(57)【要約】【課題】高いヤング率を有する鋼を焼結ではなく溶製法で製造できる高剛性鋼及びその製造方法を提供すること。【解決手段】Ｔｉを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物又はその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させた鋼であって、マトリックス相の含有率がホウ化物分散後の質量％でＣ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下を含有し、必要に応じてＮｉ：１４．００％以下、Ｃｒ：２８．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５０〜３．５０％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。溶解は２５０Ｐａ以下の閉空間内で行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であって、鋼全体におけるＣの含有率が０．２０質量％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼。
【請求項２】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＡｌを含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼。
【請求項３】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含有し、さらにＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の任意元素を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下であり、かつ上記任意元素を含有する場合の含有率は、質量％でＮｉ：１４．００％以下、Ｃｒ：２８．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼。
【請求項４】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＣｕを含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５〜３．５％であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼。
【請求項５】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＣｕを含有し、さらにＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の任意元素を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼をマトリックス相に用いた鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５〜３．５％であり、かつ上記任意元素を含有する場合の含有率は、質量％でＮｉ：１４．００％以下、Ｃｒ：２８．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼。
【請求項６】
気圧が２５０Ｐａ以下の閉空間の中でマトリックス相となる鋼の原料を溶解すると共に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、及び６Ａ族元素を含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を最終的に得られるマトリックス相中に分散させるための第一原料であるＢを含む合金を溶解し、
最後に、上記ホウ化物又は／及びその複合化物を最終的に得られるマトリックス相中に分散させるための第二原料である４Ａ族元素、５Ａ族元素、及び６Ａ族元素を含むグループから選択される１種以上の元素を含む合金を添加し、溶解させた後、鋳型内に鋳造することを特徴とする高剛性鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高いヤング率を有し、かつ溶製法で製造可能な高剛性鋼及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼材料は最も安価で容易に大量生産が可能なことから、機械構造部材に最も多く使用されている。これらの構造部材には、使用されている部位によって様々な要求特性が存在するが、共通している大きな要求事項は、以前から変化はなく、それは軽量化である。なぜなら、軽量化は、例えば自動車、トラックなどの製品においては、製品を使用する際のエネルギー消費量を低下させ、省エネに大きな効果の得られることが客観的に証明されているからである。しかしながら、軽量化を達成することは、大きな困難を伴うことが多い。すなわち、軽量化の達成を検討する際には、部品寸法を小さくしても、必要な強度が確保できているかという点と、実際の使用中に負荷される力によって生じる弾性変形量（撓み、ねじれ等）が問題とならないレベル以下に抑えられているかという点の解決が避けて通れないからである。
