた知見に基づき、更に検討を加えてなされた。すなわち、本発明は、以下のごとき、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材及びその製造方法を提供する。

1 . 質量⁰ /₀において、 C： 0.02-0.25%, S i ： 0.01-0.8%, M n ： 0.5~2.0% A 1 ： 0.005-0.1%, N： 0.0005-0.008%, P： 0.03%以下、 S： 0.03%以下の元素を含有し、かつ、 M o ： 0.01-1%, N b ： 0.001-0.1%, V： 0.001-0.5%, T i ： 0.001~0.1%から選ばれる一種以上の元素を含有する。そして、残部が F e および不可避的不純物である。かつ、該鋼中に含有する析出物は、 M o、 N b、 V、 T iから選ばれる元素の内少なくとも一種以上である。その析出物の有する平均粒子径は 2 O n m以下である。その存在する析出物数は 5個 / 2 5 0 0 O O n m²以上である。以上のことを特徴とする、耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。

2 . 更に、鋼組成が、質量。/。において、 C u ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2%以下、 W： 2%以下の内少なくとも一種以上の含有元素であることを特徴とする、 1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材。 .

3. 更に、鋼組成が、質量％において、 B ： 0.003%以下、 Ca ： 0.01°/。以下、 REM： 0.02%以下（注： R EMとは Rare Earth Metalの略、稀土類）、 Mg :0.01%以下の内、少なくとも一種以上の含有元素であることを特徴とする、 1または 2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材。

4. 1一 3の任意に記載の、更に、以下の元素を含有する、耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材：

質量⁰ /ofこおレヽて、 0.0004≤ S≤ 0.0025%, 0.0010≤ C a≤ 0.0030%, 0.0008

≤O≤0.0030%；且つ、下記式で求められる AC Rは 0.2≤ACR≤1.0を満足する。ただし、ここで、

ACR = (C a -(0.18+130XC a)XO)/1.25/S

ただし、上記式において、 Ca、 0、 Sは各成分の含有量（mass%)。

5. 質量⁰ /。において、 C： 0.02—0.25%, S i ： 0·01〜0.8°/。、 Μη： 0·5〜2·0%、 A 1 ： 0·005〜0.1^ο/。、 Ν： 0.0005 ~ 0.008%, Ρ : 0.03%以下、 0.0004%≤S≤ 0.0025%、 0.0010%≤C a≤0.0030%, 0.0008%≤ O≤ 0.0030% および、 Mo ： 0.01〜1%、 Nb ： 0·001〜0.1%、 V： 0.001〜0.5%、 T i ： 0.001〜0.1% から選ばれる元素の内少なくとも一種以上の元素を含有し、かつ、下記式で求められる ACRの値が 0.2≤ACR≤1.0 を満足し、残部が F eおよび不可避的不純物である。かつ、 Mo、 Nb、 V、 T iから選ばれる元素の内、少なくとも一種以上を含有する析出物の有する平均粒子径は 20 nm以下、その存在する析出物数は 5個ノ 250000 nm²以上であることを特徴とする、耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。ここで、 ACR=(C a一 (0.18+ 130 XC a)XO)/1.25/S 但し、 Ca、 0、 Sは各成分の含有量（mass%)

(注；本出願書において、 ACRとは、 C a系介在物の晶出度を表す指数。 Atomic Concentration Ratioの略。

6. 更に、鋼組成が、質量％において、 Cu ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 Cr ： 2%以下、 W: 2%以下の内少なくとも一種以上の元素を含有することを特徴とする、 5に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。

7. 更に、鋼組成が、質量⁰/。において、 B： 0.003%以下、 REM ·· 0.02%以下、

Mg ： 0.01%以下の内少なくとも一種以上の元素を含有することを特徴とする、 5または 6に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。

8. 組織の中に、残留オーステナイトを 0. 5〜 5%の体積分率で含むことを特徴とする 1乃至 6の何れか一つに記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材。

