(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分組成が、質量％で、Ｃ  ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：４．５〜５．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下であって、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高硬度鋼であって、ミクロ組織が平均結晶粒径２．６μｍ以下の超微細マルテンサイト組織であり、前記マルテンサイト組織のビッカース硬度が４９０以上であることを特徴とする高硬度鋼。
【請求項２】
請求項１の高硬度鋼の製造方法であって、前記化学成分の素材を１２００℃で均一に加熱後、６００℃〜４００℃の温度域に冷却し、その温度域で一回鍛造により塑性相当歪１．１以上の加工を施した後、室温まで空冷することを特徴とする高硬度鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建造物や橋梁等の構造物、自動車の足回り鋼、機械用歯車等部品に使用される鋼であって、特に高硬度鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、構造物の大型化や自動車部品の軽量化に伴って、これまで以上に高性能な鋼が求められている。これに加えて当該鋼を製造するに当たり、省資源かつ省エネルギーであることも重要な課題である。そして、当該鋼を製造するに当たっては設備を増設ないし新設することなく、しかも従来の製造工程よりも省工程で目的とする鋼を製造できることが望まれている。
【０００３】
従来、高強度鋼板は多数開発されてきている。例えば、特許文献１には、高強度と高延性を両立させ、プレス成形性と衝撃エネルギー吸収能に優れた自動車用の冷延鋼板に関する技術が開示されている。これは高価な合金元素の添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化によりを上昇させ、しかもプレス成形性に重要となると延性とのバランスに優れた薄鋼板である。そしてその製造工程では熱間圧延の後、冷間圧延を行ない、適切な焼鈍を行なうというものである。しかしながら、この技術によれば、ＭｏやＮｉ等の高価な合金元素が少量ではあるが添加必須元素であり、薄鋼板に圧延後、焼鈍処理を必要としている。
【０００４】
また、非特許文献１には、高価な合金元素を添加せずにＭｎとＳｉ含有量を高めた０．１％Ｃ−５％Ｍｎ−２％Ｓｉという低炭素鋼に準じる化学成分組成鋼を用い、焼鈍後の低温再加熱処理において高含有量のＭｎにより残留オーステナイトの分率を高めると同時に、高含有量のＳｉによりフェライト中からオーステナイトへ排出されたＣにより残留オーステナイトを安定化させることによる加工硬化指数を高めた鋼板（Ｎｅｗ  ＴＲＩＰ鋼と称される）が開示されている。しかし、このプロセスは薄鋼板に圧延後に複雑なプロセスである焼鈍処理及び低温再加熱処理を必要としており、省エネルギーの観点からの問題が解決されていない。そして、薄鋼板を製造対象鋼としているので、熱間圧延に加えて冷間圧延工程も必須としている。
【０００５】
一方、製造対象鋼として薄鋼板を除く構造物等に使用される高強度、高強靭鋼についても多数開発されている。例えば、特許文献２には、高強度、高延性で、耐遅れ破壊特性に優れ、しかも靭性が飛躍的に向上した高強度鋼に関する技術が開示されている。この技術によれば、引張強さが１６６０〜１８００ＭＰａ、伸び（全伸び）が１８．５〜１９．２％であって、室温におけるＶノッチシャルピー試験の衝撃吸収エネルギーで３０５〜３８２Ｊ／ｃｍ２を有する鋼が例示されている（特許文献２の表６の実施例１及び実施例１７参照）。しかし、この技術においても、化学成分組成として高価格のＭｏを１．０％程度含有させ、製造工程として、所定の温度及び時間の条件下において焼鈍、焼戻し及び時効処理のいずれかを施した後、３５０℃以上（ＡＣ１−２０℃）以下の温度で加工をする（温間加工をする）工程が必要である。
