特許 5747243 温間加工用鋼

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5747243

(24)【登録日】2015年5月22日

(45)【発行日】2015年7月8日

(54)【発明の名称】温間加工用鋼

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20150618BHJP

   C22C 38/44 20060101ALI20150618BHJP

   C21D 8/00 20060101ALI20150618BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 301A

   C22C38/44

   C21D8/00 B

【請求項の数】6

【全頁数】15

(21)【出願番号】特願2009-239122(P2009-239122)

(22)【出願日】2009年10月16日

(65)【公開番号】特開2011-84784(P2011-84784A)

(43)【公開日】2011年4月28日

【審査請求日】2012年10月12日

(73)【特許権者】

【識別番号】301023238

【氏名又は名称】国立研究開発法人物質・材料研究機構

(72)【発明者】

【氏名】木村 勇次

(72)【発明者】

【氏名】津崎 兼彰

(72)【発明者】

【氏名】井上 忠信

【審査官】 鈴木 葉子

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００５−１９４５４８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特許第５３４４４５４（ＪＰ，Ｂ２）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／００− ８／０４

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

化学組成が、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％超、０．１ｍａｓｓ％未満、
Ｃ：０．３７ｍａｓｓ％以上０．４４ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．５５ｍａｓｓ％以上０．９５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．８５ｍａｓｓ％以上１．２５ｍａｓｓ％以下、

Ｍｏ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼材であって、
前記鋼材は＜０１１＞／／ＲＤ（圧延方向）集合組織を呈する粒子分散型繊維状結晶粒組織からなり、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が３μｍ以下で、第２相分散粒子が７×１０^−３以上１２×１０^−２以下の体積率で基地組織内に微細に分散され、鋼材の室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以上である鋼材を創製するための温間加工用鋼であって、
３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成することを特徴とする温間加工用鋼。

【請求項2】

化学組成が、
Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％超、０．１ｍａｓｓ％未満、
Ｃ：０．３８ｍａｓｓ％以上０．４３ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．６０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．９０ｍａｓｓ％以上１．２０ｍａｓｓ％以下、

Ｍｏ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：０．２５％以下、
残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼材であって、
前記鋼材は＜０１１＞／／ＲＤ（圧延方向）集合組織を呈する粒子分散型繊維状結晶粒組織からなり、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が３μｍ以下で、第２相分散粒子が７×１０^−３以上１２×１０^−２以下の体積率で基地組織内に微細に分散され、鋼材の室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以上である鋼材を創製するための温間加工用鋼であって、
３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成することを特徴とする温間加工用鋼。

【請求項3】

請求項１又は２に記載の温間加工用鋼において、前記基地組織は、短軸の平均粒径が１μｍ以下の繊維状フェライト結晶からなることを特徴とする温間加工用鋼。

【請求項4】

請求項１ないし３のいずれかに記載の温間加工用鋼において、前記基地組織は、短軸の平均粒径が０．５μｍ以下の繊維状フェライト結晶からなることを特徴とする温間加工用鋼。

【請求項5】

請求項１ないし４のいずれかに１項に記載の温間加工用鋼において、第２相分散粒子の長軸の平均粒径が０．１μｍ以下であることを特徴とする温間加工用鋼。

【請求項6】

請求項１ないし５のいずれかに１項に記載の温間加工用鋼において、基地組織の８０体積％以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、あるいはこれらの混合組織となっており、前記温度域において下記式（１）で表される焼戻しパラメーターλ
λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）（Ｔ；温度（Ｋ）、ｔ；時間（ｈｒ））・・・（１）
が１．４×１０^４以上となる条件で無加工のままで焼戻し処理を施すことにより、ビッカース硬さ（ＨＶ）が下記式（２）の硬さＨ以上となる焼戻軟化抵抗を有し、前記焼戻し処理を施すことにより、室温における第２相分散粒子の総量が体積率として７×１０^−３以上１２×１０^−２以下となるように、前記第２相分散粒子を析出、分散させる合金元素を含有していることを特徴とする温間加工用鋼。
Ｈ＝（５．２−１．２×１０^−４λ）×１０^２・・・（２）

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼に関する。

【背景技術】

【0002】

この種鋼は、本願発明者たちが、既に特許文献１（ＰＣＴ／ＪＰ２００６／３２３２４８）に示すように、１．２ＧＰａ以上の引張強さを有し、延性、耐遅れ破壊性に優れ、靱性が飛躍的に向上された温間加工用の高強度鋼として開発したものである。
当該発明では、高強度鋼の一般に倣い、リン（Ｐ）の含有量を０．０３ｍａｓｓ％以下とするのが望ましいとした。

【0003】

Ｐの添加は鋼の焼入性を向上させて高強度鋼の利用範囲をさらに広げる点では望まれるところであるが、高強度鋼を脆化させるため極力低減すべきものとされていたのが本願の出願時の技術常識であった。

