(57)【要約】【課題】熱間加工による成形が可能であって、しかも、２４０ＧＰａ以上のヤング率を有する溶製法で製造された高強度高剛性鋼の提供。【解決手段】溶鋼を鋳造して製造された高強度高剛性鋼であって、Ｆｅ基合金のマトリックス中に六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物が体積分率で合計１０〜３５％分散し、且つ、前記六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする高強度高剛性鋼。六方晶系硼化物が、ＴｉＢ２　、ＶＢ２　、ＮｂＢ２　、又はこれらの複合硼化物のいずれか１種以上であり、立方晶系炭窒化物が、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）、Ｈｆ（Ｃ、Ｎ）、又はこれらの複合炭窒化物のいずれか１種以上であれば一層よい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼を鋳造して製造された高強度高剛性鋼であって、Ｆｅ基合金のマトリックス中に六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物が体積分率で合計１０〜３５％分散し、且つ、前記六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする高強度高剛性鋼。
【請求項２】
六方晶系硼化物が、ＴｉＢ２　、ＶＢ２　、ＮｂＢ２　及びこれらの複合硼化物のうちの１種以上であり、立方晶系炭窒化物が、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）、Ｈｆ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合炭窒化物のうちの１種以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度高剛性鋼。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．２〜１．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１〜１２％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｂ：０．５〜３．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０〜１２％、Ｎｂ：０〜１２％、Ｔａ：０〜１％、Ｈｆ：０〜１％、Ｃａ：０〜０．００７％、Ｍｇ：０〜０．００７％及びＮｄ：０〜０．００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記▲１▼式で表されるＳＢが１００を超えて１０５０未満、下記▲２▼式で表されるＳＣが５０を超えて５５０未満であることを特徴とする請求項２に記載の高強度高剛性鋼。
2004035948.tif 000009
但し、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．２〜１．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１〜１２％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｂ：０．５〜３．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０〜１２％、Ｎｂ：０〜１２％、Ｔａ：０〜１％、Ｈｆ：０〜１％、Ｃａ：０〜０．００７％、Ｍｇ：０〜０．００７％及びＮｄ：０〜０．００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＳＢが１００を超えて１０５０未満、前記▲２▼式で表されるＳＣが５０を超えて５５０未満である鋼における各元素の化合物を鋼中に完全に溶解させた溶鋼の鋳造過程で、先ず六方晶系硼化物又は立方晶系炭窒化物を晶出させ、次いで、残留溶鋼から六方晶系硼化物、立方晶系炭窒化物及びＦｅマトリックス相の３相を晶出させて鋼塊とし、この鋼塊を３００℃以下の温度域まで冷却し、更に下記▲４▼式で表されるＨＴ（℃）以下の温度で均質化処理を行った後、ＨＴ（℃）以下の温度で総減面率が５０％以上となる熱間加工を行い、この後更に、８５０〜１０５０℃で焼ならしを行って３００℃以下まで冷却し、次いで、７００℃以下で焼戻し処理することを特徴とする高強度高剛性鋼の製造方法。
2004035948.tif 000010
但し、▲４▼式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用材料、ロボット用材料、スポーツ用品用材料等の剛性を必要とする構造部材に好適な高強度高剛性鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、自動車用材料の場合、燃費向上を図るための軽量化や、乗り心地の向上を目的として、高強度高剛性材料の需要が増えている。
【０００３】
剛性を表す指標としては、ヤング率を挙げることができ、従来、Ｆｅ基合金（以下、鋼ともいう）の場合には、合金化、つまり、合金元素の添加によって等方的なヤング率を高めることが行われ、又、集合組織を発達させることによって或る特定方向のヤング率を高めることが行われてきた。
【０００４】
しかしながら、合金化によって鋼のヤング率向上に寄与する元素は、Ｃｒ、Ｃｏ及びＲｅに限られ、しかも、鋼にこれらの元素を含有させた場合でもヤング率は高々数％しか向上しない。一方、鋼のヤング率向上のために集合組織を利用する場合にはヤング率の異方性が大きく、したがって、構造部材への適用には限界があった。
【０００５】
近年、高いヤング率を持つ粒子をマトリックス中に分散させた高ヤング率の複合材料が検討されている。
【０００６】
一般に、複合材料のヤング率は、社団法人日本機械学会編集の「金属材料の弾性係数」（発行日：１９８０年１０月３１日、発行者：社団法人日本機械学会）に記載されているように、分散粒子の体積率によって決定され、分散粒子のヤング率が大きいほど、又、その含有量が多いほど大きく向上する。すなわち、ヤング率の複合則に従えば、マトリックスがα−Ｆｅ（フェライト）の場合には、例えば、約２５ｖｏｌ％のＳｉＣ、約３０％ｖｏｌ％のＡｌ２Ｏ３、約１５ｖｏｌ％のＴｉＢ２　、約２０ｖｏｌ％のＴｉＣのいずれかをマトリックス中に分散させることで、ヤング率は２５０ＧＰａになって、通常の値である２１０ＧＰａから約２０％も向上する。
【０００７】
しかし、上記の割合で高いヤング率を持つ粒子をフェライトマトリックス中に分散させるためには、多量の合金元素を添加する必要があり、したがって、通常の溶製、熱間加工の工程を経て高剛性鋼を製造することは困難である。
【０００８】
このため、溶製法で高剛性鋼を製造するには、例えば、特開平１０−６８０４８号公報に開示された技術のように、鉄又は鉄合金中に化合物を構成する元素が完全に溶解する温度以上に加熱し、冷却、凝固時に化合物を晶出又は析出させるか、又は、特開２００１−５９１４６号公報に開示された技術のように、所定の割合で合金原料を配合し、真空中又は不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型又はセラミックス型へ鋳造することが必要になる。