以上のように、これまでに開示されている技術では省資源、省エネルギーの問題が解決されておらず、また、比較的低温領域における温間加工を実施するために通常の製造ラインにおいては加工装置に大きな負担を強いることになり、工業的に幅広く利用するには問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００７−３２１２０７号公報
【特許文献２】国際公開ＷＯ２００７／０５８３６４
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】H.Takechi,JOM.December 2008,p.22
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みて、従来技術では解決することができない上記各種の問題点、即ち、建造物や橋梁等の構造物、自動車の足回り鋼、機械用歯車等部品に使用される鋼として、高強度（本願においては、引張強さ（ＴＳ））を指標とするものである。この鋼は、例えば、前記非特許文献１に記載されている。）に優れた厚鋼板、形鋼、異形棒鋼、棒鋼及び鋼線等の鋼を製造するに当たって、高価な合金元素を添加しないで、低炭素鋼の化学成分組成を有する鋼を使用して、製造設備に過大な負荷をかけることなく現有の製造ラインにおいて、多資源・高エネルギーでかつ多工程のために安価かつ所望の鋼を製造することができないという問題を解決しようとするものである。
【０００９】
本発明は、以上の点に鑑みて、従来技術では解決することができない上記各種の問題点、即ち、建造物や橋梁等の構造物、自動車の足回り鋼、機械用歯車等部品に使用される鋼として、高強度に優れた厚鋼板、形鋼、異形棒鋼、棒鋼及び鋼線等の鋼を製造するために、安価なＭｎ及びＳｉを添加した低Ｃ鋼を基盤とした処理により、更には、所定条件の圧延のままで焼鈍処理を施さなくてもマルテンサイトを制御した超微細マルテンサイト組織を有する鋼を提供することにより解決しようとするものである。
【００１０】
製造対象とする鋼の材料特性値に関しては、機械的性質として、ビッカース硬度が４９０以上であることを特徴とするに優れた高硬度鋼を得ることである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は上記の課題を解決するために、鋼のミクロ組織形態の新規組合せの相及びその構成比率と材料特性値との関係を鋭意研究した、しかもかかる組織を得るための製造条件を研究した結果、本発明を完成するに至った。本発明は以下の特徴を有する。  
【００１２】
第１に、化学成分組成が、質量％で、Ｃ  ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：４．５〜５．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下であって、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織がマルテンサイト組織であり、機械的性質として、ビッカース硬度が４９０以上であることを特徴とする硬度に優れた高硬度鋼である。 
【００１３】
第２に、上記第１の発明の硬度に優れた高硬度鋼において、前記高硬度鋼のミクロ組織は、圧延方向に平行な断面において、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が２．６μｍ以下である高硬度鋼を提供する。
【００１４】