【０００３】
このうち、前者の問題については、鉄鋼材料は多数の添加元素を適量添加することが可能であり、その添加による効果によって、固溶強化、析出強化を図ったり、最適な熱処理を行うことによって、材料の高強度化を図ることができ、現在まで多数の問題を解決してきた。
【０００４】
しかしながら、後者については、従来から決定的な解決方法が見出されていない。すなわち、固溶強化、析出強化、熱処理による強化のどの手段で鋼を強化しても、鉄鋼材料のヤング率は大きく変化することがなく、高強度化して軽量化すればするほど部品寸法は小さくなって、部品自体の剛性は低下するから、変形量としては逆に増加してしまうからである。また、鉄鋼材料以外の材料への変更も考えられないわけではないが、Ｍｇ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等鉄合金より密度の小さい他の合金は、全て鉄鋼材料に比べヤング率が著しく低く、使用合金の変更によっても問題を解決することができないのである。従って、従来の技術では、使用中の負荷応力に耐えうる強度が得られていても、弾性変形量の面で問題があると、部品寸法を大きくして弾性変形量を小さく抑えるしか方法がなかった。しかし、これは当然の結果として質量の増加を招いてしまい、結果として当初の目的である軽量化を達成できなくなった。
【０００５】
部品の質量増加は別の面からも問題となる。すなわち、構造用部材にかかる負荷応力は、その構造用部材からなる製品（自動車等）を使用することによって、外部から当然受ける負荷（例えばトラックにおいて重量物を積載することによって、各部品にかかる応力）だけでなく、外力に関係なく各部材自体の動きによって当然の如く負荷されてしまう力（例えばピストン・ピン等の往復運動する部材に働く慣性力や回転軸に作用する重力や遠心力によって生じる曲げモーメント等）がある。この慣性力、遠心力、重力等は全て構造用部材の各部品の質量が増加するほど大きくなるという問題がある。従って、各部品の撓み等の変形量を小さくするためには、部品寸法を大きくすることなく、部品の剛性を高める以外に方法はなく、そのためには、高いヤング率を有する材料の開発が不可欠であった。
【０００６】
この問題に対する適切な対応を可能にするために、高いヤング率を有する材料の開発に対する新しい試みが、最近行われるようになり、開発成果としての特許出願も少しずつ増加している。例えば、特許文献１〜３の出願がされている。これらの３件の特許は、その内容に関し互いに若干の相違はあるが、３件共に共通している点は、鉄を主成分とするマトリックス中に高いヤング率を示すことがわかっている４Ａ族元素、５Ａ族元素のホウ化物を分散させることによって、高いヤング率を得ることを可能にしたことを特徴とするものである。
【０００７】
【特許文献１】特開平７−１８８８７４号公報
【特許文献２】特開平７−２５２６０９号公報
【特許文献３】特開平１０−６８０４８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、前記した従来技術には、以下の問題がある。
前記した３件の特許のうち、特許文献１、２に記載の発明は、原料として鉄粉末又は鉄合金粉末を用いて焼結により製造することが前提となって、発明が完成している。しかしながら、焼結による製造方法では、成形工程で高価な型が必要なことは勿論であるが、多大な力を必要とするため、クランクシャフト等比較的大きな部品の製造には不向きであり、かつ部品が大きい場合には、粉末の緻密化の程度を均一にすることが難しく、生産性の面でも溶製法に比べ劣ることから、低コスト化には限界がある。
【０００９】
また、特許文献３には、溶製法により得られる高剛性高靭性鋼について記載されているが、ホウ化物を溶製法で分散させるに際して、マトリックスとして用いられる鉄合金についての最適な範囲については、前記２件の特許に対して何らの新しい知見も示していない。すなわち、炭素鋼、ニッケルクロム鋼、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、ばね鋼、軸受鋼等多数の鋼材が記載されているが、粉末の焼結による製造方法では起きなかった問題であって、溶製法による製造をする場合に起きる問題点についての検討が十分にされていない。本発明者等が、実際に試作テストを繰返して調査した結果、溶製法を適用して高剛性鋼を製造する場合においては、製造可能な範囲がかなり狭められ、その範囲内で製造しないと品質の良い高剛性鋼が得られないことが判明した。
【００１０】
本発明は、溶製法により高剛性鋼を得る場合において容易に製造可能とするための範囲を明確にし、溶製法による高剛性鋼の製造を可能にして、構造用部材の軽量化を確実に達成可能にすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