【０００９】
しかし、このようにして製造した鋼の場合でも、溶鋼から晶出する初晶粒子が凝集・粗大化すると、分散粒子とマトリックス間の界面の密着性が低下し、界面に割れやボイドなどの欠陥が生じやすくなり、材料中にこうした欠陥が生じると、ヤング率の大きな低下が避けられない。更に、欠陥が生じた材料に熱間加工などの変形を加えると、欠陥が増大するのでヤング率の低下が一層大きくなる。このため、高剛性粒子を体積分率で１０％含むような溶製鋼では、ヤング率の複合則が成立せず、特に、熱間加工などの工程を経た鋼においては、例えば２４０ＧＰａというような所望の高いヤング率が得られず、しかも、粗大な粒子の影響で延性及び靱性が極めて低くなってしまうという問題があった。
【００１０】
したがって、高剛性鋼の製造は、例えば、特開平５−２３９５０４号公報に開示されているように、メカニカルアロイング法を用いるものが主流であった。しかし、メカニカルアロイング法ではコストが嵩むうえに、大型部品の製造ができないという問題がある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたもので、その目的は溶製法で製造した高剛性粒子を体積分率で１０％以上含む鋼であっても、熱間加工による成形が可能で、しかも、２４０ＧＰａ以上のヤング率を有し、例えば、自動車用材料、ロボット用材料及びスポーツ用品用材料等、構造部材として好適な高強度高剛性鋼とその製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す高強度高剛性鋼、及び（４）に示す高強度高剛性鋼の製造方法にある。
【００１３】
（１）溶鋼を鋳造して製造された高強度高剛性鋼であって、Ｆｅ基合金のマトリックス中に六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物が体積分率で合計１０〜３５％分散し、且つ、前記六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする高強度高剛性鋼。
【００１４】
（２）六方晶系硼化物が、ＴｉＢ２　、ＶＢ２　、ＮｂＢ２　及びこれらの複合硼化物のうちの１種以上であり、立方晶系炭窒化物が、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）、Ｈｆ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合炭窒化物のうちの１種以上であることを特徴とする上記（１）に記載の高強度高剛性鋼。
【００１５】
（３）質量％で、Ｃ：０．２〜１．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１〜１２％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｂ：０．５〜３．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０〜１２％、Ｎｂ：０〜１２％、Ｔａ：０〜１％、Ｈｆ：０〜１％、Ｃａ：０〜０．００７％、Ｍｇ：０〜０．００７％及びＮｄ：０〜０．００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記▲１▼式で表されるＳＢが１００を超えて１０５０未満、下記▲２▼式で表されるＳＣが５０を超えて５５０未満であることを特徴とする上記（２）に記載の高強度高剛性鋼。
【００１６】
2004035948.tif 000002
但し、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００１７】
（４）質量％で、Ｃ：０．２〜１．７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１〜１２％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｂ：０．５〜３．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｖ：０〜１２％、Ｎｂ：０〜１２％、Ｔａ：０〜１％、Ｈｆ：０〜１％、Ｃａ：０〜０．００７％、Ｍｇ：０〜０．００７％及びＮｄ：０〜０．００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＳＢが１００を超えて１０５０未満、前記▲２▼式で表されるＳＣが５０を超えて５５０未満である鋼における各元素の化合物を鋼中に完全に溶解させた溶鋼の鋳造過程で、先ず六方晶系硼化物又は立方晶系炭窒化物を晶出させ、次いで、残留溶鋼から六方晶系硼化物、立方晶系炭窒化物及びＦｅマトリックス相の３相を晶出させて鋼塊とし、この鋼塊を３００℃以下の温度域まで冷却し、更に下記▲４▼式で表されるＨＴ（℃）以下の温度で均質化処理を行った後、ＨＴ（℃）以下の温度で総減面率が５０％以上となる熱間加工を行い、この後更に、８５０〜１０５０℃で焼ならしを行って３００℃以下まで冷却し、次いで、７００℃以下で焼戻し処理することを特徴とする高強度高剛性鋼の製造方法。
【００１８】
2004035948.tif 000003
但し、▲４▼式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００１９】
本発明でいう「粒径」とは、具体的には個々の粒子の短径と長径の和の１／２で定義される値をいう。
【００２０】
本発明で規定する六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は、例えば、鋼中の晶出物又は析出物を電解抽出法等の通常の方法によって抽出し、得られた残渣をＸ線回折することによって確認することができる。
【００２１】
ＴｉＢ２　、ＶＢ２　及びＮｂＢ２　の複合硼化物とは、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ及びＮｂから選択されるいずれか２種以上として「ＸＢ２　」で表される硼化物、具体的には、例えば、（Ｔｉ、Ｖ）Ｂ２　、（Ｖ、Ｎｂ）Ｂ２　や（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｂ２　などを指す。又、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）及びＨｆ（Ｃ、Ｎ）の複合炭窒化物とは、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＨｆから選択されるいずれか２種以上として「Ｘ（Ｃ、Ｎ）」で表される炭窒化物、具体的には、例えば、（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）、（Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ）（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ）（Ｃ、Ｎ）や（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）などを指す。
