特許 6582960 マルエージング鋼

(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】6582960

(24)【登録日】2019年9月13日

(45)【発行日】2019年10月2日

(54)【発明の名称】マルエージング鋼

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20190919BHJP

   C22C 38/52 20060101ALI20190919BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20190919BHJP

   C21D 8/06 20060101ALI20190919BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20190919BHJP

   C21D 8/00 20060101ALN20190919BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302N

   C22C38/52

   C22C38/54

   C21D8/06 B

   C21D6/00 M

   !C21D8/00 D

【請求項の数】11

【全頁数】25

(21)【出願番号】特願2015-247124(P2015-247124)

(22)【出願日】2015年12月18日

(65)【公開番号】特開2016-216813(P2016-216813A)

(43)【公開日】2016年12月22日

【審査請求日】2018年10月18日

(31)【優先権主張番号】特願2015-104465(P2015-104465)

(32)【優先日】2015年5月22日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000003713

【氏名又は名称】大同特殊鋼株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100110227

【弁理士】

【氏名又は名称】畠山 文夫

(72)【発明者】

【氏名】日下 恵太

(72)【発明者】

【氏名】杉山 健二

(72)【発明者】

【氏名】高林 宏之

(72)【発明者】

【氏名】植田 茂紀

【審査官】 守安 太郎

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１１−１９５９２２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−０１２８８７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−１６１３４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００２−１６７６５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 米国特許第０５３９３４８８（ＵＳ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ６／００

Ｃ２１Ｄ ８／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

０．１０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
１．４≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルエージング鋼。

【請求項2】

次の（１）式を満たす請求項１に記載のマルエージング鋼。
パラメータＸ≧４５ ・・・（１）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

【請求項3】

０．１０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦２０．０ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルエージング鋼。

【請求項4】

次の（２）式を満たす請求項３に記載のマルエージング鋼。
パラメータＸ≧１０ ・・・（２）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

【請求項5】

前記Ｖの含有量は、
０．０５≦Ｖ≦０．６ｍａｓｓ％
である請求項３又は４に記載のマルエージング鋼。

【請求項6】

前記Ｎｂの含有量は、
０．０５≦Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
である請求項３から５までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【請求項7】

室温における引張強度が２３００ＭＰａ以上であり、
室温における伸びが８％以上である請求項１から６までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【請求項8】

短軸１．０μｍ以下、かつ、アスペクト比が１０以上のＡｌＮ介在物が、１００ｍｍ²当たり２個以下である請求項１から７までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【請求項9】

０．００１≦Ｂ≦０．００５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から８までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【請求項10】

０．１≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から９までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【請求項11】

航空機のエンジンシャフトに使用される請求項１から１０までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、マルエージング鋼に関し、さらに詳しくは、エンジンシャフトなどに用いられる強度及び靱延性に優れたマルエージング鋼に関する。

【背景技術】

【0002】

マルエージング鋼は、無炭素又は低炭素で、かつ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉなどを多量に含む鋼を固溶化熱処理及び焼入れ＋時効処理することにより得られる鋼である。
マルエージング鋼は、
（１）焼入れ状態で柔らかいマルテンサイトが生成するため、加工性が良い、
（２）時効処理によってマルテンサイト地にＮｉ₃Ｍｏ、Ｆｅ₂Ｍｏ、Ｎｉ₃Ｔｉなどの金属間化合物が析出するため、極めて高強度である、
（３）高強度であるにもかかわらず、靱延性が高い、
という特徴がある。
そのため、マルエージング鋼は、宇宙・航空機用の構造材料（例えば、エンジンシャフト）、自動車用の構造材料、高圧容器、工具材料などに用いられている。

【0003】

従来、航空機用のエンジンシャフトには、２５０ｋｓｉ（１７２４ＭＰａ）級１８Ｎｉマルエージング鋼（Ｆｅ−１８Ｎｉ−９Ｃｏ−５Ｍｏ−０．５Ｔｉ−０．１Ａｌ）が使用されている。しかしながら、近年の排出ガス規制強化などの大気汚染への改善志向から、航空機においても高効率化が求められている。エンジン設計上、高出力、小型化、軽量化に耐えうる高強度素材に対する要求が大きい。