請求項１に記載の溶製法で製造可能な高剛性鋼は、純鉄又は鉄合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させた鋼であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であって、鋼全体におけるＣの含有率が０．２０質量％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼にある。
【００１２】
本発明において注目すべきことは、高剛性の鋼材を溶製法で製造可能とするための、マトリックス中に含有するＣ含有率の範囲及びホウ化物の体積率の範囲を明確にした点にある。
【００１３】
溶製法で製造した場合、当然のごとく原料は高温に加熱して溶解させるために、溶鋼中では活発な反応が起きる。この反応の中には、粉末法では起きにくい反応もあり、その反応が性能の良い高剛性鋼を製造する際において、障害となる場合がある。
【００１４】
本発明者等は、溶製法で製造した場合に、粉末法による製造では考慮する必要のなかった新たな問題が生じることがないかについて詳細に調査した。その結果、以下の知見を得ることにより、本発明を完成したものである。
【００１５】
すなわち、４Ａ族、５Ａ族及び６Ａ族に属する元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｍｏ等は全て炭化物となりやすい性質を有する元素であり、Ｃを含有している溶鋼中に前記４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を含む合金とＢを添加すると、これらの元素の一部がＢと結合せずにＣと結合し、炭化物が形成される。特に溶鋼中のＣ含有率が高くなると、炭化物になってしまう元素が増加し、目的とするホウ化物を十分に生成させた状態とすることができないことがわかった。
【００１６】
特に、Ｔｉホウ化物であるＴｉＢ2は鋼に比べ密度が小さく、比ヤング率（ヤング率の密度に対する比率）の向上のためには、その利用が本発明の目的達成のために非常に効果的であるが、ＴｉＢ2が生成されずに、ＴｉＣが多量に生成してしまうと、比ヤング率向上効果が低下すると同時に、溶解時の鋳造性が低下し、良好な鋼塊が得られなくなる。
但し、少量のＴｉＣの生成は、ヤング率の低下に対し大きな影響はなく、その一方で、ＴｉＢ2が長い六角柱状に成長するのを抑制し、被削性の改善に寄与するので、ヤング率低下の悪影響がでない範囲内で、ＴｉＣを生成させておく方が好ましい。
【００１７】
また、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の炭化物は以前から高いヤング率を示すことが知られており、炭化物の利用した高剛性鋼の特許も出願されているが、炭化物は粗大化しやすく、そのために鋳造性を悪くする傾向があることが判った。また、溶製の高剛性鋼の場合、鋼塊を圧延し、さらに鍛造、機械加工等を行って目的とする部品形状まで加工する必要があり、途中工程の製造性は粉末を焼結して製造する場合に比べて厳しい条件が要求されるので、特別な考慮が必要である。そこで、ホウ化物となる原料をマトリックス相に添加することによる熱間加工性への影響を調査した結果、後述するように各成分範囲を最適化した上で、ホウ化物の体積率を２５％以下とすることが圧延、鍛造等の熱間加工を可能とするために必須となることがわかった。
請求項１の発明は、以上得られた知見から成されたものである。
【００１８】
なお、請求の範囲にＦｅを含むホウ化物を範囲に含めたのは、添加したＢの一部がＴｉ等の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素と結合せず多量に存在するＦｅと結合する場合があり、Ｆｅを含むホウ化物の存在を全く認めないとすると製造が難しくなる場合があるからである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
次に、請求項１で限定した各条件の限定理由について、以下に説明する。
Ｃ含有率の上限を０．２０質量％（成分範囲は、製品で本発明の範囲内かそうでないかを明確にするため、マトリックス相のみの範囲ではなく、後述の請求項２〜４も含め分散させたホウ化物とマトリックス相とに含まれる元素の合計に対する含有率で示す。また、ＴｉＣとなっているＣも含む。）に限定したのは、Ｃが多いとホウ化物の原料を添加しても、添加した４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素が溶鋼中の炭素と結合して炭化物が生成し、狙いとする量だけホウ化物が生成されず、ヤング率向上効果が十分に得られなくなるためである。また、炭化物は少量であれば強度向上に効果的であり、弊害は少ないが、多量に生成すると鋳造時の流動性、熱間加工性が低下するので、上限を０．２０％に限定した。
【００２０】
但し、Ｃはその添加が少量であれば、ＴｉＣが生成しても、ヤング率には大きな悪影響はなく、かつ、後述するようにＴｉＢ2を微細晶出させるためには、その核となるＴｉＣが必要であり、少量は必要な元素である。また、ＴｉＣが生成すると、ＴｉＢ2が細長く六角柱状に成長するのを抑制し、かつＴｉＢ2、ＴｉＣのそれぞれが同位置に互いに微細に分散したＴｉ炭ホウ化物（ＥＰＭＡで同じ位置からＴｉ、Ｂ、Ｃの３元素全てが検出される。）を形成し、機械加工時に硬くて細長いＴｉＢ２が短く破砕される際の工具へのダメージを低減し、工具寿命を改善する効果もある。従って、Ｃの添加量は、加工性の点を考慮すると、少なくとも質量％で０．０６％、より好ましくは、０．０８％以上とした方が良い。