【００２２】
なお、上記の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は、その生成形態から下記（イ）〜（ハ）の３種類に分けられる。
【００２３】
（イ）初晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物：
鋳造の冷却過程で溶鋼から初めに晶出するものであって、その粒径は１μｍ以上である。
【００２４】
（ロ）共晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物：
上記（イ）の初晶型の硼化物又は炭窒化物が晶出した後、残留溶鋼から硼化物、炭化物及びＦｅマトリックスがほぼ同時に晶出して得られるものであって、その粒径は１μｍ未満である。
【００２５】
（ハ）析出型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物：
鋼が完全に凝固した後の冷却過程、又は凝固後に施される熱処理等の過程で形成されるものであって、その粒径は０．１μｍ以下である。
【００２６】
ここで、上記（イ）と（ロ）の晶出型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いて観察できるし、（ハ）の析出型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いることにより観察することができる。
【００２７】
本発明者らは、溶製法によって製造した場合にも安定して微細且つ均一に晶出又は析出し、鋳造ままの材料だけではなく、鋳造後に熱間加工を加えても高いヤング率を確保させることができる分散粒子を見出すために、鋼の化学組成に加えて、鋳造条件、熱処理条件や熱間加工といった製造条件を種々変えて検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｉ）の知見を得た。
【００２８】
（ａ）溶鋼の鋳造時に生成する化合物のうち、高いヤング率を有するのは、六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物である。すなわち溶製鋼の場合には、上記の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物以外の化合物は、その化合物中にＦｅが分配され、化合物自体のヤング率が低下してしまう。これに対し、溶製鋼の場合であっても六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物中にＦｅはほとんど分配されないので、高いヤング率が確保される。したがって、六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は溶製鋼の高ヤング率化に有効である。
【００２９】
（ｂ）六方晶系硼化物のうちでも、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ及びＮｂから選択される１種以上として、「ＸＢ２　」で表される六方晶系硼化物が最も高いヤング率を有し、溶製鋼を高ヤング率化するのに適している。
【００３０】
（ｃ）立方晶系炭窒化物のうちでも、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＨｆから選択される１種以上として、「Ｘ（Ｃ、Ｎ）」で表される立方晶系炭窒化物が最も高いヤング率を有し、溶製鋼を高ヤング率化するのに有効である。
【００３１】
（ｄ）析出により得られた立方晶系炭窒化物は、強力な析出強化作用も有する。
【００３２】
（ｅ）六方晶系硼化物と立方晶系炭窒化物のいずれか一方で溶製鋼の高ヤング率化を実現するためには、前者の場合にはＢを後者の場合にはＣを、それぞれ多量の合金元素とともに添加する必要があるが、これらの場合には、溶鋼を鋳造する際の冷却過程で、溶鋼中に２０μｍを超える粒径の粗大な六方晶系硼化物又は立方晶系炭窒化物が晶出し、更にこれらが溶鋼中で凝集粗大化する。このような粒径が２０μｍを超える粗大な六方晶系硼化物又は立方晶系炭窒化物はＦｅマトリックスの界面との密着性が低いので、鋼のヤング率が低下してしまう。更に、鋳造後、熱間加工などの塑性変形を加えて成形すると、六方晶系硼化物又は立方晶系炭窒化物とＦｅマトリックス間に欠陥が生じて、ヤング率の一層の低下が生じる。このため、上記の場合には、鋳造ままの材料や熱間加工材において粒子の体積分率が１０％を超えると、ヤング率の複合則が成立せず、例えば２４０ＧＰａという高いヤング率を実現させることが困難である。
【００３３】
（ｆ）ＣとＢの双方を含む溶鋼から六方晶系硼化物と立方晶系炭窒化物のいずれか一方又は双方が晶出する場合、六方晶系硼化物に対してはＣが、又、立方晶系炭窒化物に対してはＢが、それぞれ界面エネルギーを低下させるので、初晶の六方晶系硼化物又は／及び初晶の立方晶系炭窒化物の凝集粗大化が抑制される。更に、初晶の六方晶系硼化物又は／及び立方晶系炭窒化物が晶出した後、低温の残留溶鋼から六方晶系硼化物、立方晶系炭窒化物及びＦｅマトリックス相をほぼ同時に晶出（共晶）させることにより、晶出粒子の粒径は２０μｍ以下となる。その結果、鋳造ままの材料だけではなく、その後に熱間加工を加えてもヤング率は低下せず、粒子の体積分率が１０〜３５％の範囲でもヤング率の複合則が成立する。
【００３４】
（ｇ）上記（ｆ）に記載の凝固形態を、鋳造時の通常の冷却条件、例えば、０．０５〜１℃／秒の冷却速度範囲で実現するためには、六方晶系硼化物と溶鋼が共存する温度範囲（固液共存域）及び、立方晶系炭窒化物と溶鋼が共存する温度範囲（固液共存域）を各々下記のようにすればよい。
【００３５】
・１００℃＜溶鋼と六方晶系硼化物の共存温度域＜１０５０℃、
・５０℃＜溶鋼と立方晶系炭窒化物の共存温度域＜５５０℃。
【００３６】
そこで、上記の温度範囲について、示差熱分析や、各温度域からの凍結組織を観察し、成分元素の影響を調査した。その結果、上記の溶鋼と六方晶系硼化物の共存温度域及び溶鋼と立方晶系炭窒化物の共存温度域はそれぞれ下記のＳＢ指数及びＳＣ指数で表記できることが明らかとなった。
【００３７】
すなわち、上記（ｆ）に記載の凝固形態を実現するためには、各式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、下記▲１▼式で表されるＳＢが１００を超えて１０５０未満、下記▲２▼式で表されるＳＣが５０を超えて５５０未満となればよい。
【００３８】
2004035948.tif 000004
【００３９】
（ｈ）特定の化学組成を有し、且つ、前記（ｇ）の条件を満足する場合には、オーステナイト安定域で熱間加工を行えば、ヤング率の低下を最小限に抑えることができる。オーステナイト域の上限ＨＴ（℃）は式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として前記▲４▼の実験式で表すことができ、したがって、ＨＴ（℃）以下の温度で熱間加工を行えばよい。