9. 1乃至 7の何れか一つに記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材の製造方法：即ち、

• A r ₃変態点以上の温度から 500°C以下の温度まで焼入れる工程； •前記焼入れ後、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s以上として焼戻す工程。

発明を実施するための最良の形態

分組成]

最初に、本発明の成分組成に関して、各成分の限定理由について述なお、化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。 C： 0.02-0.25%

Cは、引張強度を確保するために含有するが、 0.02%未満ではその含有効果が不十分である。一方、 0.25%を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、その溶接性が著しく劣化する。従って、 C含有量を 0.02~0.25%に限定する。

S i ： 0.01-0.8%

S iは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、 0.01%未満ではその含有効果が不十分である。一方、 0.8%を超えると粒界が脆ィヒし、遅れ破壌の発生を促進する。従って、 S i含有量を 0.01~0.8%に限定する。

M n ： 0.5-2.0%

M nは、引張強度を確保するために含有するが、 0.5%未満ではその含有効果が不十分である。一方、 2.0%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、 Mn含有量を 0.5~2.0%に限定する。

A 1 ： 0.005-0.1%

A 1は、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果がある。しかしながら、 0.005%未満の場合にはその含有効果が十分でなく一方、 0.1%を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、 A 1含有量を 0.005~0.1%に限定する。

N： 0.0005-0.008%

Nは、 T iなどと窒化物を形成することによつて組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。 0.0005%未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、 0.008%を超える添加は固溶 N量が增加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従つて、 N含有量を 0.0005 0.008%に限定する。

P ： 0.03%以下、 S ： 0.03%以下

P、 Sは、いずれも不純物元素であり、 0.03%を超えると健全な母材おょぴ溶接継手を得ることができなくなる。従って、 P、 S含有量をそれぞれ 0.03%以下に限定する。ここで、 Sについては介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので、 0.0004%≤S≤0.0025%とするのが好ましレ、。 0.0004%未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果が出ない。 0.0025%を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。

O： 0.0008%≤ 0≤ 0.0030%

介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので 0.0008%≤O≤0.0030% とするのが好ましい。 0.0008%未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壌への効果が出なレ、。 0.0030%を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、靱性が劣化する恐れがある。

M o、 N b、 V、 T iの内から選ばれる少なくとも一種以上。

該鋼材が、 M o、 N b、 V、 T i、を 1種以上含有していれば、この該鋼材は、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。従って、 M o ： 0.01~1%、 N b ： 0.001-0.1%, V： 0 .001-0.5%, T i ： 0.001~0.1%の内、少なくとも一種以上を含有する。以下に、 M o、 N b、 V、 T iの規定する範囲について述べる。 M o ： 0.01-1%

M o 'は、焼入れ性おょぴ強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。

0.01%未満の添加ではその含有効果は充分ではなく、一方、 1 %を超える添加は経済性が劣る。従って、 M oを添加する場合には、その含有量を 0·0 1〜1°/οに限定する。特に M oは焼き戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、引張強度を 9 0 O MP a以上確保するためには、 0.2%以上添加することが好ましい。

N b ： 0.001-0.1%

N bは、マイクロア口イング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。 0.001%未満の添カ卩ではその効果は充分ではなく、一方、 0.1%を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、 N bを添加する場合には、その含有量を 0·001~0·1%に限定する。

V： 0.001-0.5%

Vは、マイクロア口イング元素として強度を向上させると同時に、炭化物ゃ窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。 0.001%未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、 0.5% を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、 Vを添加する場合には、その含有量を 0.001~0.5°/。以下に限定する。

T i ： 0.001-0.1%

T iは、圧延加熱時あるいは溶接時に T i Nを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる。

また、 T iは、 M oや N bと複合析出物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壌特性を向上させる効果も有する。しかしながら、 0.001%未満の添カ卩ではその効果は充分ではなく、一方、 0.1%を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、 T iを添加する場合には、その含有量を 0.001~0.1°/。に限定する。