【発明の開示】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

本発明は、このような実情に鑑み、これまで不純物元素として精錬で極力取り除かれていたＰを焼入性を高める合金元素として有効に使い、かつ良好な靭性が得られる温間加工用鋼を提供することを課題とした。

【課題を解決するための手段】

【0005】

本発明は、特許文献１に示す粒子分散型繊維状組織を有する高強度鋼で、Ｐの含有量がどのように影響するのかを詳細に調べ、その結果、得られた知見によるものである。

【0006】

発明１の温間加工用鋼は、化学組成が、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％超、０．１ｍａｓｓ％未満、Ｃ：０．３７ｍａｓｓ％以上０．４４ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５５ｍａｓｓ％以上０．９５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．８５ｍａｓｓ％以上１．２５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼材であって、前記鋼材は＜０１１＞／／ＲＤ（圧延方向）集合組織を呈する粒子分散型繊維状結晶粒組織からなり、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が３μｍ以下で、第２相分散粒子が７×１０^−３以上１２×１０^−２以下の体積率で基地組織内に微細に分散され、鋼材の室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以上である鋼材を創製するための温間加工用鋼であって、３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼であることを特徴とする。
発明２の温間加工用鋼は、化学組成が、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％超、０．１ｍａｓｓ％未満、Ｃ：０．３８ｍａｓｓ％以上０．４３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．６０ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．９０ｍａｓｓ％以上１．２０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１５ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼材であって、前記鋼材は＜０１１＞／／ＲＤ（圧延方向）集合組織を呈する粒子分散型繊維状結晶粒組織からなり、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が３μｍ以下で、第２相分散粒子が７×１０^−３以上１２×１０^−２以下の体積率で基地組織内に微細に分散され、鋼材の室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以上である鋼材を創製するための温間加工用鋼であって、３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼であることを特徴とする。
発明１又は２の温間加工用鋼において、好ましくは、前記基地組織は、短軸の平均粒径が１μｍ以下の繊維状フェライト結晶からなるとよい。
発明１又は２の温間加工用鋼において、好ましくは、前記基地組織は、短軸の平均粒径が０．５μｍ以下の繊維状フェライト結晶からなるとよい。
上記発明の温間加工用鋼において、好ましくは、第２相分散粒子の長軸の平均粒径が０．１μｍ以下であるとよい。

【0007】

発明６は発明１又は２の温間加工用鋼において、基地組織の８０体積％以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、あるいはこれらの混合組織となっており、前記温度域において下記式（１）で表される焼戻しパラメーターλ
λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）（Ｔ；温度（Ｋ）、ｔ；時間（ｈｒ））・・・（１）
が１．４×１０^４以上となる条件で無加工のままで焼戻し処理を施すことにより、ビッカース硬さ（ＨＶ）が下記式（２）の硬さＨ以上となる焼戻軟化抵抗を有し、前記焼戻し処理を施すことにより、室温における第２相分散粒子の総量が体積率として７×１０^−３以上１２×１０^−２以下となるように、前記第２相分散粒子を析出、分散させる合金元素を含有していることを特徴とする。
Ｈ＝（５．２−１．２×１０^−４λ）×１０^２・・・（２）

【発明の効果】

【0008】

上記により、従来には、避けられていたＰをあえて適量含有することにより、高強度鋼の焼入性を著しく向上することができた。さらに、発明６とすることで、鋼を加熱した場合の軟化抵抗性、すなわち基地組織および第２相分散粒子の熱的安定性と総量とを制御することで、温間加工に供した場合に粒子分散型繊維状組織を生成でき、温間加工後のビッカース硬さを３．７×１０^２以上にすることができるものである。この結果、１．２ＧＰａ以上の引張強度を常温において維持向上しながら、その靱性を飛躍的に向上できる温間加工用鋼を提供することができた。
さらに、リンの高含有は、焼入れ性を高めるとともに、従来はリンが高含有されているスクラップの使用は、この種高強度鋼には使用不可能とされていたが、それを用いることを可能とするものであり、いずれにしても、高強度鋼の生産性を向上する効果を有するものである。