【0004】

このような高強度素材に関しては、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５〜０．２０重量％、Ｓｉ：２．０重量％以下、Ｍｎ：３．０重量％以下、Ｎｉ：４．１〜９．５重量％、Ｃｒ：２．１〜８．０％、Ｍｏ：０．１〜４．５重量％又はＭｏの一部あるいは全量を２倍量で置換したＷ、Ａｌ：０．２〜２．０重量％、Ｃｕ：０．３〜３．０重量％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる超高張力強靱鋼が開示されている。
同文献には、低炭素Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼に対してＣｕとＡｌを複合添加することにより、靱性、溶接性を大きく損なうことなく、１５０ｋｇ／ｍｍ²（１４７１ＭＰａ）以上の強度が得られる点が記載されている。

【0005】

また、特許文献２には、Ｎｉ：約１０〜１８ｗｔ％、Ｃｏ：約８〜１６ｗｔ％、Ｍｏ：約１〜５ｗｔ％、Ａｌ：０．５〜１．３ｗｔ％、Ｃｒ：約１〜３ｗｔ％、Ｃ：約０．３ｗｔ％以下、Ｔｉ：約０．１０ｗｔ％未満、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、微細な金属間化合物と炭化物の双方を析出させた高強度、高耐疲労性鋼が開示されている。
同文献の表２には、このような材料の引張強度が２８４〜３２７ｋｓｉ（１９５９〜２２５５ＭＰａ）であり、伸びが７〜１５％である点が記載されている。

【0006】

マルエージング鋼は、一般に、靱延性に優れる高強度材であるが、２０００ＭＰａを超える引張強度域での靱延性及び耐疲労性の確保が難しいことが知られている。そのため、汎用材として、２５０ｋｓｉ級１８Ｎｉマルエージング鋼が利用されているに留まっている。
一方、汎用材の高グレード材として、特許文献２に記載の鋼種も知られている。しかしながら、航空機の高効率化等に応えるためには、靱延性及び耐疲労性を低下させることなく、更なる高強度化（２３００ＭＰａ以上）が必要とされている。

【0007】

このような背景から、引張強度が２３００ＭＰａ以上、伸びが７％以上であり、かつ、疲労特性に優れたマルエージング綱として特許文献３を本願出願人は提案している。しかし、低サイクル疲労特性に影響する介在物として想定されるＡｌＮが薄い平板状に形成しやすく、低サイクル疲労特性を悪化させる場合があり、低サイクル疲労特性を高位安定化させることは困難である。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開昭５３−３０９１６号公報

【特許文献2】米国特許第５，３９３，４８８号

【特許文献3】特開２０１４−１２８８７号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

本発明が解決しようとする課題は、２３００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、靱延性及び疲労特性に優れたマルエージング鋼を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0010】

上記課題を解決するために本発明に係る第１のマルエージング鋼は、
０．１０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
１．４≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
本発明に係る第２のマルエージング鋼は、
０．１０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦２０．０ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを要旨とする。
前記第１及び第２のマルエージング鋼は、
室温における引張強度が２３００ＭＰａ以上であり、
室温における伸びが８％以上である
ものが好ましい。

【0011】

前記第１のマルエージング綱は、次の（１）式を満たしているのが好ましい。
パラメータＸ≧４５ ・・・（１）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。
前記第２のマルエージング鋼は、次の（２）式を満たしているのが好ましい。
パラメータＸ≧１０ ・・・（２）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

【発明の効果】

【0012】

主要元素の成分範囲を特定の範囲に限定すると同時に、（１）式又は（２）式を満たすように各元素の含有量を最適化すると、低サイクル疲労特性に影響する介在物として想定されるＡｌＮの形態（析出形状）を制御できる。そのため、引張強度が２３００ＭＰａ以上、伸びが８％以上であり、かつ、疲労特性が高位に安定したマルエージング鋼が得られる。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】塊状ＡｌＮのＳＥＭ写真である。