更に、本発明では、該鋼材が所望する特性に応じて以下の成分を含有することができる。即ち、該鋼材が、所望する特性に応じて更に含有する成分は、以下の通りである。

C u ： 2%以下

C uは、阖溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、 C u含有量が 2 %を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、 C uを添加する場合には、その含有量を 2 %以下に限定する。

N i ： 4%以下

N iは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、 N i含有量が 4%を超えると、経済性が劣る。従って、 N iを添加する場合には、その含有量を 4%以下に限定する。

C r ： 2%以下

C rは、強度およぴ靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。従って、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強度 9 0 O M P a 以上の特性を得るために 0.3%以上添加することが好ましい。し力しながら、 C r含有量が 2%を超えると、溶接性が劣化する。従って、 C rを添加する場合には、その含有量を 2%以下に限定する。 W： 2%以下

Wは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、 2%を超えると、溶接性が劣化する。従って、 Wを添加する場合は、その含有量を 2%以下に限定する。

B ： 0.003%以下

Bは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、 0.003%を超えると、靭性を劣化させる。従って、 Bを添加する場合には、その含有量を 0.003% 以下に限定する。

C a ： 0.01%以下

Caは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、 0.01%を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、 C aを添加する場合には、その含有量を 0.01%以下に限定する。

C aに関しては、好ましくは、介在物を水素のトラップサイトとして利用できるので 0.0010%≤ C a≤0.0030%とする。 0.0010%未満では介在物の適度な分散量を確保できず、水素のトラップサイトが少なくなり介在物としての耐遅れ破壊への効果力 S出ない。，

0.0030%を超えると介在物の量が多くなりすぎて延性破壌の強度が低下し、靭性が劣化する恐れがある。

但し、 0.0010%≤C a≤0.0030%とする場合は、鋼中 O量を 0.0008°/。≤O≤ 0.0030%とし、下記式で求められる ACRを 0.2≤ACR≤1.0 とする。

ここで、 ACR= (C a - (0.18+130XC a) XO) /1.25/S 式において、 Ca、 0、 Sは鋼中含有量（mass%) である。

ACRは、 C a S、 Mn Sの複合介在物を積極的に水素のトラップサイトとして利用して耐遅れ破壌特性を向上させるために 0.2≤ACR≤1.0とする。 ACRが該範囲を満足するように C a、 0、 Sを含有させることにより Ca S、 MnSがそれぞれ主体となって晶出することを防止し、微細な複合介在物として分散させるこができる。

この結果、これらの複合介在物とマトリッタスの界面に水素がトラップされ、一部の介在物の界面への集積を抑制することが可能となる。さらに、急速加熱焼戻し過程において、これらの複合介在物の表面に合金炭化物が析出することによって、より多くの水素がトラップされる。 AC Rが 0.2未満の場合は、介在物の主体が Mn Sとなり圧延によって介在物が伸長し、遅れ破壌の起点になりやすく、耐遅れ破壊特性が劣る場合がある。

ACRが 1.0以上の場合は、介在物の主体が C a Sとなって粗大になりやすく、当該粗大な C a Sが、遅れ破壌の起点となって耐遅れ破壌特性が劣る場合がある。 '

更に好ましい A C Rは、 0.4≤ ACR≤0.8の範囲である。

尚、従来は、 MnSが圧延によって伸長し、その部分に水素が集積することで、割れが発生しやすいため、 ACR≥1.0を満足するように C aを添加し、 S を固定して Mn Sの形態制御を行っている。

REM： 0.02%以下 '

REMは、鋼中で REM (0、 S) として硫化物生成することによって結晶粒界の固溶 S量を低減して耐 SR割れ特性を改善する。しかしながら、 0.02%を超える添加は、沈殿晶帯に REM硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、 REMを添加する場合には、その添加量を 0.02%以下に限定する。