【図面の簡単な説明】

【0009】

【図1】図１は焼戻硬さとＴ（ｌｏｇｔ＋２０）＝λの関係を例示した図であり、Ｔは焼戻温度（Ｋ）、ｔは焼戻時間（ｈｒ）である。

【図2】図２は、高Ｐ材（開発鋼）の超微細繊維組織を例示した図である。

【図3】図３は、吸収エネルギーとＰ量との関係を例示した図である。

【発明を実施するための最良の形態】

【0010】

本発明は上記のとおりの特徴をもつものであるが、以下、本発明の要件等について詳しく説明する。

【0011】

本発明は、３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼である。
好ましくは、下記式（１）で表されるパラメーターλ
λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）（Ｔ；温度（Ｋ）、ｔ；時間（ｈｒ））・・・（１）
が１．４×１０^４以上、より好ましくは１．５×１０^４以上となる条件で、無加工のままで焼鈍、焼戻し、時効処理のいずれかの熱処理を施した場合の室温における第２相分散粒子の総量が体積率として７×１０^−３以上となる合金成分又は／及び第２相分散粒子を含有し、かつビッカース硬さ（ＨＶ）が下記式（２）の硬さＨ
Ｈ＝（５．２−１．２×１０^−４λ）×１０^２・・・（２）
以上を示すことが望ましい。
本発明の温間加工用鋼は、これに施す温間加工中に第２相分散粒子の分散状態や基地組織が変化するため、温間加工の熱履歴を模擬した熱処理で得られる無加工材の硬さ（組織）に対して式（２）の下限を設定することで、構成されている。すなわち、以下に説明するとおり、硬さにより組織状態を表すものである。
（ａ）温間加工用鋼の組織
温間加工により複相組織鋼の高強度化と靭性の向上を同時に達成するには、できるだけ少量でかつ微細な第２相分散粒子の分散による強化と、基地組織の微細化および繊維組織化を同時に行えることが望まれる。そしてこの超微細複相組織化を達成するには、素材である温間加工用鋼における第２相分散粒子の微細分散または微細分散能が重要である。

【0012】

本願発明において、第２相分散粒子の微細分散または微細分散能については、
（ｉ）温間加工用鋼において既に第２相分散粒子が分散している
（ｉｉ）温間加工用鋼において第２相分散粒子は分散していないが、温間加工中に第２相分散粒子が１種または２種以上析出し、加工処理後に粒子分散型繊維組織が形成される
（ｉｉｉ）温間加工用鋼において既に第２相分散粒子が分散しているが、温間加工中にそれとは別の粒子が析出する
の３通りを考慮することができる。

【0013】

そして、第２相分散粒子による分散（析出）強化は、第２相分散粒子の体積率、粒子の大きさ、硬さや形状等の分散状態に依存する。分散強化がＯｒｏｗａｎ機構による場合、下記の式（Ａ）（「鉄鋼の析出制御メタラジー最前線（日本鉄鋼協会）（２００１）Ｐ．６９」）より、粒子径（ｄ）が小さくて、体積率（ｆ）が大きいほど分散強化量は大きくなる。すなわち、第２相分散粒子の分散状態（および分散能）は硬さと密接な関係を有することになる。

【0014】

Δσ＝（３．２Ｇｂ）／［（０．９ｆ^−１／２−０．８）ｄ］ ・・・（Ａ）
ここで、Ｇは鋼の剛性率８０ＧＰａ、ｂはバーガースペクトル０．２５ｎｍである。
ところが、粒子がある臨界粒子径よりも小さくなりすぎると転位が粒子によってピン止めされなくなり、転位によって粒子がせん断されるようになるためＯｒｏｗａｎ機構が成立しなくなる。転位によって粒子がせん断される、いわゆるＣｕｔｔｉｎｇ機構では粒子径が大きくなるほど分散強化量は増加する。すなわちＯｒｏｗａｎ機構が成立する最小粒子径で最大の分散強化量が得られることになる。最大の分散強化が達成できる最小粒子径は粒子の硬さに依存し、粒子の硬さに逆比例して小さくなる（鉄鋼の析出制御メタラジー最前線（日本鉄鋼協会）（２００１）Ｐ．６９）。したがって、同一体積率で比較した場合、硬い粒子ほどＯｒｏｗａｎ機構が成立する最小粒子径も小さくなるため最大の粒子分散強化量も大きくなる。

【0015】

たとえば、ＴｉＣは合金炭化物の中でも高い硬度を有し、密度も小さいことから有効な分散粒子強化が行えることが知られている。いま、ＴｉＣでＯｒｏｗａｎ機構の適用できる最小粒子径として７ｎｍが得られるとすれば、７×１０^−３の体積率の分散で０．９ＧＰａ程度（ＴＳ（ＧＰａ）≒０．００３２ＨＶ，ＨＶ２．８×１０^２）の粒子分散強化量が期待できる。ちなみに、ＴｉＣの密度が４．９４Ｍｇ／ｍ^３、Ｔｉの原子量４７．９、Ｃの原子量１２では、体積率７×１０^−３のＴｉＣを析出させるのに必要なＴｉは０．３５ｍａｓｓ％、Ｃは０．０８７ｍａｓｓ％となる。加えて、実用フェライト鋼の基地の強度は０．３ＧＰａ（約ＨＶ０．９×１０^２）程度であるので、フェライト基地中に上記ＴｉＣが分散した鋼の室温強度は１．２ＧＰａ以上（ＨＶ３．７×１０^２以上）と予想される。よって、ＴｉＣについて理想的な分散状態を考察すると、Ｏｒｏｗａｎ機構が適用できる分散粒子では大きさが７ｎｍあれば７×１０^−３の少量の体積率での分散強化のみでもＨＶ３．７×１０^２を十分に満足できることになる。これは、炭窒化物、金属間化合物、酸化物、Ｃｕ粒子等からなる第２相分散粒子についても同様の効果が期待できる。

