JP6347198B2

JP6347198B2 - 高強度低合金鋼

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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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

特開平７−１８８８４０号公報特開平７−２９２４４２号公報特開２００２−２４１８９９号公報

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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。

（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。

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。

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。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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〈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。

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。

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。

〈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。

〈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。

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１〜１２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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。
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。
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。