M g ： 0.01%以下

Mgは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、 0.01%を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、 Mgを添加する場合には、その添加量を 0.01%以下に限定する。次に、本発明における析出物の析出形態の限定理由について述べる。最初にそのミクロ糸且織の観点から、その析出形態の限定理由を以下に述べる。

[ミクロ組織] 本発明では、 Mo、 Nb、 V、 T iから選ばれる元素の内少なくとも一種以上を含有する析出物の有する平均粒子径は 20 n m以下、好ましくは 15 nm以下。該鋼中に含まれる析出物数は、 5個 Z250000 nm²以上の割合、好ましくは 10個 Z250000 nm²以上。（注：ここで析出物は、通常、形成された炭化物、窒化物、炭窒化物およびその複合物である。）析出物の観察は、例えば、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、透過型電子顕微鏡に T行う。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価し、平均粒子径は、例えば、 500 nm四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の 5視野以上の単純平均値とする。

Mo、 Nb、 V、 T iから選ばれる元素の内少なくとも一種以上を含有する析出物は、大きさによらず拡散性水素をトラップする効果を有するが、平均粒子径が 20 nmより大きくなると格子整合性が低くなり、拡散性水素をトラップする力が弱くなる。この結果、該鋼材に関して、耐遅れ破壌特性の向上効果が小さくなる。そこで平均粒子径を 20 nm以下、好ましくは 1 5 nm以下とする。

また、 Mo、 Nb、 V、 T iから選ばれる元素の 1種以上を含有する析出物の密度が 5個 Z250000 nm²未満となると、これらの析出物によりトラップされる拡散性水素の量が少なくなり、耐遅れ破壌特性の向上効果が小さくなる。そこで、 5個 /250000 nm²以上の割合、好ましくは 10個 /250 000 nm ²以上の割合で鋼中に含むとする。次に、その残留オーステナイトの観点から、その析出形態の限定理由を以下 ίこ^ベ。 [残留オーステナイト]

残留オーステナイトは、水素の固溶度が高いため^素トラップサイトとして機能し、耐遅れ破壌特性を向上させるが、 0.5%未満の体積率ではその効果が十分でなく、 5%を超えると強度が低下する。従って、好ましくは 0.5~5%の体積率、更に好ましくは 2~4%の体積率とする。

残留オーステナイト量の体積率の測定は、例えば、 X線回折によるオーステナイト格子定数のピークの定量化によって測定する。次に本発明の製造に関して述べる。

本発明においては A r ₃変態点以上から焼入れが可能なように鋼片を製造すれば良く、溶鋼から錶片を製造する方法や、鎵片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法 ·電気炉法等で溶製された鋼や、連続铸造 ·造塊法等で製造されたスラブが利用できる。

錶片を圧延して鋼片を製造する際、 A r ₃変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した铸片を A c ₃変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。

A r ₃変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。 A r ₃変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行つても未再結晶域で圧延を行って良い。

本発明は、 A r ₃変態点以上のオーステナイト単相 E織の状態から焼入れを開始すれば、熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。 ' '

焼戻し時の加熱方式は、所要の昇温速度が達成されれば、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等のいずれの方式でも良い。次に、本発明において、鋼の製造に好ましい製造条件について述べる。本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。伹し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。

本発明鋼の製造に好ましい製造条件について、焼入れ及び焼戻しの観点から以下に述べる。

本発明における焼入れは、以下の通りである。

母材強度および母材靭性を確保するため、 A r ₃変態点以上の温度から 500 °C以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは 0. 5 °C/ s以上、好ましくは 1 °C/ s以上の速度で冷却する。

本規定は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはべィナイトへの変態を完了させて母材を強化するために行つた。

本発明では A r ₃変態点（°C) を求める式は特に規定しないが、例えば A r ₃ = 910— 310 C_80Mn— 20 Cu— 15 C r— 55N i—80Moとする。式において各元素は鋼中含有量（mass%) を示す。本発明における焼戻し条件は、以下の通りである。