第３に、第１の発明の化学成分組成の高硬度鋼を、１２００℃で均一に加熱後、６００℃〜４００℃の温度域に冷却し、その温度域で一回鍛造により減面率８８％以上の加工後、室温まで空冷する高硬度鋼の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の硬度に優れた高硬度鋼の製造方法によれば、本発明鋼の品質特性に近い水準の特性を備えた鋼を得るためには、従来高価な合金元素の添加が必要とされていたが、従来法では発現できなかった超微細マルテンサイトという組織を用いることにより、高価な合金元素を含有しない通常の鋼組成で目的を達成し、しかも得られる鋼の品質特性は、従来の鋼では得られていない優れた機械的性質を備えた鋼が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】前組織光顕写真  （ＨＶ４２１）。
【図２】２５ｔｏｎ熱間加工シミュレータにおける試料とアンビルの構成。
【図３】実験条件：ひずみ速度  １０／ｓ    ５０％圧縮加工加工温度９００，６００，４００℃。
【図４】試料の加熱加工状態における時間−荷重記録。
【図５】試料の加工状態における塑性相当歪みの分布状態（ＦＥＭ計算による）  。
【図６】組織のＨｖ硬さ。
【図７】試料の平均粒径と硬度の関係。
【図８】実施例と比較例の組織比較：ＥＢＳＤ測定による大角粒界（１５度以上）の線を表示。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明に係る鋼の化学成分組成、顕微鏡組織及び機械的性質の特徴、並びに当該鋼の製造方法の特徴について詳細に説明する。
【００１８】
＜鋼の化学成分組成＞
本発明に係る高硬度鋼における化学成分組成の範囲は以下の通りである（以下、成分の％はすべて質量％を示す）。
【００１９】
Ｃ：０．０５〜０．２０％とする。Ｃは引張を確保するために必要であるが、０．０５％未満では本発明に係る鋼の引張を十分に満たさないおそれがあるため、０．０５％以上に規定する。一方、０．２０％を超えると、鋼の延性の低下傾向及び溶接性の低下傾向を示すので、上限を０．２０％に規定する。
【００２０】
Ｓｉ：１．０〜３．５％とする。Ｓｉは、材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素であり、鋼の硬さを上昇させるのに有効な元素であり、１．０％以上が望ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が過度に高くなると熱間加工時の加熱中にＳｉスケールが多く発生しスケール除去に余分のコストがかかることや、スケールによる表面疵が発生し易くなる問題が生じる。そこで、上限を３．５％とする。
【００２１】
Ｍｎ：４．５〜５．５％とする。
本材の特性である４００℃以上の低温域加工でマルテンサイトを生成させるためにはオーステナイトの高度な安定化が必要であり、それを確保するために、高いＭｎ含有量が効果的作用を発揮する。
【００２２】
この作用効果を十分に発揮させるためには、Ｍｎ含有量を４．５％以上とすることが望ましい。一方、Ｍｎが高濃度になると、鋼の低温靭性を劣化させること、及び過度に高濃度になると凝固時の鋼中Ｍｎの偏析が過大となり材料内部の均一性を害する。また、素材の調製工程における熱間加工工程において表面割れが発生し易くなる。よって、上限を５．５％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％とする。Ａｌは溶鋼の脱酸のために添加するが、真空溶解炉を使用した場合でも、０．００１％未満ではその効果が不十分となる。転炉精錬の場合には、十分な脱酸をするためには、通常、０．０１０％以上が望ましい。一方、０．０８０％を超えると、ＡｌＮの生成により脆化の問題が起こる可能性がある他に、酸化物系介在物が増加して靭性を損なう可能性があるので、上限を０．０８０％とする。なお、本願発明においては、鋼の溶製工程としては、通常の工業的量産方法である転炉製鋼法や電気炉製鋼法を前提条件とし、真空精錬をしなくてもよい場合の他に、真空溶解炉をしようする少量生産の場合をも想定して下限値を規定している。
【００２４】
Ｐ：０．０３０％以下とする。Ｐは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、靭性を低下させるので、その含有量の上限を０．０３０％に制限する。また、Ｐ含有量のより一層望ましい上限は、０．０１５％以下である。下限値は特に限定しないが、コストを考慮し適宜決めればよい。