【００４０】
（ｉ）７００℃以下の温度で焼戻し処理することによって、微細炭化物が析出し、鋼を高強度化することができる。
【００４１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００４２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００４３】
（Ａ）Ｆｅ基合金のマトリックス中の粒子
ヤング率を高め、鋼に２４０ＧＰａ以上のヤング率を確保させるためには、六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物をＦｅ基合金のマトリックス中に体積分率で合計１０％以上分散させなければならない。一方、Ｆｅ基合金のマトリックス中に分散する六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物が体積分率で合計３５％を超えると、ヤング率が低下する上に、鋼塊に割れやポロシティーが発生し、その後の加工が困難となる。したがって、本発明においては、Ｆｅ基合金のマトリックス中に六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物を体積分率で合計１０〜３５％分散させることとした。
【００４４】
本発明で規定する六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物には、既に述べた粒径が１μｍ以上の初晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物、粒径が１μｍ未満の共晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物、及び、粒径が０．１μｍ以下の析出型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物のいずれをも含む。
【００４５】
ここで、或る相の組成、結晶構造及び体積割合は、鋼中のＦｅマトリックス以外の粒子を電解抽出し、得られた残渣の定量化学分析、Ｘ線回折強度測定、個々の粒子のＥＤＸ分析及び鋼の密度測定によって求めることができる。
【００４６】
前記した晶出型及び析出型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いて観察することができるので、観察によって得られた像を画像解析して短径と長径を測定し、その和の１／２から各粒子の粒径を求めることができる。六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物に関し、上記のようにして求めた粒径が２０μｍを超える場合には、所望の２４０ＧＰａ以上の高いヤング率を安定して確保することが困難となる。したがって、Ｆｅ基合金のマトリックス中に体積分率で合計１０〜３５％分散する六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の粒径を２０μｍ以下とした。なお、上記六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の粒径の下限値は規定する必要はないが、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡で観察できる５ｎｍ程度を下限値としてもよい。
【００４７】
なお、Ｆｅ基合金のマトリックス中に体積分率で合計１０〜３５％分散する六方晶系硼化物と立方晶系炭窒化物の割合は、５：１〜１：１であることが好ましい。この条件を満たすことで極めて健全な鋼塊が得られる。
【００４８】
Ｆｅ基合金のマトリックス中に体積分率で立方晶系炭窒化物とともに合計で１０〜３５％分散させる粒子としての六方晶系硼化物は、ＴｉＢ２　、ＶＢ２　、ＮｂＢ２　及びこれらの複合硼化物のうちの１種以上であることが好ましい。なお、ＴｉＢ２　、ＶＢ２　及びＮｂＢ２　の複合硼化物とは、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ及びＮｂから選択されるいずれか２種以上として「ＸＢ２　」で表される硼化物、具体的には、例えば、（Ｔｉ、Ｖ）Ｂ２　、（Ｖ、Ｎｂ）Ｂ２　や（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｂ２　などを指すことは既に述べたとおりである。
【００４９】
更に、Ｆｅ基合金のマトリックス中に体積分率で六方晶系硼化物とともに合計１０〜３５％分散させる粒子としての立方晶系炭窒化物は、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）、Ｈｆ（Ｃ、Ｎ）及びこれらの複合炭窒化物のうちの１種以上であることが好ましい。なお、既に述べたように、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）又はＨｆ（Ｃ、Ｎ）の複合炭窒化物とは、「Ｘ」をＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ及びＨａから選択されるいずれか２種以上として「Ｘ（Ｃ、Ｎ）」で表される炭窒化物、具体的には、例えば、（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）、（Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ）（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ）（Ｃ、Ｎ）や（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）などを指す。
【００５０】
（Ｂ）鋼の化学組成
次に、本発明に係る高強度高剛性鋼の好ましい化学組成に関して説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００５１】
Ｃ：０．２〜１．７％
Ｃは、立方晶系炭窒化物を形成し、鋼のヤング率及び強度を高めるのに有効な元素である。更に、溶鋼中で晶出した硼化物の凝集粗大化を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．２％未満の場合には、立方晶系炭窒化物の晶出量が少なく、所望の２４０ＧＰａ以上のヤング率が得られない場合がある。一方、その含有量が１．７％を超えると、晶出した炭窒化物が粗大化しやすくなって、所望のヤング率が得られない上に、鋳造性や熱間加工性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、Ｃの含有量は０．２〜１．７％とするのがよい。Ｃの含有量は、０．３〜１．２％であれば一層好ましく、０．４〜０．８％であれば極めて好ましい。