焼戻し時、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの平均昇温速度を l°CZs以上、好ましくは 2°C/s以上にする。再加熱焼入れなどによりー且室温まで冷却した場合においても焼戻し時の平均昇温温度を 1。C/ s以上、好ましくは 2°C_ s以上にする。

焼戻し時に生じる合金炭化物、合金窒化物、合金炭窒化物等の析出物の生成 ·成長挙動には焼戻し時の昇温速度が影響を及ぼし、平均昇温速度を 1°CZ s以上、好ましくは 2°C/s以上とした場合、析出物の微細分散化が達成される。

l°CZs未満では炭化物や炭窒化物が析出する前に粒界やラス界面にじが拡散するので、粗大な炭化物や炭窒化物しか得ることができず、水素のトラップサイトとなる炭化物や炭窒化物を微細分散させる効果が得られない。

更に、焼戻し時に、 6 0 0 °C以上での昇温速度が 1 0 °C/ s以上となる温度領域を持たせると、分散析出したセメンタイトの F eが合金元素に置き換わつて微細な合金炭化物の析出を促進させて好ましい。

. また、引張強度 9 0 O MP a以上に高強度化する場合は、焼き戻し温度を 4 5 0 - 5 5 0 °Cの範囲にすることが高強度で高靭性というバランスのよい特性を得るのに好ましい。

更に、また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取つても良く、特に規定しない。

焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を防止すべく、 6 0 s以下とすることが望ましい。

焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すベく、焼戻し温度〜 2 0 0 °Cまでの平均冷却速度を 0 · 0 5 °O s以上とすることが望ましい。以上の条件によって、上述の析出物による拡散性水素のトラップ量が増加するため、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来の鋼材よ.りも耐遅れ破壊特性が向上する。

【実施例】

本発明の有効性を実施例によって説明する。表 1および表 4に示す化学成分の鋼 A— P及び鋼 Q— Uを溶製してスラブに铸造し、加熱炉で加熱後、圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻し処理を行った。また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによつて、 ± 5 °Cの範囲内で保持を行った。

また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度ほ、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。

表 2に鋼板製造条件、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナィトの体積分率を、表 3に得られた鋼板の降伏強度、引張強度、破面遷移温度

( V T r s )、限界拡散性水素量を示す。

析出物の大きさおよび密度は、透過型電子顕微鏡を用いて、抽出レプリカにより抽出した析出物を写真撮影し、 5 0 0 n m四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の 5視野の平均を求めた。なお、粒子径は、画像解析による円相当径にて評価した。

残留オーステナイトの体積分率は、 X線回折によりオーステナイト格子定数のピークを定量化することによって測定した。

また、降伏強度および引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られる V T r sで評価した。

更に、限界拡散性水素量は、引張強さの 9 0 %の定荷重負荷下において 1 0 0 h以内に遅れ破壊を生じない上限の拡散性水素量と定義し、試験片は環状ノツチ付き丸棒引張試験片を用い、拡散性水素量はガスクロマトグラフ法により測定した。

限界拡散性水素量の目標は、引張強度 1 2 0 0 M P以上の鋼種に関しては、 0 . 2 m a s s p p m以上とし、引張強度 1 2 0 0 M P未満の鋼種に関しては、 0 . 3 m a s s p p m以上とした。 (mass%)

注 1 :*印は本発明範囲外であることを示す

注 2:Ar₃=910- 310G-80Mn- 20Cu- 15Cr- 55Ni- 80Mo

表 2-1

注 1 :*印は本発明範囲外であることを示す。ただし残留オーステナイトの欄の *印は請求の範囲として 7にかかる発明範囲外であることを示す。注 2:析出物の平均粒径 (-）は、 Mo,Nb,V,Ti系の析出物が存在しないことを示す。

表 2 - 2

注 1 :*印は本発明範囲外であることを示す。ただし残留オーステナイトの欄の *印は請求の範囲として 7にかかる発明範囲外であることを示す。注 2:析出物の平均粒径 (-)は、 Mo,Nb,V,Ti系の析出物が存在しないことを示す。