【００２５】
Ｓ：０．０２０％以下とする。Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、加工性及び靭性を損うので、その含有量の上限を０．０２０％に制限する。また、Ｓのより一層望ましい上限は、０．０５％である。下限値は特に限定しないが、コストを考慮し適宜決めればよい。
【００２６】
Ｎ：０．０１０％以下とする。Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、積極的に低減するためには脱ガス精錬等を必要とするので、製造コスト高を招く。また、Ｎは電気炉製鋼法による場合は特に原料中のＮ含有量にも依存するので、特に下限は規定しない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、窒化物が増加して靭性を損なうので、上限を０．０１０％とする。
【００２７】
Ｎｂ：０．０４５％以下とする。Ｎｂは、鋼中に炭化物を微細分散させて組織を微細化させる効果がある。これはＮｂが鋼中性分のＣと反応してＮｂＣを生成し、この微小析出物が高温のγ域におけるγ粒の成長を粒界ピニングにより抑えることによるものである。０．０４５％以上入れると鋼中の炭素を消費してしまい、マルテンサイト変態の駆動力を下げ、鋼の特性を劣化させる危険がある。
【００２８】
＜ミクロ組織と機械的特性値＞
次に、本発明に係る高鋼のミクロ組織について説明する。
本発明に係る高鋼のミクロ組織は、主相がマルテンサイトであり、その粒径が２．６μｍ以下と通常のマルテンサイト（＞１００μｍ）と比べて格段に小さいのが特徴である。特に、６００℃加工のものは２．５５μｍ、４００℃加工のものは１．６０μｍであり、この微細構造により、マルテンサイトそのものの状態でかなり高いが更に高くなるのを特徴とする。ビッカース硬度で比較すると４．３０μｍ径の微細組織ではＨＶ＝４４８であるのに対し、２．５５μｍではＨＶ＝４９５、１．６０μｍではＨＶ＝５０４となり、高価な合金元素を添加しなければ達成できない高硬度化が通常組成のまま達成できることが特徴である。
かかるミクロ組織を有することは、所要の機械的特性値を満たすための必要条件の一つであり、そのためには上述した鋼の化学成分組成を満たすことを前提条件とするものである。
【００２９】
本発明に係る高硬度鋼は、その機械的特性値として、下記（１）式：
【数１】
0005896458.tif 000002
を満たすものである。
【００３０】
上記化学成分組成を有する鋼であって、かかる機械的特性値を備えた鋼は、これまで見当たらない。
【００３１】
＜供試材の製造方法＞
次に、本発明の鋼を得るための供試材の製造方法を説明する。
（１）素材（０．１％Ｃ−２％Ｓｉ−５％Ｍｎ鋼）の熱間塑性加工条件について
素材の熱間における塑性加工方式としては、工業的に行われている厚鋼板製造ラインにおける平ロール圧延、極厚鋼板製造ラインにおける鍛造、棒鋼又は鋼線材製造ラインにおける溝ロール圧延、及び条鋼又は形鋼製造ラインにおける形ロール圧延の内のいずれであってもよい。これらいずれかの加工方式により、素材に対して所望の塑性相当ひずみを与える。
【００３２】
上記の加工方式により、素材に導入される圧縮ひずみとせん断ひずみの入り方は異なる。そこで、全応力成分や全ひずみ成分の量や分布に関して理論的に塑性ひずみを算出する方法として、有限要素法（ｆｉｎｉｔｅ  ｅｌｅｍｅｎｔ  ｍｅｔｈｏｄｅ：ＦＥＭ）がある。塑性ひずみの計算については、参考文献（春海佳三郎、他「有限要素法入門」（共立出版（株）：１９９０年３月１５日）に詳述されている。しかしここでは、工業的に簡便に用いることができる塑性相当ひずみを用いてもよい。有限要素法計算で得られる塑性ひずみを用いれば一層望ましいが、ここでは工業的に簡便な、下記式（２）で定義される塑性相当ひずみ（ｅ）を塑性ひずみの指標とする。
【数２】
0005896458.tif 000003