【００２１】
生成させるホウ化物をＦｅ以外では４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の元素に限定（Ｆｅを含めたのは前記した通り）したのは、前記した特許文献にも記載されているように、これらの元素のホウ化物が、高いヤング率を有しているからである。また、本発明では、その中でも特に主体をＴｉを含有するホウ化物であるＴｉＢ2に限定している。これは、ＴｉＢ2は、高いヤング率を示す一方、鋼に比べ密度がはるかに小さいため、軽量化しつつヤング率の高い材料を得るために、効果的であるからである。従って、比ヤング率の向上を図るために、生成させるホウ化物の８０％以上（体積率）をＴｉを含有するホウ化物（ＴｉＢ2）とすることが必要である。これは、Ｔｉ以外のホウ化物が増加し、例えば（Ｍｏ、Ｆｅ）Ｂ2、（Ｃｒ、Ｆｅ）Ｂ等の生成量が増加すると、ホウ化物を分散させる前の鋼に比べればヤング率は上昇するが、ホウ化物がＴｉのみの場合に比べ、比ヤング率向上効果が小さくなるためである。また、これらのホウ化物が増加すると、熱間加工性、鋳造性も低下して溶製法による製造が困難になるという問題も生じる。従って、Ｔｉを主体とするホウ化物を主に分散させることにより、比重が小さい割に高いヤング率を有し、溶製法による製造がしやすい高剛性鋼を得ることができる。
【００２２】
なお、Ｆｅを含むホウ化物の生成を防止するには、生成させようとする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素とＢの添加量の比を調整して、過剰なＢが存在しないような量とすれば良い。Ｂは４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素と優先的に結合するため、Ｂが過剰に存在する状態となった場合に、多量に存在するＦｅと結びついて、Ｆｅを含むホウ化物が生成するためである。例えば、ＴｉＢ2を生成させる場合には、ＴｉとＢの配合比が原子比で１：２（質量比でＴｉ／Ｂ＝２．２１５）に近くなるようにすれば良い。これにより、Ｆｅを含むホウ化物の生成を防止することができる。
【００２３】
鋼中に分散させるホウ化物又はその複合化物の体積率を５〜２５％に限定したのは、５％未満ではヤング率向上効果が十分に得られないためであり、多量に添加して２５％超とした場合には、得られるヤング率は添加量が少ない場合に比べ上昇するが、均一に分散させることが困難となり、製品の場所によってヤング率の不均一が生じ、安定して高いヤング率を保証することが難しくなるためである。これに対し、粉末法の場合には、原料粉末をよく混合することにより、かなり均一にすることが可能であるので、溶製法に比べ有利である。また、溶製法では、ホウ化物を多量に添加した場合、熱間加工性が低下して、圧延、鍛造による所定形状への加工が困難になるという問題もある。従って、分散させるホウ化物量の上限を先願等で限定されている上限に比べ厳しく限定した。また、多量に添加するほどヤング率、強度が共に上昇するが、伸び、絞りは低下して熱間加工性が低下するので、注意が必要である。
【００２４】
次に、請求項２に記載の発明の特徴は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＡｌを含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼にある。
以下にＣを除く成分範囲限定理由について説明する。なお、本発明は溶製法による製造に適した鋼の提供が目的で、特定の用途に限定せず、多種類の用途に使用可能な鋼の提供を目的としているので、指定した成分範囲内の中で大きく特性が異なる範囲を含むことは勿論である。
なお、上記各元素の含有率は、マトリックス相のみに含まれる含有質量を、鋼全体の質量で割って算出したものであり、ホウ化物内の含有量は、上記含有率の計算には考慮に入れない。
【００２５】
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｓｉは、鋳造時の溶鋼の流動性を確保するために、少量添加することが必要であり、最低でも０．１０％以上の含有が必要である。望ましくは、０．３０％以上とするのが良い。一方、多量に含有させると、凝固に際してＴｉを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物が粗大化しやすくなり、さらにマトリックスを必要以上に硬化させるため、熱間加工性が低下して、圧延による製造が困難となるので、上限を１．００％とした。
【００２６】
Ｍｎ：０．２０〜８．００％、
Ｍｎは固溶強化によって強度向上に寄与する元素であり、最低でも０．２０％以上含有させる必要がある。また、Ｍｎは多量に添加するとマトリックスがオ−ステナイトとなって、鋼が非磁性となるので、非磁性であってヤング率の高い材料の提供も可能となる。しかしながら、多量に含有させると、熱間加工性が低下して、熱間圧延による製造が難しくなるので、上限を８．００％に限定した。