【0016】

ＭｏやＴｉなどの金属炭化物粒子は一般に１０ｎｍ前後の大きさであり、体積率が１０×１０^−３未満の少量の分散によっても高強度化が有効に図れることは知られている。ただし、合金元素等の偏析等によって第２相分散粒子の大きさや基地組織中での分布にもばらつきがある。よって、本発明においては、第２相分散粒子の分布のばらつきがあっても温間加工により微細な結晶組織が安定して得られるように考慮して、第２相分散粒子の室温における体積率を７×１０^−３以上と規定している。なお、低合金マルテンサイト鋼やベイトナイト鋼については、温間加工前の一般的なセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の平均粒子径が数十ｎｍ以上であることを考慮すれば、第２相分散粒子の体積率を２０×１０^−３以上とするのが好ましい。

【0017】

また、高強度化を図る上で第２相分散粒子の体積率の上限は特に制限しないが、靭性を考慮すれば、１２×１０^−２以下とすることが好ましい。また、Ｏｒｏｗａｎ機構による粒子分散強化は、（Ａ）式から、数十ｎｍ以下の領域で顕著になることが予想され、平均粒子径が０．５μｍより大きな第２相分散粒子の分散状態では１．２ＧＰａ以上の強度が得られにくい。よって、第２相分散粒子の平均粒子径は０．５μｍ以下、より好ましくは０．１μｍ以下であることが温間加工用鋼として望まれる。

【0018】

ただし、上記条件は３５０℃の焼戻第３段階以上の温度域でも第２相分散粒子が成長しないことを前提としている。つまり、温間加工後も１．２ＧＰａ以上の強度を有するためには、加熱、加工中ならびに加工後に基地組織に加え、特に第２相分散粒子が著しくオストワルド成長して強度が低下しないことが必要条件となる。よって、一般に焼戻パラメーターとして知られている次の（１）式で表されるλを指標として組織の熱的安定性を評価した場合、３５０℃以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において、λ≧１．４×１０^４の条件で、無加工のままで少なくとも焼鈍、焼戻し、時効のいずれかの熱処理を施した場合の室温におけるビッカース硬さ（ＨＶ）が下記式（２）で与えられる硬さＨ以上となるような軟化抵抗を示すことが前加工組織、すなわち本発明の温間加工用鋼としての必要十分条件であると考えることができる。

【0019】

λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）・・・（１）
ここで、Ｔは温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈ）である。

【0020】

Ｈ＝（５．２−１．２×１０^−４λ）×１０^２・・・（２）
なお、所定の温度域においてとは、３５０℃からＡｃ１点のいずれかの温度で上記条件を満たせばよいことを示し、すべての温度域にわたって上記条件を満たす必要は無いことを意味している。つまり、時効または焼戻処理した場合に、素材が顕著な時効硬化や２次硬化を起こして上記範囲内のある温度域に限って硬さＨ以上となる場合も、本発明の温間加工用鋼とすることができる。

【0021】

このように、ＴｉＣ炭化物の理想分散状態による分散強化を基に、温間加工により１．２ＧＰａ上の引張強さを有する超微細複相組織を得るには、第２相分散粒子の体積率の下限値を７×１０^−３とし、かつＴ（ｌｏｇｔ＋２０）≧１．４×１０^４の条件で焼鈍、焼戻し、時効のいずれかの熱処理後の鋼の硬さがＨＶ≧（５．２−１．２×１０^−４λ）×１０^２を有することを前加工組織の必要十分条件としている。すなわち、温間加工用鋼として、第２相分散粒子を基地組織中に粒子分散強化粒子として微細に分散又は析出させること、および第２相分散粒子の熱的安定性を高める組織制御が、本発明の特徴である。

【0022】

以上のような本願発明の温間加工用鋼の組織については、温間加工の処理中に第２相分散粒子の分散状態や基地組織が種々変化されるため、室温の組織形態で限定されることはないが、実際的には、パーライト組織を主組織とする鋼を除く、強度１．２ＧＰａ以上の鋼をすべて温間加工用鋼として考慮することができる。このようなものとしては、例えば、具体的には、マルテンサイト鋼（焼戻マルテンサイト組織）ではＪＩＳ−Ｇ４０５３の低合金鋼、ＪＩＳ−Ｇ−４８０１のばね鋼や、それ以上の強度レベルの２次硬化鋼、マルエージ鋼、ＴＲＩＰ鋼、オースフォームド鋼等である。