No. 板厚降伏強度引張強度板厚中心部 vTrs

鋼種限界拡散性水素量

(mm) (Mpa) (MPa) (°C) (mass ppm) 備考

1 A 10 595 672 - 120 2.35 本発明例

2 B 25 601 685 -126 」 1.69 本発明例

3 C 25 821 870 - 91 1.33 本発明例

4 D 25 1023 1046 - 83 1.01 本発明例

5 E 25 1011 1039 -88 0.89 本発明例

6 F 12 1098 1 120 -71 0.75 本発明例

7 G 25 1067 1097 - 75 0.69 本発明例

8 H 50 101 1 1034 -76 0.66 本発明例

9 I 12 1352 1378 -59 0.69 本発明例

10 J 25 1335 1350 -55 0.53 本発明例

1 1 50 1295 131 1 - 51 0.52 本発明例

12 し 25 1492 1522 - 39 0.48 本発明例

13 G 6 1292 1310 -68 0.66 本発明例

14 I 12 1413 1423 -55 0.63 本発明例

15 J 25 1398 141 1 -51 0.50 本発明例

16 K 60 1326 1342 -43 0.50 本発明例

17 M 25 815 869 -67 0.26* 比較例

18 N 25 1000 1019 -56 0.19* 比較例

19 0 25 1093 1 1 12 -43 0.26* 比較例

20 P 25 1308 1368 - 17 0.15* 比較例 '

21 A ' 10 541 619 - 135 0.26* 比較例

22 B 25 517 591 -145 0.29* 比較例

23 C 25 810 862 - 65 0.24* 比較例

24 D 25 101 1 1036 -52 0.23* 比較例

25 E 25 1005 1029 - 51 0.15* 比較例

26 F 12 1 121 1136 -43 0.19* 比較例

27 G 25 1083 1103 - 38 0.16* 比較例

2 & H 50 101 1 1028 -36 0.09* 比較例

29 I 12 1351 1369 -29 0.14* 比較例

30 J 25 1332 1362 -24 0.1 1* 比較例

31 K 50 1287 1305 -26 0.16* 比較例

32 し 25 1453 1516 -18 0.05* 比較例

33 Q 25 970 1 180 -98 2.56 本発明例

34 R 30 1000 1210 - 88 2.10 本発明例

35 S 35 1 150 1350 - 75 1.48 本発明例

36 S 35 1215 1388 -77 1.85 本発明例

37 T 50 1250 1480 - 78 1.44 本発明例

38 T 50 1300 1450 -78 1.99 本発明例

39 u 60 1320 1460 一 86 1.56 本発明例注: *印は本発明範囲外であることを示す

表 3から明らかなように、本発明法により製造した鋼板 No. 1〜39 (本発明例）は、化学成分、製造方法、析出物の析出形態または残留オーステナイトの体積分率が本発明の範囲であり、良好な限界拡散性水素量を得ることができた。さらに ACRが本発明範囲の鋼板 No. 33〜39 (本発明例）は、より良好な限界拡散性水素量を得ることができた。

これに対して、比較鋼板 No. 17〜32 (比較例）は、限界拡散性水素量が上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。

成分が本発明範囲から外れている鋼板 No. 17〜20は、析出物の密度及び残留オーステチイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。

直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板 N o. 21は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。

直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板 No. 22は、析出物の密度及び残留オーステナイトの体積分率のいずれもが本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。

焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板 No. 23〜32は、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率の内、いずれか二つの数値が本発明範囲から外れており、限界拡散性水素量が目標値に達していない。

産業上の利用可能性

本発明によれば、引張強度が 60 OMP a以上、特に 900MP a以上の、耐遅れ破壌特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。