【００５２】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では効果が得難い場合がある。一方、鋼がＴｉ、Ｖ及びＮｂなどを多量に含むと、粒界にラーベス相などの金属間化合物が生成しやすくなり、特に、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると粒界金属間化合物が粗大化する場合がある。ラーベス相などの金属間化合物は熱間加工性の大きな低下をもたらす上に、ラーベス相自体が低ヤング率粒子であることから鋼のヤング率が低下してしまう。したがって、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５％とするのがよい。Ｓｉの含有量の上限は０．３％であることが更に望ましく、０．２％であれば一層よい。
【００５３】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
本発明に係る高強度高剛性鋼は、特定のオーステナイト領域で均質化処理を行うことにより、加工性、強度が高まる。このため、オーステナイト安定化元素であるＭｎを用いてオーステナイト域を広げるのがよい。Ｍｎには、鋼の不純物であるＳを固定して、熱間加工性を高める作用もある。しかし、Ｍｎの含有量が０．２％未満では前記の効果が得られない場合がある。一方、その含有量が１．５％を超えると、ヤング率を低下させるＭ２３Ｃ６　型の炭化物が生成しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．２〜１．５％とするのがよい。Ｍｎの含有量は、０．８〜１．２％であれば一層好ましい。
【００５４】
Ｔｉ：１〜１２％
Ｔｉは、ＴｉＢ２　、（Ｔｉ、Ｖ）Ｂ２　等の六方晶系硼化物、及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）等の立方晶系炭窒化物を形成して鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。更に、鋼の高強度化にも有効である。しかし、その含有量が１％未満の場合には、前記の効果が得られない場合がある。一方、その含有量が１２％を超えると、六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物が粗大化し、ヤング率が低下する場合がある。したがって、Ｔｉの含有量は１〜１２％とするのがよい。Ｔｉの含有量は、３〜１０％であれば一層好ましく、５〜９％であればより一層好ましく、７〜８％であれば極めて好ましい。
【００５５】
Ｍｏ：０．１〜２％
Ｍｏは、マトリックス中に固溶した状態で存在すると、粒界を強化して熱間加工性を著しく改善する作用を有する。更に、鋼の強度を高める作用も有する。しかし、その含有量が０．１％未満の場合には、前記の効果が得られない場合がある。一方、Ｍｏを２％を超えて含有させても、その効果は飽和する場合がありコストが嵩んでしまう。したがって、Ｍｏの含有量は０．１〜２％とするのがよい。Ｍｏの含有量のより望ましい範囲は０．２〜１％であり、０．３〜０．７％であれば極めて好ましい。
【００５６】
Ｂ：０．５〜３．２％
Ｂは、六方晶系硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．５％未満の場合には、形成される六方晶系硼化物の量が少なく、所望の２４０ＧＰａ以上のヤング率が得られない場合がある。一方、その含有量が３．２％を超えると、晶出する硼化物が粗大化し、ヤング率が低下する上に、熱間加工性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、Ｂの含有量は０．５〜３．２％とするのがよい。Ｂの含有量は１．０〜３．０％であれば一層好ましく、１．８〜２．７％であればより一層好ましく、２．０〜２．４％であれば極めて好ましい。
【００５７】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、立方晶系炭窒化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満の場合には、前記の効果が得られない場合がある。一方、その含有量が０．０１％を超えると、熱間加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｎの含有量は０．００１〜０．０１％とするのがよい。Ｎ含有量のより望ましい範囲は、０．００３〜０．００７％である。
【００５８】
本発明に係る高強度高剛性鋼は、上記のＣからＮまでの元素、Ｆｅ及び不純物以外に、更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＴａから選択される１種以上、又は／及びＣａ、Ｍｇ及びＮｄから選択される１種以上を選択的に含有していてもよい。
【００５９】
Ｖ：０〜１２％
Ｖは、添加すれば、ＶＢ２　、（Ｔｉ、Ｖ）Ｂ２　等の六方晶系硼化物、及びＶ（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）等の立方晶系炭窒化物を形成して鋼のヤング率を高める作用を有する。又、鋼の強度を高める作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｖは０．５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１２％を超えると加工性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｖの含有量は０〜１２％とするのがよい。
【００６０】
Ｎｂ：０〜１２％
Ｎｂは、添加すれば、ＮｂＢ２　、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｂ２　等の六方晶系硼化物、及びＮｂ（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）等の立方晶系炭窒化物を形成して鋼のヤング率を高める作用を有する。又、熱間加工性を高める作用や鋼の強度を高める作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｎｂは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１２％を超えると加工性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｎｂの含有量は０〜１２％とするのがよい。
【００６１】
Ｔａ：０〜１％
Ｔａは、添加すれば、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）等の立方晶系炭窒化物を形成して鋼のヤング率を高める作用を有する。上記立方晶系炭窒化物は、凝固組織の微細化及び結晶粒の微細化作用を有し、こうした作用を通じて粒界偏析を低減させるので、熱間加工性を高める作用もある。更に、鋼の高強度化にも有効である。これらの効果を確実に得るには、Ｔａは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１％を超えると加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｔａの含有量は０〜１％とするのがよい。
【００６２】
Ｈｆ：０〜１％