【0023】

そして、本発明の第２の温間加工用鋼は、基地組織の８０体積％以上をマルテンサイトとベイナイトのいずれかの単独組織あるいはこれらの混合組織とするようにしている。これは、中炭素低合金鋼では、マルテンサイトの有効結晶粒とされるブロックの幅が１μｍ以下である（Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ．，４９（２００３），Ｐ．１１５７）ことが最近の研究で明らかになっており、炭化物等を微細に分散した焼戻マルテンサイト組織に温間加工を施すことで繊維組織を効率よく形成できることに加え、ベイナイト組織も炭化物が微細に分散した針状や板状の組織形態を有しており、これを前加工組織とした場合も同様に繊維状組織を得ることができるためである。本発明の温間加工用鋼においては、このようなマルテンサイトとベイナイトのいずれかの単独組織あるいはこれらの混合組織が、基地組織の９０体積％以上であることをより好ましい形態としている。
とくに温間加工後に１．２ＧＰａ以上の強度を安定して維持するためには、ＪＩＳ−ＳＣＭ４３０鋼の焼戻マルテンサイト鋼と同等あるいはそれ以上の焼戻軟化抵抗を有するマルテンサイトまたはベイナイト組織を８０％以上含むことが望ましい。なお、マルテンサイト又はベイナイトおよびこれらの混合組織以外の２０体積％以下は、フェライト、パーライト、オーステナイト組織など、如何なる組織であってもよい。というのは、このようなフェライト、パーライト、オーステナイト組織等は温間加工熱処理中に分解・消失したり、微細な組織へと変化するため２０体積％以下であれば問題ないと判断されるためである。

【0024】

（ｂ）化学組成
本発明の温間加工用鋼は、上記知見に基づいて合金設計されたものであり、その要旨とするところは、化学組成として、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％超０．１ｍａｓｓ％未満、Ｃ：０．７０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％以上、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．３ｍａｓｓ％以下を含有し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする温間加工用鋼である。また、この温間加工用鋼は、さらに、Ｍｏ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｗ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：５．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：１．０ｍａｓｓ％以下から成る群より選ばれる１種又は２種以上を含有することや、Ｎｉ：９．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：２．０ｍａｓｓ％以下の１種又は２種を含有することなどを考慮することができる。以下に、本発明における鋼の成分組織の限定理由について述べる。

【0025】

Ｃ：Ｃは炭化物粒子を形成し、強度増加に最も有効な成分であるが、０．７０ｍａｓｓ％を超えると靱性劣化を招くことから、含有量を０．７０ｍａｓｓ％以下とした。強度増加を充分に期待するためには、好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以上を含有させる。

【0026】

Ｓｉ：Ｓｉは脱酸およびフェライト中に固溶して鋼の強度を高めるとともにセメンタイトを微細に分散させるのに有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．０５ｍａｓｓ％以上とする。高強度化を図る上で上限は特に制限しないが、鋼材の加工性を考慮すれば、２．５ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0027】

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化に有効であるとともに、焼入れ性ならびにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの粗大化を抑制するのに有効な元素である。０．０５ｍａｓｓ％未満では所望の効果が得られないため、０．０５ｍａｓｓ％以上と定めた。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以上を含有させる。高強度化を図る上で上限は特に制限しないが、得られる鋼材の靭性を考慮すれば、３．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0028】

Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの成長を遅滞させる作用が強い元素である。また、比較的多く添加することでセメンタイトよりも熱的に安定な高Ｃｒ炭化物を形成したり、耐食性を向上させる、本発明では重要な元素のひとつでもある。従って、少なくとも０．０１ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１ｍａｓｓ％以上であって、より好ましくは０．８ｍａｓｓ％以上を含有させる。

【0029】

Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＮｉなどの元素と金属間化合物を形成して鋼の強度を高めるのに有効な元素である。ただし過剰な添加は靱性を低下させるため、０．５ｍａｓｓ％以下とした。なお、Ａｌと他の元素の金属間化合物やＡｌの窒化物や酸化物などを第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０２ｍａｓｓ％以下、さらに限定的には０．０１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0030】

Ｏ：Ｏ（酸素）は酸化物として微細で均一に分散させることができれば、介在物ではなく、粒成長抑制や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させると靱性を低下させるので０．３ｍａｓｓ％以下とした。酸化物を第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0031】

Ｎ：Ｎ（窒素）は窒化物として微細で均一に分散させることができれば、粒成長抑制粒子や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させると靱性を低下させるので０．３ｍａｓｓ％以下とした。窒化物を第２相分散粒子として利用しない場合は、０．０１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0032】

Ｍｏ：Ｍｏは本発明において鋼の高強度化に有効な元素であり、鋼の焼入れ性向上を向上させるだけでなく、セメンタイト中にも少量固溶してセメンタイトを熱的に安定にする。とくにセメンタイトとはまったく別個に基地相中に新しく転位上に合金炭化物を核生成（ｓｅｐａｒａｔｅ ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）することで２次硬化を起こして鋼を強化する。しかも形成された合金炭化物は微細粒化に有効であると共に水素の置換にも有効である。したがって、好ましくは０．１ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以上を含有させるが、高価な元素であるとともに過剰な添加は粗大な未固溶炭化物または金属間化合物を形成して靱性を劣化させるため、添加量の上限を５ｍａｓｓ％に定めた。経済性の観点からは、２ｍａｓｓ％以下、若しくは含有しないことが好ましい。