Claims

請求の範囲

1 . 耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材は、以下からなる：

質量⁰ /。で、 C ： 0.02~0.25% S i ： 0.01~0.8% Mn ：

0.5-2.0%, A 1 ： 0.005-0.1%, N： 0.0005-0.008%, P： 0.03%以下、 S： 0.03% 以下、の元素；且つ、

質量⁰ /₀で、 M o ： 0.01-1%, N b ： 0.001-0.1%, V： 0.001-0.5%, T i ： 0.00 0.1%の内から選ばれる少なくとも一種以上の元素；且つ、

F eおよび不可避的不純物である残部；且つ、

鋼中に含まれる析出物が、 M o、 N b、 V、 T iから選ばれる元素の内、少なくとも一種以上を有し、その平均粒子径 2 0 n m以下、その存在する析出物数が 5個/ 2 5 0 0 0 0 n m²以上。

2 . 請求の範囲 1 に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材は、更に、その鋼組成が、質量％で、 C u ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2%以下、 W： 2% 以下、の内、少なくとも一種以上の元素を含有する。

3 . 請求の範囲 1または 2に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材は、更に、その鋼組成が、質量。/。で、 B ： 0.003%以下、 C a ： 0.01%以下、 R EM : 0.02°/。以下、 M g ： 0.01%以下の内、少なくとも一種以上の元素を含有する。

4 . 請求の範囲 1一 3の任意に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材は、更に、以下の元素を含有する：

質量⁰ /₀において、 0.0004≤ S≤ 0.0025、 0.0010≤C a≤0.0030, 0.0008≤ 0≤ 0.0030；且つ、下記式で求められる A C Rは 0. 2≤A C R≤1.0を満足し、ただし、ここで、 ACR=(C a -(0.18+130XC a)XO)/l.25/S

ただし、上記式において、 C a、 0、 Sは各成分の含有量（mass%)。

5. 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材は、以下を含む：

質量％で、 C： 0·02〜0·25%、 S i ： 0.01—0.8%, Mn ： 0.5〜2.0%、 A 1 ： 0.005〜0.1%、 N： 0.0005-0.008%, P： 0.03%以下、 0.0004%≤ S≤ 0.0025%, 0.0010%≤C a≤ 0.0030% 0.0008%≤ O≤0.0030%, の元素；且つ、

質量⁰ /₀で、 Mo :0·01〜1%、 Nb :0·001〜0.1%、 V : 0·001〜0·5%、 Τ i ： 0.001〜0.1°/οから選ばれる少なくとも一種以上の元素；且つ、

下記式で求められる ACRが 0.2≤ACR≤1.0を満足し、 F eおよび不可避的不純物からなる残部；且つ、

鋼中に含む析出物が、 Mo、 Nb、 V、 T iから選ばれる元素の内、少なくとも一種以上を有し、その平均粒子径 20 nm以下、存在する析出物数が 5 個 Z250000 nm²以上；ただし、ここで、

ACR = (C a -(0.18+130XC a)XO)/l.25/S

6. 請求の範囲 5に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材は、更に以下を含む：

鋼中に含有する鋼組成が、質量。/。で、 C u： 2%以下、 N i ： 4%以下、 C r ： 2%、 W： 2%以下、の内少なくとも一種以上。

7. 請求の範囲 5または 6に記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材は、更に、鋼組成が、質量⁰/。で、 B ： 0.003%以下、 REM : 0.02%以下、 Mg ： 0.01% 以下の内、少なくとも一種以上、を含有する。

8 . 請求の範囲 1乃至 7の何れか一つに記載の耐遅れ破壌特性に優れた高張力鋼材は、そのミクロ組織の中に、残留オーステナイトを 0 . 5〜5 %の体積分率で含む。 '

9 . 請求の範囲 1乃至 7の何れか一つに記載の、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材の製造方法は、以下を含む：

• A r ₃変態点以上の温度から 5 0 0 °C以下の温度まで焼入れる工程；

•前記焼入れ後、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を 1°CZ s以上として焼戻す工程。