Ｈｆは、添加すれば、Ｈｆ（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｈｆ）（Ｃ、Ｎ）等の立方晶系炭窒化物を形成して鋼のヤング率を高める作用を有する。上記立方晶系炭窒化物は、凝固組織の微細化及び結晶粒の微細化作用を有し、こうした作用を通じて粒界偏析を低減させるので、熱間加工性を高める作用もある。更に、鋼の高強度化にも有効である。これらの効果を確実に得るには、Ｈｆは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１％を超えると加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｈｆの含有量は０〜１％とするのがよい。
Ｃａ：０〜０．００７％
Ｃａは、添加すれば、鋼の不純物であるＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋳造性や熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００７％を超えると介在物が粗大化して熱間加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｃａの含有量は０〜０．００７％とするのがよい。
Ｍｇ：０〜０．００７％
Ｍｇは、添加すれば、鋼の不純物であるＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋳造性や熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００７％を超えると介在物が粗大化して熱間加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｍｇの含有量は０〜０．００７％とするのがよい。
Ｎｄ：０〜０．００７％
Ｎｄは、添加すれば、鋼の不純物であるＳ及びＯ（酸素）を固定して、鋳造性や熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｄは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００７％を超えると介在物が粗大化して熱間加工性の低下を招く場合がある。したがって、Ｎｄの含有量は０〜０．００７％とするのがよい。
（Ｃ）鋼の製造方法
次に、本発明に係る高強度高剛性鋼の製造条件の一例について説明する。
【００６３】
（Ｃ−１）溶製条件
本発明に係る高強度高剛性鋼の組織を得るためには、前記（Ｂ）項で述べた化学組成に加えて、溶鋼と六方晶系硼化物の共存温度域に係る前記▲１▼式で表されるＳＢ及び、溶鋼と立方晶系炭窒化物の共存温度域に係る前記▲２▼式で表されるＳＣが、それぞれ、
１００＜ＳＢ＜１０５０、
５０＜ＳＣ＜５５０、
を満たす合金組成を選択し、各元素の化合物を鋼中に完全に溶解させた後、適正な凝固形態が得られるように鋳造することが望ましい。
【００６４】
なお、ＳＢの値が１０５０以上になると、初晶の六方晶系硼化物の粒径が２０μｍを超えて、鋳造ままの材料又は熱間加工材のヤング率の低下をもたらす場合がある。一方、ＳＢの値が１００以下になると、溶鋼から晶出する六方晶系硼化物の量が不十分となって、所望の２４０ＧＰａ以上のヤング率が得られない場合がある。
【００６５】
又、ＳＣの値が５５０以上になると、初晶の立方晶系炭窒化物の粒径が２０μｍを超えて、鋳造ままの材料又は熱間加工材のヤング率の低下をもたらす場合がある。一方、ＳＣの値が５０以下になると、溶鋼から晶出する立方晶系炭窒化物の量が不十分となって、所望の２４０ＧＰａ以上のヤング率が得られない場合がある。
【００６６】
（Ｃ−２）鋳造条件
前記（Ｂ）項で述べた化学組成に加えて、▲１▼式及び▲２▼式で表されるＳＢとＳＣが
１００＜ＳＢ＜１０５０、
及び
５０＜ＳＣ＜５５０、
を満たす鋼における各元素の化合物を鋼中に完全に溶解させた後の鋳造時の冷却過程で、先ず、六方晶系硼化物と立方晶系炭窒化物のいずれか一方又は双方を晶出させ、次いで、残留溶鋼から六方晶系硼化物、立方晶系炭窒化物及びＦｅマトリックス相の３相をほぼ同時に晶出（共晶）させることが望ましい。初晶をδフェライトなどのＦｅマトリックスとする場合には、ヤング率の低い斜方晶の硼化物やＦｅ含有量の多い炭化物が安定晶出又は析出して、本発明で規定する六方晶系硼化物や立方晶系炭窒化物が十分晶出しないことになって、所望の２４０ＧＰａ以上のヤング率が得られない場合がある。又、六方晶系硼化物、立方晶系炭窒化物及びＦｅマトリックス相の３相のほぼ同時の晶出（共晶）過程を経なければ、粒子の分散状態が不均一となって熱間加工性が低下したり、熱間加工時の変形の不均一性によって、マトリックスと粒子の界面に欠陥が生じやすくなって熱間加工後のヤング率の低下が大きくなる場合がある。
【００６７】
▲１▼式及び▲２▼式で表されるＳＢとＳＣが
１００＜ＳＢ＜１０５０、
及び
５０＜ＳＣ＜５５０、
を満足する合金組成であれば、鋳造時の冷却速度が０．０５〜１℃／秒の範囲で、所望の凝固形態を安定、且つ容易に実現できる。なお、鋳造時の冷却速度が１℃／秒を超える場合には、初晶の六方晶系硼化物や立方晶系炭窒化物の粒径が２０μｍを超える場合がある。又、冷却速度が０．０５℃／秒未満では、マトリックスと分散粒子の熱収縮量の差が顕著となり、マトリックスと分散粒子の界面で欠陥が生ずる場合がある。したがって、鋳造に際しては冷却速度を０．０５〜１℃／秒として鋼塊にするのがよい。
【００６８】
なお、鋼塊は３００℃以下の温度域まで冷却するのがよい。３００℃以下の温度域まで冷却してマトリックスをマルテンサイト相に変態させると、その後の焼戻し過程で析出する炭窒化物が微細化して高強度化できるからである。更に、３００℃以下の温度域まで冷却することによって、粒界脆化を防止することができる。
【００６９】
（Ｃ−３）均質化処理条件
本発明に係る高強度高剛性鋼は、特定のオーステナイト領域で均質化処理を行うことにより、加工性及び強度を高めることができる。既に述べたように、オーステナイト域の上限（ＨＴ℃）は式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、前記▲４▼の実験式で表すことができるので、ＨＴ℃以下の温度で均質化処理すればよい。なお、均質化処理は、オーステナイト域上限である上記ＨＴ℃の近傍で行うことが望ましい。
【００７０】
上記均質化処理における保持時間は２〜６時間程度であればよい。
【００７１】
この均質化処理に続けて、熱間加工を行い所望の形状に仕上げてもよいし、均質化処理後に一旦冷却し、その後、均質化処理と同様にオーステナイト領域に再度加熱してから熱間加工を施して所望の形状に仕上げてもよい。
【００７２】
（Ｃ−４）熱間加工条件
熱間加工によってＦｅマトリックスの結晶粒を微細化することにより、強度及び靱性を高めることができる。
【００７３】
ここで、上記（Ｃ−３）項に述べたようにして均質化処理された鋼塊、或いは、均質化処理後に再度加熱処理された鋼塊に対しては、総減面率が５０％以上となる熱間加工を行って所望の形状に仕上げるのがよい。総減面率を５０％以上とすることで、Ｆｅマトリックスの結晶粒径は２０μｍ以下となり、強度及び靱性が向上する。なお、上記熱間加工における歪速度は、２０／秒以下が望ましい。上記熱間加工における総減面率の上限は特に規定されるものではなく、設備能力から定まる最も高い総減面率や、鋼塊と加工後の仕上げ形状との関係から定まる最も高い総減面率であってもよい。