【図2】平板状ＡｌＮのＳＥＭ写真である。

【図3】化学抽出試験により抽出した塊状ＡｌＮのＳＥＭ写真である。

【図4】化学抽出試験により抽出した平板状ＡｌＮのＳＥＭ写真である。

【発明を実施するための形態】

【0014】

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． マルエージング鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係るマルエージング鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

【0015】

（１） ０．１０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％。
Ｃは、Ｍｏ₂ＣなどのＭｏを含む炭化物を析出させ、母材強度の向上に寄与する。また、母材中に適量の炭化物が残存していると、固溶化熱処理時にγ粒径の粗大化が抑制される。旧γ粒径が微細であるほど、微細なマルテンサイトが生成し、高強度、かつ、高靱延性が得られる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．１６ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、Ｍｏを含む炭化物が多量に析出し、金属間化合物を析出させるためのＭｏが不足する。また、炭化物を固溶させるためには、より高い温度での固溶化熱処理が必要となり、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなる。このため、γ粒径の粗大化あるいは未固溶炭化物の影響により伸びが低下する。従って、Ｃ含有量は、０．３５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下である。

【0016】

（２） Ｎｉ：
（２．１）６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％（Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％である第１のマルエージング鋼の場合）。
Ｎｉは、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物を析出し、母材強度の向上に寄与する。Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合において、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、Ｍｓ点の低下により残留オーステナイト量が増加し、十分なマルテンサイト組織が得られないため、強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は、９．４ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。
（２．２）６．０≦Ｎｉ≦２０．０ｍａｓｓ％（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）。
また、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合において、上記の効果を得るためには、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは、１０．０ｍａｓｓ％以上であるる。
Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合は、Ｖ炭化物やＮｂ炭化物のピン止め効果により強度が向上するため、Ｎｉ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下とすることができる。Ｎｉ含有量は、優れた強度（例えば、引張強さが２３１０ＭＰａ以上）が得られやすいため、１９．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。また、優れた破壊靱性（例えば、Ｋ_1Cが３２ＭＰａ√ｍ以上）が得られやすいため、１２．０ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。

【0017】

（３） ９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、母相中に固溶させておくことによって、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物の析出を促進させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｏ含有量は、好ましくは、１１．０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏ含有量が過剰になると、金属間化合物の析出が過剰に促進され、Ｍｏを含む炭化物の析出量が減少する。この影響により、伸びが低下する。従って、Ｃｏ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１６．０ｍａｓｓ％以下である。

【0018】

（４） Ｍｏ、Ｗ：
（４．１）１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏ及びＷの１種又は２種を用いる場合）。
Ｗは、Ｗ₂ＣなどのＷを含む炭化物を形成し、上記したＭｏを含む炭化物と同様に、母材強度の向上に寄与するため、Ｍｏの一部又は全部をＷに置換することができる。ただし、ｍａｓｓ％で換算すると、Ｗの添加による強度向上効果はＭｏの１／２程度である。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、ＭｏやＷ含有量が過剰になると、凝固時に析出するＭｏ₂ＣやＷ₂Ｃなどの炭化物を固溶させるためにより高い温度での熱処理が必要となる。この結果、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなる。このため、γ粒径の粗大化あるいは未固溶炭化物の影響により伸びが低下する。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ及びＷの含有量は、より好ましくは、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
なお、ＭｏとＷを同時に含む場合には、Ｎｉ₃Ｍｏなどの金属間化合物の析出による母材強度分を確保するという理由により、Ｍｏ≧０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
（４．２）１．０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏを単独で用いる場合）。
Ｍｏは、Ｎｉ₃Ｍｏなどの金属間化合物とＭｏ₂ＣなどのＭｏを含む炭化物を析出し、母材強度の向上に寄与する。Ｍｏを単独で用いる場合、このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、凝固時に析出するＭｏ₂Ｃなどの炭化物を固溶させるためにより高い温度での熱処理が必要となる。この結果、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなる。このため、γ粒径の粗大化あるいは未固溶炭化物の影響により伸びが低下する。従って、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
（４．３）２．０≦Ｗ≦４．０ｍａｓｓ％（Ｗを単独で用いる場合）：
Ｍｏと同様の理由から、Ｗを単独で用いる場合、Ｗ量は、２．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
また、Ｍｏと同様の理由から、Ｗ量は、４．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、３．６ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．２ｍａｓｓ％以下である。