【0033】

なお、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂならびにＴａについてもＭｏと同様な効果を示し、それぞれ前記上限の添加量を定めた。さらにこれらの元素の複合添加は、分散強化粒子を微細に分散する上で有効である。

【0034】

Ｎｉ：Ｎｉは焼き入れ性の向上に有効であるとともに、オーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化や靱性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。また、適量を含有させればＴｉやＡｌと金属間化合物を形成して鋼を析出強化させるのにも有効な元素である。０．０１ｍａｓｓ％未満では所望の効果が得られないため、０．０１ｍａｓｓ％以上と定めた。より好ましくは０．２ｍａｓｓ％以上を含有させる。上限については特に制限は無いが、高価な元素であるため、９ｍａｓｓ％以下若しくは含有しないことが好ましい。

【0035】

Ｃｕ：Ｃｕは熱間脆性を引き起こす有害な元素である反面、適量を添加すれば５００℃〜６００℃で微細なＣｕ粒子の析出をもたらし、鋼を強化する。多量に添加すると熱間脆性を引き起こすので、フェライト中へのほぼ最大固溶量である２ｍａｓｓ％以下とした。

【0036】

なお、微細な金属間化合物の析出による高強度化を意図する場合には、Ｃｏ：１５ｍａｓｓ％以下を含有することも有効である。

【0037】

Ｐ：Ｐ（燐）は、０．０３ｍａｓｓ％以下であると、焼き入れ特性を改善する効果は認められないが、下記実施例のようにこれを超える量を含有させると、焼入性を大幅に向上することができた。
しかし、０．１ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以下より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．０６以下とする。この上限を超えると粒界強度を低下させ、素材の作り込中に脆化を招くこととなる。

【0038】

Ｓ：Ｓ（硫黄）については特に規定されないが、Ｓは粒界強度を低下させるため極力取り除きたい元素であり、０．０３ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

【0039】

なお、上記以外の元素についても、本発明の効果を下げない範囲で各種の元素が含有されることが許容される。

【0040】

（ｃ）温間加工用鋼の調製
なお、以上のような温間加工用鋼の作製方法は、たとえば、ＪＩＳ規格のマルテンサイト組織やベイナイト組織の製造方法等に準じて、多種多様なものを考慮することができる。

【0041】

（ｄ）温間加工
本発明の温間加工方法は、上記いずれかの温間加工用鋼に対し、３５０℃以上Ａｃ１点−２０℃以下の温度域で、０．７以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴としている。温間加工を施した後、３５０℃以上Ａｃ１点以下の温度域で時効、焼なまし処理を施すことも考慮される。

【0042】

このような加工温度について、より具体的には、例えば、一般機械構造用鋼として用いられている中炭素低合金鋼でマルテンサイト組織を基地とする場合では、セメンタイトが析出する焼戻第３段階にほぼ相当する３５０℃温度以上とすることができる。特に、合金炭化物、金属間化合物やＣｕなどを第２相分散粒子として有効に利用するには、これらの第２相分散粒子の析出温度である５００℃から６５０℃の温度域で加工することが望ましい。

【0043】

一方、加工中にオーステナイト変態した部分では冷却過程でパーライト変態やマルテンサイト変態などの相変態を起こし、その結果、割れ発生の原因となるような不均一な組織が形成される可能性が高い。また、加工発熱による温度上昇も考慮して、加工の上限温度はＡｃ１点−２０℃とした。ただし、素材の加工温度と時間の組み合わせとしては、焼戻パラメーターλで硬さを整理した場合、無加工のままで素材に焼鈍、焼戻し、時効処理のいずれかを施した場合に室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以下にならない組み合わせが温間加工後に１．２ＧＰａ以上の強度を得るために好ましい。とくに高温域での加工では、素材の軟化抵抗性と加熱時間を考慮に入れて加工に要する時間を短くする必要がある。

【0044】

組織の発達の度合いは、前加工組織、加工温度とひずみ量に依存する。つまり、前加工組織や加工温度によって必要なひずみ量も変わるためここでひずみ量を厳密に規定はできないが、材料内部に繊維状組織を形成させようとする場合には、０．７以上、より好ましくは１以上のひずみを付与することが好ましい。あらかじめオーステナイトの未再結晶温度域で加工を加えるなどして旧オーステナイト結晶粒を微細な繊維状に伸長させたマルテンサイトやベイナイト組織を有する温間加工用鋼に対しては、１より小さなひずみ量の付与で微細な繊維組織を均一に生成させることができる。しかしながら、おおよその場合において、ひずみ量は好ましくは１以上、さら好適には１．５以上とするのが望ましい。