【００７４】
ここで、上記熱間加工における総減面率とは、鋼塊を熱間加工した際の断面積の減少割合のことをいい、熱間加工前の鋼塊の断面積をＳｂ　、熱間加工後の鋼材の断面積をＳａ　として、｛（Ｓｂ−Ｓａ）／Ｓｂ　｝×１００（％）で表すことができる。
【００７５】
（Ｃ−５）焼ならし条件
一般に、金属材料に加工歪が入るとヤング率が低下する。したがって、熱間加工後、焼ならしを行い、歪を緩和させることが望ましい。
【００７６】
ここで、上記（Ｃ−４）項に述べたようにして総減面率で５０％以上の熱間加工を施された鋼片に対しては、８５０〜１０５０℃で焼ならしを行った後、３００℃以下の温度域まで冷却するのがよい。この処理により、熱間加工時に導入された加工歪が解放されるとともに、六方晶系硼化物及び立方晶系炭化物が析出し、ヤング率が向上するからである。焼ならし後は、Ｆｅマトリックス（オーステナイト）をマルテンサイト相に変態させ、高強度化を図るため上記のように３００℃以下の温度域まで冷却するのがよい。
【００７７】
なお、上記の焼ならし処理における保持時間は０．５〜２時間程度であればよい。
【００７８】
（Ｃ−６）焼戻し条件
焼戻し処理によってマルテンサイト母相にＴｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）などの微細な炭窒化物を析出させれば、一層の高強度化を実現することができる。したがって、上記（Ｃ−５）項に述べたようにして焼ならしされた鋼片に対しては、７００℃以下で焼戻し処理をするのがよい。なお、上記焼戻し処理における保持時間は０．５〜２時間程度であればよい。
【００７９】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００８０】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を、その合金成分のうちＴｉ及びＢ以外の原料を真空中で溶解し、その後、Ｔｉ及びボロン含有合金鉄（フェロボロン）をこの順に添加して完全に溶解し、１５０ｋｇの鋼塊を得た。鋼塊のサイズは、上側直径が２３０ｍｍ、下側直径が１９０ｍｍ、高さが５００ｍｍであり、鋳造時の冷却速度は、表面部が０．５℃／秒程度、中心部が０．１℃／秒程度であった。なお、凝固した鋼塊は常温まで冷却した。
【００８１】
【表１】
2004035948.tif 000005
【００８２】
次いで、上記のようにして得た各鋼塊を高さ２５０ｍｍの位置で２分割し、そのうち上側の鋼塊には表２に示す温度で均質化処理を行い、室温まで冷却した後、表２に示す温度で焼ならし処理及び焼戻し処理を行い、鋼塊の外周部、中心部及び、外周部と中心部の中間部の３箇所からヤング率測定用のサンプル及びミクロ試験片を採取した。なお、以下の説明では、上記の処理を施した材料を「鋳造＋熱処理」材という。
【００８３】
一方、２分割した下側の鋼塊には表２に示す温度で均質化処理を施した後、直ちに熱間鍛伸を行って直径が６０ｍｍ又は８０ｍｍの棒材を得た。この棒材を表２に示す条件で焼ならし処理、焼戻し処理を行ったのち、外周部、中心部及び、外周部と中心部の中間部の３箇所から鋳造軸に平行にヤング率測定用サンプル、引張試験片及びミクロ試験片を採取した。なお、以下の説明では、上記の処理を施した材料を「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材という。
【００８４】
ここで、均質化処理後、焼ならし後及び焼戻し後の冷却は、いずれも大気中放冷とした。
【００８５】
【表２】
2004035948.tif 000006
【００８６】
鏡面研磨したミクロ試料をナイタールで腐食し、走査電子顕微鏡で観察した８視野の像から、初晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物（すなわち、粒径が１μｍ以上である六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物）のうち粒径が最大である粒子を調査した。
【００８７】
なお、上記初晶型の六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物のうちの最大粒子の粒径は、「鋳造＋熱処理」材と「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材のいずれについても、外周部、中心部及び、外周部と中心部の中間部でほとんど差は認められず、又、「鋳造＋熱処理」材と「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材でも差は認められなかった。
【００８８】
例として、表３及び表４に、「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材の中心部における六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物のうちの最大粒子の粒径を示す。
【００８９】
分散粒子の結晶構造の特定は次のようにして行った。すなわち、「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材の中心部から採取したミクロ試料を電解抽出して分散粒子を抽出し、得られた抽出残渣についてＸ線回折して結晶構造を特定した。
【００９０】
分散粒子の体積分率は次のようにして求めた。
【００９１】
すなわち、　（１）「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材の抽出残渣の定量を行い、鋼中に存在する分散粒子の総質量比を求める。　（２）次に、抽出残渣をＸ線回折し、各粒子の回折ピークを特定して各々の積分強度を求める。　（３）積分強度比から、各分散粒子の質量比を求める。　（４）予めＥＤＸ分析により求めておいた各分散粒子の組成から粒子の比重を求める。　（５）各粒子の比重を用いて、体積分率を求める。
【００９２】
表３及び表４に、上記のようにして求めた六方晶系硼化物及び立方晶系炭窒化物の体積分率を併せて示す。なお、表３及び表４においては六方晶系硼化物をＸＢ２　、立方晶系炭窒化物をＸ（Ｃ、Ｎ）と記載し、上記ＸＢ２　及びＸ（Ｃ、Ｎ）以外の分散粒子の体積率も併記した。
【００９３】
【表３】
2004035948.tif 000007
【００９４】
【表４】
2004035948.tif 000008
【００９５】
ヤング率は、厚さが１．５ｍｍ、幅が１０ｍｍで長さが６０ｍｍのヤング率測定用サンプルを用いて、通常の横共振法で共振周波数を測定することにより求めた。
【００９６】
表３及び表４に、「鋳造＋熱処理」材と「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材のそれぞれについて、外周部、中心部及び、外周部と中心部の中間部について求めたヤング率の平均値を整理して示す。