【0019】

（５） １．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、延性の改善に寄与する。Ｃｒ添加によって延性が改善されるのは、ＣｒがＭｏを含む炭化物中に固溶し、炭化物の形状を球状化させているためと考えられる。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、強度が低下する。これは、Ｃｒの過剰添加によって、Ｍｏを含む炭化物が粗大化するためと考えられる。従って、Ｃｒ含有量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以下であり、係る範囲とすることで、強度だけでなく、破壊靱性特性にも優れたものとなる（例えば、３２ＭＰａ√ｍ以上）。

【0020】

（６） Ａｌ：
（６．１）１．４≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％（Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％である第１のマルエージング鋼の場合）。
Ａｌは、ＮｉＡｌなどの金属間化合物を析出し、母材強度の向上に寄与する。また、Ａｌ含有量が多いほど、析出するＡｌＮが平板状から球状に変化し、低サイクル疲労特性のバラツキを抑制できる。Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合において、このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、１．４ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、ＮｉＡｌなどの金属間化合物が過剰になり、靱延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、１．７ｍａｓｓ％以下である。
（６．２）０．５≦Ａｌ≦２．０ｍａｓｓ％（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）。
また、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合は、Ｖ炭化物やＮｂ炭化物のピン止め効果による旧オーステナイト粒界の微細化が起こる。旧オーステナイト粒界の微細化は、強度の向上に寄与するだけでなく、ＡｌＮの平板状化を抑制する（ＡｌＮの長手方向への成長を抑制する）効果を奏する。従って、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合は、Ａｌ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上とすることができる。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、０．９ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、ＮｉＡｌなどの金属間化合物が過剰になり、靱延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、１．７ｍａｓｓ％以下である。

【0021】

（７） Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％。
Ｔｉは、ＴｉＣ、ＴｉＮなどを形成し、清浄度を低下させるため、低サイクル疲労特性を悪化させる。従って、Ｔｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。

【0022】

（８） Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％：
Ｓは不純物であり、Ｓ量が高くなると粗大な硫化物を形成する。硫化物が形成することで疲労特性低下に繋がる他、引張強度の低下を招く。従って、Ｓ量は、０．０１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。

【0023】

（９） Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％：
Ｎは不純物であり、Ｎ量が高くなるとＡｌＮなどの窒化物を形成する。窒化物が形成することで疲労特性低下に繋がる。従って、Ｎ量は、０．００２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。

【0024】

［１．２． 添加効果のある元素（副構成元素）］
本発明に係るマルエージング鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような元素をさらに含むことができる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

【0025】

（１０） Ｖ及びＮｂ（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）：
（１０．１）０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量のＶ及び／又はＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物やＭＣ炭化物を形成し、水素脆化特性が向上する。また、Ｖ及び／又はＮｂを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。この効果は、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超で見られる。Ｖ及びＮｂの総量は、好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ及びＮｂの総量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ及びＮｂの総量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ及びＮｂの総量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。
（１０．２）０．０５≦Ｖ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＶを含有させることでＭ２Ｃ炭化物やＭＣ炭化物を形成し、水素脆化特性が向上する。また、Ｖを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。この効果は、Ｖ量が０．０５ｍａｓｓ％以上で見られる。Ｖ量は、好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｖ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｖ含有量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。
また、Ａｌ量：０．５〜２．０ｍａｓｓ％の条件においても、ＡｌＮの平板状化を抑制するためには、Ｖ量は０．０５ｍａｓｓ％以上とすることが有効である。