【００２７】
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｐは製造上含有が避けられない不純物として鋼中に存在するが、多量に存在すると、製造した鋼の靭性が低下し、かつ熱間加工性も低下するので、上限を０．０４５％に限定した。
【００２８】
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｓは、被削性向上に効果のある元素であるが、増量すると熱間加工性が著しく低下するため、上限を０．０３０％とした。
【００２９】
Ａｌ：１．００％以下、
Ａｌは脱酸のために必要な元素であり、結晶粒微細化に効果のある元素でもある。また、窒化処理を行う場合には、窒化層硬さ向上に効果があるため、少量含有させることができる。しかしながら、多量に含有させると凝固に際してＴｉを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物が粗大化しやすくなり、かつマトリックスを必要以上に硬化させて機械的性質が低下するため、上限を１．００％とした。
【００３０】
次に請求項３の発明は、使用する様々な用途によって要求される特性に合わせ、必要に応じて添加でき、かつ溶製法で製造可能な成分範囲を明確にしたものである。具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含有し、さらにＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の任意元素を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下であり、かつ上記任意元素を含有する場合の含有率は、質量％でＮｉ：１４．００％以下、Ｃｒ：２８．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼にある。
以下、任意添加元素のそれぞれの成分の限定理由について説明する。他成分の限定理由については、前記した通りである。
【００３１】
Ｎｉ：１４．００％以下、
Ｎｉは、少量添加した場合（概ね５％以下）には、低合金鋼の焼入性、靭性の向上に効果があり、またマトリックスがステンレス鋼である場合においては、ステンレス鋼の基本元素として耐食性改善のために効果のある元素である。Ｎｉを多量添加した場合には、組織がオ−ステナイト化するため、得られる鋼を非磁性とすることもできる。しかしながら、多量に添加すると熱間加工性が低下して熱間圧延が難しくなるので、上限を１４．００％とした。
【００３２】
Ｃｒ：２８．００％以下、
Ｃｒは、低合金鋼においては窒化処理する場合の窒化性向上のため必要な元素であり、ステンレス鋼においては、優れた耐食性を確保するための基本元素となるので、必要に応じて適切な量を添加することができる。そして、その必要な添加量は狙いとする目的によって大きく異なり、目的によっては不純物レベルに近い少量でも良い場合もあるので、下限値は特に限定しない。しかしながら、添加量を多くした場合には、圧延後の冷却中に割れが発生しやすくなり、不純物元素として含有するＰ、Ｓの存在による熱間加工性への悪影響も顕著となるため、上限を２８．００％とした。
【００３３】
Ｍｏ：４．００％以下、
Ｍｏは、一般にマトリックスの固溶強化に効果があるとともに、ステンレス鋼において、耐食性向上のために必要な元素である。そして、その必要な添加量は、Ｃｒと同様に狙いとする目的によって大きく異なり、場合によっては不純物に近い少量でも良い場合があるので、下限値は特に限定しない。但し、多量に含有させても得られる効果が飽和し、コスト高となるだけであるので、上限を４．００％とした。
【００３４】
Ｖ：１．００％以下、
Ｖは、窒化処理をした場合における窒化層硬さ向上効果を得ることができる元素であり、必要に応じて少量添加することができる。但し、多量に含有させても効果が飽和し、コスト高となるので、上限を１．００％とした。
【００３５】
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｎｂは、一般にマトリックスの固溶強化の効果がある。従って、必要に応じて少量添加することができるが、多量の添加は効果が飽和し、コスト高となるので、上限を１．００％とした。
【００３６】
なお、以上説明した多くの元素において下限値を明確にしていないのは、本発明が既に出願公開されている他の多くの合金特許とは異なり、特定の用途に使用することを前提に開発された発明でなく、あくまでも溶製法で製造可能な高剛性鋼の範囲を明確にすることを目的としているためである。すなわち、Ｃｒの限定理由の箇所でも説明したように、用途によって最適な添加量は大きく異なり、用途によっては不純物量に近い少量の添加ですむ場合があるからである。
【００３７】
次に、請求項４、５に記載の発明は、請求項２、３の発明で示した溶製法で製造可能な高剛性鋼に適用できるマトリックス相の成分にさらにＣｕを０．５〜３．５％添加して強度の向上を図ろうとするものである。