【００９７】
ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の１４Ａ号試験片（直径が８ｍｍで評点距離が５６ｍｍ）を用いて、常温、１／秒の歪速度の条件で引張試験を行った。表３及び表４に、外周部、中心部及び、外周部と中心部の中間部について求めた０．２％耐力の平均値を整理して示す。
【００９８】
表３及び表４から、次のことが明らかである。
【００９９】
Ｃが含まれていない鋼１〜４のうち、ＴｉＢ２　の体積分率が１０％を下回る鋼１及び鋼２の場合、初晶のＴｉＢ２　の最大粒子の粒径はそれぞれ７．０μｍと１６．４μｍで２０μｍ以下であるがヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。一方、鋼３及び鋼４の場合、ＴｉＢ２　の体積分率は１０％以上であるものの、初晶のＴｉＢ２　の最大粒子の粒径が２０μｍを超えているので、やはりヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。更に、「鍛造＋熱処理」材のヤング率に比べて、「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材のヤング率は４〜７ＧＰａ低下している。なお、上記鋼１〜４の０．２％耐力は高々２９９ＭＰａであり、強度が低い。
【０１００】
Ｂが含まれていない鋼５〜８のうち、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の体積分率が１０％を下回る鋼５及び鋼６の場合、初晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径はそれぞれ４．０μｍ及び１９．０μｍと２０μｍ以下であるがヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。又、鋼７及び鋼８の場合、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の体積分率は１０％以上であるものの、初晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径が２０μｍを超えているので、やはりヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。特に、熱間加工を受けた材料のヤング率、つまり「鋳造＋熱間加工＋熱処理」材のヤング率は、「鍛造＋熱処理」材のヤング率に比べて３〜７ＧＰａ低下している。なお、上記鋼５〜８の０．２％耐力は高々５５２ＭＰａである。
【０１０１】
鋼９の場合、初晶のＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径は２０μｍ以下であり、更に、ＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）を複合して含んでいるが、合計の体積分率が１０％に満たないので、ヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。
【０１０２】
これに対し、鋼１０〜２０の場合には、本発明で規定する体積割合のＸＢ２　及びＸ（Ｃ、Ｎ）が確保され、しかも、初晶のＸＢ２　とＸ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径は２０μｍ以下であるため、２４０ＧＰａを超えるヤング率が得られている。
【０１０３】
具体的には、鋼１０〜１２の場合は、ＸＢ２　とＸ（Ｃ、Ｎ）を合計の体積分率で１３〜２１．７％含有し、且つ、初晶のＸＢ２　とＸ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径は１１．０〜１４．８μｍと２０μｍ以下であるため、２４８〜２７５ＧＰａの高いヤング率が得られている。なお、熱間加工を受けた場合でも、ヤング率はほとんど低下してない。
【０１０４】
なお、鋼１３の場合、Ｎｂを含むので０．２％耐力が７２０ＭＰａまで増加している。
【０１０５】
鋼１４の場合は、Ｖを多量に含むことによって、（Ｔｉ、Ｖ）Ｂ２　及び微細な（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）が高密度に分散しており、０．２％耐力で９９８ＭＰａという極めて高い強度が得られている。
【０１０６】
鋼１５の場合は、Ｎｂを多量に含むことによって、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｂ２　及び微細な（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）が高密度に分散しており、０．２％耐力で８８６ＭＰａという高い強度が得られている。
【０１０７】
鋼１６の場合は、Ｖ及びＮｂを複合して含むので、０．２％耐力で９７０ＭＰａという高い強度が得られている。
【０１０８】
鋼１７の場合は、Ｎｄを含むことにより不純物元素が固定され、分散粒子とＦｅマトリックスとの密着性が向上するので、熱間加工後のヤング率が向上している。
【０１０９】
鋼１８の場合は、Ｖを多量に含むことによって、高いヤング率と０．２％耐力で１０１１ＭＰａという極めて高い強度が得られている。
【０１１０】
鋼１９の場合は、ＣａとＮｄを複合して含むので、熱間加工後にヤング率が向上している。
【０１１１】
鋼２０の場合は、Ｖを多量に含む硬質の鋼であるが、Ｍｇを含んでいるので、熱間加工による棒材の仕上げ直径をより小さくした場合、すなわち総減面率が大きい場合でもヤング率が低下していない。
【０１１２】
なお、鋼２１〜２３の場合、マトリックス中に分散する粒子の量は多いが、高ヤング率が得られない。
【０１１３】
すなわち、鋼２１の場合は、ＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）の体積分率は２５．９％であるものの、初晶のＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）の最大粒子の粒径が２０μｍを超えて２４．２μｍであるので、ヤング率は低く、目標の２４０ＧＰａに達していない。
【０１１４】
鋼２２の場合は、ＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）の合計体積分率が５．２％と低く、しかもＦｅマトリックスに分散している粒子の１５％がＦｅ３Ｃ（セメンタイト）であり、Ｆｅ３Ｃのヤング率はＦｅマトリックスより低いため、ヤング率は極めて低い。
【０１１５】
鋼２３の場合は、ＴｉＢ２　とＴｉ（Ｃ、Ｎ）の合計体積分率が２．０％未満と低く、しかも高ヤング率化に寄与しないＦｅ３Ｃを９％、斜方晶系硼化物を１５％含むため、ヤング率は極めて低い。
【０１１６】
【発明の効果】
本発明の高強度高剛性鋼は、溶鋼を鋳造して製造しても、晶出粒子の粗大化が抑制され、熱間加工による成形が可能であって、しかも、２４０ＧＰａ以上のヤング率を有するので、例えば、自動車エンジン用各種部品や、ボルト、各種シャフト類といった大型の構造部材にも利用することができる。