【0026】

（１０．３） ０．０５≦Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％：
ＮｂもＶと同様に、Ｎｂ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物やＭＣ炭化物を形成し、水素脆化特性が向上する。また、Ｎｂを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。この効果は、Ｎｂ量が０．０５ｍａｓｓ％以上で見られる。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｎｂ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、さらに好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。
また、Ａｌ量：０．５〜２．０ｍａｓｓ％の条件においても、ＡｌＮの平板状化を抑制するためには、Ｎｂ量は０．０５ｍａｓｓ％以上とすることが有効である。

【0027】

（１１） ０．００１≦Ｂ≦０．００５ｍａｓｓ％：
Ｂは、鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加しても良い。また、Ｂを含有させることで、靱延性が向上する。これは、Ｂが粒界に偏析することにより、Ｓの粒界偏析を抑制するためである。この効果は、Ｂ量が０．００１ｍａｓｓ％以上で見られる。
一方、Ｂ量が過剰になると、Ｎと結合してＢＮを形成し、靱延性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以下が好ましい。

【0028】

（１２） ０．３≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、溶解時の脱酸剤として働き、不純物であるＯを低減させる。また、Ｓｉは、固溶強化により引張強度向上に寄与する。さらに、Ｓｉ量が多いほど、ＡｌＮの析出形状を平板状から球状に変化させることができ、低サイクル疲労特性のバラツキを抑制できる。この効果は、Ｓｉ量が０．３ｍａｓｓ％以上で見られる。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間加工性の低下による鍛造工程での割れを助長する他、強度が過剰となりすぎ、靱延性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。

【0029】

［１．３． 成分バランス］
本発明に係る第１のマルエージング鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式を満たしていることが望ましい。
パラメータＸ≧４５ ・・・（１）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。
また、本発明に係る第２のマルエージング鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（２）式を満たしていることが望ましい。
パラメータＸ≧１０ ・・・（２）
Ｘ＝５．５[Ｃ]＋１１．６[Ｓｉ]−１．４[Ｎｉ]−５[Ｃｒ]−１．２[Ｍｏ]＋０．７[Ｃｏ]＋４１．９[Ａｌ]−７[Ｖ]−９８．４[Ｎｂ]＋３．３[Ｂ]
［］は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

【0030】

（１）式及び（２）式は、低サイクル疲労強度を高位に安定させるために必要な各成分のバランスを表す経験式である。本発明の成分範囲では、低サイクル疲労特性に影響する介在物としてＡｌＮが想定される。ＡｌＮの析出形態は、塊状や板状となることが多いが、中でも低サイクル疲労特性に悪影響を及ぼすＡｌＮ形状は板状である。特に、薄い平板状でアスペクト比の高いＡｌＮが悪影響を及ぼす。

【0031】

具体的には、金属組織面をＳＥＭで観察したときに、短軸１．０μｍ以下、かつ、アスペクト比（長軸／短軸）が１０以上の形状を有する平板状ＡｌＮが悪影響を及ぼす。前述の平板状ＡｌＮは、ＳＥＭで観察したときに、１００ｍｍ²当たり６個以下が好ましい。平板状ＡｌＮの個数は、１００ｍｍ²当たり、好ましくは４個以下、より好ましくは２個以下、最も好ましくは０個である。このようにすることで、低サイクル疲労特性に優れたマルエージング鋼とすることができる。
Ｘ値が大きくなるほど、ＡｌＮの析出形状が平板状になりにくくなる（塊状になりやすくなる）ため、Ｘ値が大きくなるほど、低サイクル疲労特性のバラツキを抑制できる。この効果により、低サイクル疲労特性を高位安定させるためには、（ａ）Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合、Ｘ値は、４５以上が好ましい。
一方、（ｂ）Ｖ及びＮｂの総量が０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である場合は、旧オーステナイト粒界の微細化により、ＡｌＮが平板状に析出した場合でも長手方向への成長が抑制され、アスペクト比の高いＡｌＮが出来にくくなるため、Ｘ値は、１０以上とすることができる。
ここで、塊状のＡｌＮ及び平板状のＡｌＮのＳＥＭ写真を、それぞれ、図１及び図２に示す。なお、図中の数値は、長軸及び短軸の長さ並びにアスペクト比を示す。