【0045】

このとき、付与するひずみは１回の加工に限らず、複数回の加工に分けて導入しても良い。また、加工の方向は常に同じ方向に限定されない。さらに、パス間の時間も特に限定するものではない。さらに、被加工材の全域でなく、特定の領域（たとえば、高強度化が必要な表層や部品のＲ部など）に所定のひずみを付与することも含まれる。ただし、実際のひずみ量は被加工材の材料特性、ロール（鍛造であれば金型）と被加工材の摩擦条件（たとえば、潤滑剤の種類や有無など）、ロール（鍛造であれば金型）の変形、圧延（鍛造）速度、圧延（鍛造）温度などを考慮してはじめて理解できるものである。特に、鍛造によって部品成型を行う場合には、不均一なひずみが導入されていることは必須である。よって、ひずみの量を精度の高い数値解析技術によって予測することが望ましいが、一般的に平面ひずみ状態を前提とした板圧延の場合累積圧下率は４５％以上、棒線圧延の場合累積減面率４５％以上であれば、ひずみ０．７以上は被加工材の全域に導入されていると考えられる。なお、累積圧下率または累積減面率が５８％以上であればひずみ１以上が被加工材の全域に導入されていると考えられる。ただし、たとえば、圧下率（減面率）４５％未満であっても摩擦などの影響で０．７以上のひずみが被加工材の全域あるいは特定の領域に導入されることもあるので、その場合には数値解析によって導入されたひずみの量を定量的に検討することが必要である。

【0046】

（ｅ）鋼材
本発明の鋼材は、上記のとおりに温間加工用鋼を温間加工して得られる鋼であって、短軸の平均粒径が３μｍ以下の繊維状結晶からなる基地組織を有し、第２相分散粒子が室温において７×１０^−３以上の体積率で基地組織内に微細に分散し、室温におけるビッカース硬さがＨＶ３．７×１０^２以上であることを特徴としている。なお、本発明の鋼材における基地組織は、伸展度（アスペクト比）が２を超え、代表的にはアスペクト比５以上の繊維状フェライト結晶からなり、これに第２相分散粒子が微細に分散されているものと理解することができる。

【0047】

鋼の機械的特性に及ぼす結晶粒微細化の効果は、数μｍ以下の結晶粒領域において顕著になることが知られており、本発明では繊維状結晶からなる基地組織の平均間隔（すなわち短軸平均粒径）の上限を３μｍとしている。なお、ここで結晶粒とは、１５°以上の結晶方位差の粒界で囲まれた基地の結晶粒である。一方、分散粒子の長軸の平均粒径が０．３μｍより大きい場合では、粒子分散強化がほとんど望めないうえに、１．２ＧＰａ以上の鋼では靭性を著しく劣化される可能性が高い。よって、長軸の平均粒径が０．３μｍ以下であることが望ましい。

【0048】

とくに結晶粒微細化の効果は平均結晶粒径が１μｍ以下、Ｏｒｏｗａｎ機構による粒子分散強化は、平均粒子径が０．１μｍ以下の領域でとくに顕著になる。よって、結晶繊維状化による強化と粒子分散強化を重畳して有効に利用するには、さらに繊維状結晶の短軸平均粒径を１μｍ以下、さらには０．５μｍ以下とすることが有効である。そして、第２相分散粒子の長軸の平均粒子径も、基地組織の微細化に応じて０．１μｍ以下、さらには０．０５μｍ以下とするのがより好ましい。

【0049】

このような温間加工鋼材では、上記強化機構の他に固溶強化ならびに転位強化などの強化機構も加えることができるものであり、これらの強化機構が重畳する効果によって上記強化機構の単純な加算では予測できないような高機能性の材料が得られるに至っている。

【0050】

このように微細な繊維組織は、板材を始めとし、棒線材、ボルトのネジ部等の温間成形によって形成することができる。とくに累積ひずみ量が小さい場合でも、局所的に強変形を被った表層部などに繊維組織を形成させることができ、各種の部品および所望の部分の特性を大幅に向上させることができる。

【0051】

以下、添付した図面に沿って実施例を示し、この出願の発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。もちろん、この発明は以下の例に限定されるものではなく、細部については様々な態様が可能であることは言うまでもない。

【実施例】

【0052】

表１に、本発明範囲の鋼成分（Ａ）と範囲外の鋼成分（Ｂ）を示す。なお、鋼の基本成分はＪＩＳ−ＳＣＭ４４０鋼の成分に準じる。ＡおよびＢ鋼で第２相分散粒子として分散し得るセメンタイトの体積率は、炭素量０．４ｍａｓｓ％とセメンタイトの密度７．６８Ｍｇ／ｍ^３、基地フェライト鉄の密度７．８６Ｍｇ／ｍ^３から６０×１０^−３と求めることができる。よって、Ａ鋼とＢ鋼での大きな違いはＰ量のみである。