ただし、Ｒは減面率（％）であり、素材の長手方向に垂直な面の断面積をＳ０とし、熱間加工後の方向に垂直な面の断面積をＳとすると、下記式（３）で表される。
【数３】
0005896458.tif 000004
【００３３】
後述する実施例１の試験において、前記化学成分組成範囲内にある０．１％Ｃ−２％Ｓｉ−５％Ｍｎの１５ｍｍ角の鋼塊（素材）を１２００℃で３分加熱後、５Ｋ／ｓで冷却し、６００℃又は４００℃の温度で５ｓ保持後、７．５ｍｍ厚まで圧縮したときに得られた中心部塑性相当歪み１．１の場所におけるミクロ組織は、主相がほぼ１００体積％マルテンサイトから成る平均粒径が２．５５μｍ（６００℃加工）および１．６０μｍ（４００℃加工）であった。
【実施例】
【００３４】
以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。なお、本発明は、下記の実施例によって制限されず、前記及び後記の趣旨に適合し得る範囲で適切な改変を行って実施することも可能であり、これらはいずれも本発明の技術的範囲内に含まれる。
【００３５】
＜実施例１、２＞
実施例１及び２における本願発明に係る高鋼の調製方法を説明する概略調製工程を図１に示す。同図に基づき以下、詳細に説明する。
【００３６】
（１）実施例１、２の供試材調整：素材を熱間鍛造
電解鉄、電解Ｍｎ及び金属Ｓｉを溶解用主原料として使用し、高周波真空誘導溶解炉を用いて溶製し、縦９５ｍｍ×横９５ｍｍ×高さ４５０ｍｍの鋼塊に鋳造して、これを素材とした。素材の化学成分組成を表１に示す。
【００３７】
【表１】
0005896458.tif 000005
【００３８】
上記９５ｍｍ角の素材（鋼塊）を加熱昇温し、１２００℃で１時間加熱保持した後、上記の縦９５ｍｍ×横９５ｍｍの角形状断面の素材に対して、途中で再加熱することなく縦と横とを交互に１回ずつセットのプレス鍛造を６セット行い、縦３８ｍｍ×横３８ｍｍの角形状断面（３８ｍｍ角という。以降、これに準じた表記をすることがある）まで鍛造し、そして最後に材料全体を直線状に矯正して、３８ｍｍ角の棒材とした。この熱間鍛造において、９５ｍｍ角から３８ｍｍ角に至る減面率（Ｒ）は、Ｒ＝８４．０％であり、塑性相当ひずみ（ｅ）は、ｅ＝１．８３であり、鍛造終了温度は６８０℃であった。その後直ちに空冷し、室温まで冷却して、棒材とした。
ここで、減面率（Ｒ）及び塑性相当ひずみ（ｅ）は、下記式（６）及び（７）式で算出した。Ｓ０は素材の圧延に垂直方向（Ｃ方向）の断面積であり、Ｓは熱間鍛造後の圧延に垂直方向（Ｃ方向）の断面積である。
【数４】
0005896458.tif 000006
【数５】
0005896458.tif 000007
この熱間鍛造により得られた３８ｍｍ角の棒材のミクロ組織は、主相が９５体積％以上を占めるラスマルテンサイトであった。この組織のＳＥＭ写真を図１に示す。この組織状態において、硬度ＨＶ４２１であった。この棒鋼をベース材として  １５ｍｍ角の棒を切り出し、発明材製造のプロセスの供試材とした。
【００３９】
（２）  実施例１、２のプロセス：１５ｍｍ角棒材の２５ｔシミュレータによる組織制御
熱間鍛造で得られた３８ｍｍ角の棒材から切り出した１５ｍｍ角の棒材を試料として２５ｔシミュレータにより組織制御を行った。用いた２５ｔシミュレータは試料を急速加熱、急速大歪み加工、急速冷却ができる装置であり、極限条件における組織制御を可能とする装置である。実際に行った組織制御の概要を図２に示す。ここでは２５ｔシミュレータ実験時における試料とアンビルの形状、サイズ、位置関係を示している。試料は１５ｍｍ角柱であり、その上下に幅２５ｍｍ、深さ３０ｍｍ、試料接触部１５ｍｍ幅のアンビルが挟む位置関係となっている。
【００４０】