【0032】

また、化学抽出試験により抽出した塊状ＡｌＮ及び平板状ＡｌＮのＳＥＭ写真を図３及び図４に示す。化学抽出試験は、例えば、試験片を採取し、酸洗にて表層の付着物等を除去した後、この試験片を臭素メタノールにて化学溶解を行い、孔径φ５μｍ程度の抽出フィルタを用いてろ過すればよい。塊状ＡｌＮは、その下にあるフィルタ孔が透けて観察されないが（図３参照）、ＡｌＮの厚さ（短軸）が薄くなると（例えば１．０μｍ以下）、その下にあるフィルタ孔が透けて観察される（図４参照）。したがって、抽出フィルタ孔上でＡｌＮが透けて観察されるかどうかを、平板状ＡｌＮの簡易評価手段として用いることができる。

【0033】

［２． マルエージング鋼の製造方法］
本発明に係るマルエージング鋼の製造方法は、溶解工程と、再溶解工程と、均質化工程と、鍛造工程と、固溶化熱処理工程と、サブゼロ処理工程と、時効処理工程とを備えている。

【0034】

［２．１． 溶解工程］
溶解工程は、所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・鋳造する工程である。使用する原料の履歴や溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。強度及び耐疲労性に特に優れたマルエージング鋼を得るためには、鋼の清浄度を高めるのが好ましい。そのためには、原料の溶解は、真空中（例えば、真空誘導炉溶解法）で行うのが好ましい。

【0035】

［２．２． 再溶解工程］
再溶解工程は、溶解工程で得られた鋳塊を再度、溶解・鋳造する工程である。再溶解工程は、必ずしも必要ではないが、再溶解を行うことにより鋼の清浄度がさらに向上し、鋼の耐疲労性が向上する。そのためには、再溶解は、真空中（例えば、真空アーク再溶解法）で行い、かつ、複数回繰り返すのが好ましい。

【0036】

［２．３． 均質化工程］
均質化工程は、溶解工程又は再溶解工程で得られた鋳塊を所定の温度で加熱する工程である。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理条件は、特に限定されるものではなく、凝固偏析を除去可能な条件であれば良い。均質化熱処理条件は、通常、加熱温度：１１５０〜１３５０℃、加熱時間：１０時間以上、である。均質化熱処理後の鋳塊は、通常、空冷されるか、あるいは、赤熱状態のまま次工程に送られる。

【0037】

［２．４． 鍛造工程］
鍛造工程は、均質化熱処理後の鋳塊を鍛造し、所定の形状に加工する工程である。鍛造は、通常、熱間で行われる。また、熱間鍛造条件は、通常、加熱温度：９００〜１３５０℃、加熱時間：１ｈｒ以上、終止温度：８００℃以上である。熱間鍛造後の冷却方法は、特に限定されない。熱間鍛造は、１回のみ行っても良く、あるいは４〜５工程を連続して行っても良い。
鍛造後、必要に応じて、焼鈍が行われる。焼鈍条件は、通常、加熱温度：５５０〜９５０℃、加熱時間：１〜３６ｈｒ、冷却方法：空冷、である。

【0038】

［２．５． 固溶化熱処理工程］
固溶化熱処理工程は、所定の形状に加工された鋼を所定の温度で加熱する工程である。固溶化熱処理は、母材をγ相単相とし、かつ、Ｍｏ炭化物などの析出物を固溶させるために行われる。固溶化熱処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する。固溶化熱処理条件は、通常、加熱温度：８００〜１２００℃、加熱時間：１〜１０ｈｒ、冷却方法：空冷（ＡＣ）、衝風冷却（ＢＣ）、水冷（ＷＣ）又は油冷（ＯＣ）である。