【0053】

【表1】

【0054】

まず、熱延鋼板または鍛造材から切り出した４ｃｍ角×長さ１２ｃｍの角材を断面積１０ｃｍ^２、長さ１９ｃｍの角棒材に熱間圧延した後空冷した。角棒材は９２０℃で０．５時間のオーステナイト化後焼入れして、ほぼ１００体積％に近いマルテンサイト単一組織を得た。なお、ここで重要なことはＡ材では空冷でもほぼ１００％のマルテンサイト組織が得られるのに対し、Ｂ材では氷食塩水で水冷しないとマルテンサイト組織が得られないことである。すなわち、Ｐの添加によって鋼材の焼き入れ性を高めることができた。ついで角材は５００℃まで０．５時間で加熱して１時間の焼戻しを施した後、溝ロールを用いて７７％の減面率まで温間圧延加工を施してひずみを付与し、空冷した。温間加工材はさらに５５０℃で１時間焼なまし処理を行った（ＴＦ材）。また、比較のために温間加工材の一部を８８０℃から焼準処理したのち９２０℃で０．５時間のオーステナイト化処理後焼入れ、５５０℃で１時間焼戻しして前記温間加工材と同じ硬さの材料を用意した（ＱＴ材）。

【0055】

得られた鋼材の組織を、ＦＥ−ＳＥＭおよびＥＢＳＰ分析装置を用い、圧延加工（ＲＤ）方向に平行な断面を研磨仕上げして観察した。繊維組織における伸長粒の短軸は、ＥＢＳＰ解析によって、１５°以上の結晶方位差を有する伸長結晶粒の短軸の平均切片長さを切断法で測定した。

【0056】

得られた鋼材の硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４で規定されている試験方法に準じて、ビッカース硬さ試験機を用いて、荷重２０ｋｇ、保持時間１５ｓで測定した。

【0057】

引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１で規定されている試験方法に準じて、１）平行部直径６ｍｍ、長さ４２ｍｍ、評点間距離３０ｍｍのＪＩＳ１４号Ａ比例試験片について常温で行った。クロスヘッドスピードは、０．５ｍｍ／ｍｉｎであり、伸びは、島津ビデオ式非接触伸び計（ＤＶＥ−２０１）で測定した。

【0058】

衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２で規定されている試験方法に準じて、鋼材から切削加工で作製した長さ５５ｍｍ、高さと幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片ついて行った。

【0059】

図１は、Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）＝λと無加工のままの焼戻マルテンサイト鋼の硬さの関係を示したものである。

【0060】

Ａ鋼、Ｂ鋼のいずれもセメンタイトの体積率が６０×１０^−３であり、λ＝１．４×１０^４以上の焼戻処理では、硬さは図中に破線で示したＨ＝（５．２−１．２×１０^−４λ）以上となり、３５０℃以上の温間加工によってＨＶ３．７×１０^２を達成できる。

【0061】

図２は、温間溝ロール加工して得られたＡ材の組織を解析した例を示す。Ｂｃｃ相のＥＢＳＰ解析図からわかるように、圧延方向に伸長した超微細繊維組織が得られている。１５°以上の結晶方位差を有する結晶粒の短軸の平均粒径を切断法で測定した結果、伸長した結晶粒の短軸の平均粒径は、Ａ−ＴＦ材、Ｂ−ＴＦ材でいずれも０．４μｍであった。

【0062】

圧延方向（ＲＤ）に関する逆極点図から、＜０１１＞／／ＲＤ集合組織が発達した繊維組織であることがわかる。なお、他の開発鋼についても同様の集合組織が形成されていた。Ｂｃｃ鉄のへき開面は｛１００｝であるため、このような＜０１１＞繊維組織の形成は繊維軸方向の引張変形や繊維方向に沿って曲げモーメントを受ける曲げ変形等による破壊には極めて有効であると考える。

【0063】

表２に、引張試験の結果をまとめる。

【0064】

【表2】

【0065】

図３に、吸収エネルギーとＰ量の関係を示した。ＱＴ材ではＰの添加により靭性が著しく低下している。これに対して、温間加工材（粒子分散型繊維組織鋼（ＴＦ））ではＰ添加によっても靭性があまり低下しないことが確認できた。

【産業上の利用可能性】

【0066】

本発明は、以上詳しく説明したとおり、
これまで不純物として精錬で取り除かれていたＰを焼入れ性を高める元素として有効に使用して少量の第２相分散粒子の微細分散によって複相化を図った高強度鋼、とりわけ軟質化が困難で難成形の超高強度鋼に対しても、変形抵抗が低下してかつ材料中に割れが生じない温度域で所定の変形を与えて所定の形状（薄板、厚板、棒線、部品）に成形することで、従来の球状化焼きなましや部品成型後の焼入れおよび焼戻し処理を省略すると同時に超微細複相組織を繊維状に発達させて高強度とトレードオフバランスの関係にある靱性を大幅に向上させた高強度鋼および部材を提供する。

【0067】

これらは、各種の構造物や自動車の部品等に加工して使用される鋼、もしくは部材として有用なものである。

【図1】

【図2】

【図3】