組織制御における行程を表わしたものを図３に示す。条件は３種類あり、これら３種類中において基本的な工程は同じで唯一加工温度が４００、６００、９００℃と異なるのみである。ここで、４００℃加工のものを実施例１、６００℃加工のものを実施例２、９００℃加工のものを比較例１、無加工のものを比較例２とする。まず、試料を５Ｋ／ｓで加熱し、１２００℃に到達した後、１２００℃に３分保定し、５Ｋ／ｓで４００、６００、９００℃のいずれかの温度に冷却し、その温度で５ｓ保定後、歪速度１０／ｓで５０％圧縮し、空冷（ＡＣ）する。この圧縮加工中の反力を時間の関数で記録したグラフを４００℃、６００℃、９００℃加工の各々の場合で比較プロットしたものを図４に示す。これより、加工温度が低いほど反力の値が高いことが分かる。加工反力が高いということは転位の消滅が少ないことに匹敵すると考えるとこれらの中でより低温であるほど結晶粒径が微細になることが期待される。因みに、４００℃では１４１ｋＮ、６００℃では１００Ｎ、９００℃では５６Ｎであった。
【００４１】
５０％加工における試料断面中の塑性相当歪分布をＦＩＭ（有限要素法）計算した結果（鉄と鋼  Ｖｏｌ．８６  （２０００）  Ｎｏ．１２）を図５に示す。これから５０％圧縮においては試料中心部の塑性相当歪は１．１になることが分かる。これより、本発明材製造に必要な条件である付加すべき加工歪量として塑性相当歪１．１という値が導かれる。
【００４２】
実施例１，２のプロセス後の試料のビッカース硬度分布を図６に示す。これより、中心部のＨＶは４００℃加工（実施例１）で５０８、６００℃加工（実施例２）で４９５、９００℃加工（比較例１）で４８８と低温で加工したものが大きい値を示していることが分かる。これは１２００℃でγ化したままで加工を経ない試料（比較例２）がＨＶ＝４２３であることを考慮すれば加工による効果が明らかである。
【００４３】
試料の平均粒径と硬度の関係を図７に示す。ここで、粒径の−１／２乗と硬度とが線形関係にあり、粒径を小さくするほど、硬度が上昇することが分かる。粒径を決定したＥＢＳＤ測定からの大角粒（方位差角＞１５度）を図８に示す。これより、実施例１、２（４００℃及び６００℃加工）の粒径は比較例１（６００℃加工）の粒径より圧倒的に細かいことが見られる。
このように本発明において従来得られなかった超微細粒のマルテンサイト組織が得られた理由を次に述べる。本発明で用いた組成は０．１％Ｃ−２％Ｓｉ−５％Ｍｎが基本であるが、この組成はオーステナイト（γ）の安定性を非常に高めることが我々の実験から明らかになった。すなわち、１２００℃で完全に試料全体をγ化し、冷却によって４００℃に温度を下げた時点においても組織は１００％γ状態である。ここで５０％の圧下をかけるわけであるが、通常の鋼であればこの加工によりγ→α変態が進行してしまうところを、この鋼は非常にγ安定度が高いために、相変態が起こらない。この後、空冷により、３４０℃付近に冷却され、初めてＭＳ点（マルテンサイト変態開始点）に達し、マルテンサイト化する。γ粒の微細化は加工温度がより低温であるほど、より微細に再結晶化することを想定すると、本発明鋼は超微細γ組織から３４０℃付近でマルテンサイト化するために、粗大化が抑制され、超微細組織を保ったままマルテンサイト組織が得られたと考えられる。
【００４４】
実験結果のまとめを表２に示す。このように本発明鋼は比較鋼に比べ、小さい粒径を有し、高い硬度を有していることが明らかに認められる。
【表２】
0005896458.tif 000008
【産業上の利用可能性】
【００４５】
本発明は、建造物や橋梁等の構造物、自動車の足回り鋼、機械用歯車等部品に使用される鋼であって、特に高に優れた厚鋼板や棒鋼・鋼線等の非調質鋼に関するものである。
【図１】
0005896458.tif 000009
【図２】
0005896458.tif 000010
【図３】
0005896458.tif 000011
【図４】
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【図５】
0005896458.tif 000013
【図６】
0005896458.tif 000014
【図７】
0005896458.tif 000015
【図８】
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