【0039】

［２．６． サブゼロ処理］
サブゼロ処理は、固溶化熱処理後の鋼を室温以下の温度に冷却する工程である。サブゼロ処理は、残留しているγ相をマルテンサイト相に変態させるために行われる。マルエージング鋼は、Ｍs点が低いため、室温に冷却した時点では、通常、多量のγ相が残留している。多量のγ相が残ったまま時効処理を行っても、大きな強度の向上は期待できない。そのため、固溶化熱処理後にサブゼロ処理を行い、残留γ相をマルテンサイト相に変態させる必要がある。サブゼロ処理条件は、通常、冷却温度：−１９７〜−７３℃、冷却時間：１〜１０ｈｒ、である。

【0040】

［２．７． 時効処理］
時効処理は、マルテンサイト相が生成した鋼を所定の温度で加熱する工程である。時効処理は、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物と、Ｍｏ₂Ｃなどの炭化物を析出させるために行われる。時効処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する．時効処理条件は、通常、時効処理温度：４００〜６００℃、時効処理時間：０．５〜２４ｈｒ、冷却方法：空冷、である。

【0041】

［３． マルエージング鋼の作用］
主要元素の成分範囲を特定の範囲に限定すると同時に、（１）式を満たすように各元素の含有量を最適化すると、低サイクル疲労特性に影響する介在物として想定されるＡｌＮの形態（析出形状）を制御できる。そのため、引張強度が２３００ＭＰａ以上、伸びが７％以上であり、かつ、疲労特性が高位に安定したマルエージング鋼が得られる。
特に、本発明に係るマルエージング鋼を用いてエンジンシャフトとする場合、エンジンシャフトの長手方向の平行面において、短軸１．０μｍ以下、かつ、アスペクト比１０以上のＡｌＮ介在物が、１００ｍｍ²当たり６個以下とすることができるので、低サイクル疲労特性に優れたエンジンシャフトを得ることができる。

【実施例】

【0042】

（実施例１〜２６、比較例１〜２５）
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す化学組成の鋼を高周波誘導炉（ＶＩＦ）で溶解し、５０ｋｇの鋼塊を得た。得られたＶＩＦ鋼塊を、１２００℃×２０ｈｒの条件にて均質化処理を行った。その後、破壊靱性試験片用は７０ｍｍ角棒に、他の試験片用はφ２２の丸棒に鍛造した。鍛造後は、軟化のため６５０℃×１６ｈｒの焼鈍処理を施した。
その後、９００℃×１ｈｒ／空冷の溶体化処理、−１００℃×１ｈｒのサブゼロ処理、及び、時効処理を行った。時効処理の条件は、（ａ）実施例１〜２６、５１〜５４、７２、および比較例１〜２５、５５は、５２５℃×９ｈｒとし、（ｂ）実施例５５〜７１、７３〜８２、および比較例５１〜５４、５６〜７３は、４５０℃×５Ｈｒとした。

【0043】

【表1】

【0044】

【表2】

【0045】

［２． 試験方法］
［２．１． 硬さ］
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に定めるビッカース硬さ試験方法に準じて、硬さ測定を実施した。荷重：４．９Ｎで、φ２２の丸棒の１／４直径位置にて測定を行った。測定は、５点の平均値を採用した。

【0046】

［２．２． 引張試験］
ＪＩＳ Ｚ ２２４１の金属引張試験方法に準じて、引張試験を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ １４Ａ号試験片とした。試験温度は、室温とした。

【0047】

［２．３． 低サイクル疲労試験（ＬＣＦ）］
試験片の長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）に準拠して試験片を作製した。これを用いて試験を実施した。試験温度は、２００℃とした。また、歪波形は三角波とし、周波数＝０．１Ｈｚ、歪＝０．９％とした。

【0048】

［２．４． ＳＥＭ観察］
１０ｍｍ角の試験片を採取し、丸棒材の長手方向に平行な面に相当する観察面を鏡面研磨した。この面全域（１００ｍｍ²）をＳＥＭにて観察し、介在物を調査した。介在物を同定するために、ＥＤＸ分析を行った。
短軸１．０μｍ以下、かつ、アスペクト比（長軸／短軸）１０以上のＡｌ介在物をカウントし、１００ｍｍ²当たりの個数を求めた。
［２．５． 破壊靱性試験］
試験片の切欠き方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＡＳＴＭ法（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）に準拠してコンパクトテンション（ＣＴ）試験片を作製した。これを用いて試験を実施し、破壊靱性値Ｋ_1Cを測定した。試験温度は、室温とした。

【0049】

［３． 結果］
表３及び表４に、結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）Ｃ量が少ないと、伸びは大きいが、硬さ及び引張強さが低い。一方、Ｃ量が過剰になると、硬さ及び引張強度は高いが伸びは小さい。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にＣ量を最適化すると、高強度、高い伸び及び高耐疲労性を両立させることができる。
（２）金属間化合物及び炭化物の析出量に関係するＮｉ、Ｃｏ、Ｍｏ及びＡｌの含有量が少なすぎる場合、引張強度が低くなりやすい。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にこれらの元素の含有量を最適化すると、高強度、高い伸び及び高耐疲労性を両立させることができる。

【0050】

（３）Ｃｒ量が少ないと、高強度は得られるが伸びは低い。Ｃｒ量が過剰になると、伸びは高いが、強度が低下する。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にＣｒ量を最適化すると、高強度、高い伸び及び高耐疲労性を両立させることができる。また、Ｃｒ量を３．５ｍａｓｓ％以下とすることで、高強度、高い伸び及び高耐疲労性に加えて、高い破壊靱性値を得ることができる。
（４）Ｘ値が低いと、伸びは高いが強度は低い。また、ＡｌＮ介在物の量が増加し、疲労特性が低下する。一方、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下の場合は、Ｘ値が４５以上になると、また、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超の場合は、Ｘ値が１０以上になると、高強度、高い伸び、高い破壊靱性値及び高耐疲労性を両立させることができる。

【0051】

【表3】

【0052】

【表4】

【0053】

（実施例５１〜８２、比較例５１〜７３）
［１． 試料の作製及び試験方法］
表５及び表６に示す組成の合金を用いた以外は、実施例１と同様にして、試料を作製した。得られた試料を用いて、実施例１と同様にして、特性の評価を行った。なお、表５及び表６には、実施例２０〜２２及び比較例２０〜２２の組成も併せて示した。

【0054】

【表5】

【0055】

【表6】

【0056】

［２． 結果］
表７及び表８に、結果を示す。なお、表７及び表８には、実施例２０〜２２及び比較例２０〜２２の結果も併せて示した。表７及び表８より、０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％の場合において、低Ｎｉ量の実施例（実施例２５〜５４、７２）や高Ｎｉの実施例６５と比べ、Ｎｉ量が１０．０〜１９．０ｍａｓｓ％である他の実施例は、優れた引張強さを有するだけでなく、優れた破壊靱性（３２以上）となることがわかる。また、Ｃｒ３．７ｍａｓｓ％の実施例６７に比べ、Ｃｒ≦３．０ｍａｓｓ％である他の実施例は、優れた引張強さを有するだけでなく、優れた破壊靱性（３２以上）となることがわかる。

【0057】

【表7】

【0058】

【表8】

【0059】

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

【産業上の利用可能性】

【0060】

本発明に係るマルエージング鋼は、２３００ＭＰａ以上の非常に高い引張強度を持つため、高強度が要求される部材、例えば、宇宙・航空機用の構造材料、自動車エンジンの無段変速機用部品、高圧容器、工具材料、金型等に使用することができる。
具体的には、本発明に係るマルエージング鋼は、航空機のエンジンシャフト、固体燃料ロケット・モーター・ケース、航空機昇降装置、エンジン・バルブ・スプリング（弁バネ）、強力ボルト、伝達軸、石油・化学工業用高圧容器などに用いることができる。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】