具体的には、請求項４の発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＣｕを含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなるマトリックス相を有する鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５〜３．５％であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼にある。
【００３８】
また、請求項５の発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＣｕを含有し、さらにＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌのうちの１種又は２種以上の任意元素を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼をマトリックス相に用いた鋼であって、
上記マトリックス相には、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を５〜２５ｖｏｌ％分散させてなり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で８０％以上がＴｉＢ2であり、
かつ、鋼全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる前記元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜８．００％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５〜３．５％であり、かつ上記任意元素を含有する場合の含有率は、質量％でＮｉ：１４．００％以下、Ｃｒ：２８．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下であることを特徴とする溶製法で製造可能な高剛性鋼にある。
【００３９】
前記した通り、本発明はホウ化物を分散させることにより、高いヤング率を確保しているが、ホウ化物生成を目的として添加した元素が溶鋼中の炭素と結合すると、ヤング率向上効果が小さくなる。そのため、本発明では、マトリックス相の炭素含有率の上限を０．２０％に制限して、ヤング率向上効果への悪影響が大きくならないようにしている。
【００４０】
しかしながら、Ｃは侵入型元素として鋼中に固溶し、固溶強化によって鋼の強度向上に最も効果の大きい元素であり、Ｃの固溶強化による強度向上が図れないとすると、適用する部品によっては十分な強度を確保できない場合が生じる。本発明鋼は、ホウ化物を分散させることによって分散させる前に比べかなり高強度化を図ることができるが、その効果のみで不十分な場合には、Ｃｕを添加して析出強化させることにより、さらなる高強度化が可能であることを見出したものである。以下、Ｃｕの成分範囲限定理由について説明する。他成分の限定理由については、前記した通りである。
【００４１】
Ｃｕ：０．５〜３．５％、
Ｃｕは、析出強化により強度を向上できる効果があり、Ｃによる固溶強化が期待できない本発明の強度不足の問題を解決するために必要な元素である。そして、部品毎に要求される強度に合わせて必要量添加することができる。下限を０．５％としたのは、０．５％未満では添加しない場合と比較して明確な効果が得られないからである。一方、多量に添加しすぎると、熱間加工性が低下するとともに、圧延材等に表面疵が発生しやすくなり、製造が難しくなるので、上限を３．５％とした。
【００４２】
なお、Ｃｕの析出硬化による強度向上効果を十分に得るためには、析出硬化させるための熱処理が必要となる。具体的には、４５０〜６５０℃で２〜１０時間加熱保持することにより、強度の向上を図ることができる。
【００４３】
次に、請求項６の発明は、本発明である高剛性鋼の製造方法に関するものである。即ち、気圧が２５０Ｐａ以下の閉空間の中でマトリックス相となる鋼の原料を溶解すると共に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、及び６Ａ族元素を含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を最終的に得られるマトリックス相中に分散させるための第一原料であるＢを含む合金を溶解し、
最後に、上記ホウ化物又は／及びその複合化物を最終的に得られるマトリックス相中に分散させるための第二原料である４Ａ族元素、５Ａ族元素、及び６Ａ族元素を含むグループから選択される１種以上の元素を含む合金を添加し、溶解させた後、鋳型内に鋳造することを特徴とする高剛性鋼の製造方法である。
【００４４】
本発明による高剛性鋼は、真空誘導溶解炉等の減圧した閉空間内で溶解することのできる炉を用いて原料を溶解することにより製造する。具体的には、閉空間内の気圧を２５０Ｐａ（約１．９ｔｏｒｒ）以下とする。気圧の上限を２５０Ｐａとしたのは、溶鋼表面が大気と接触すると、大気との接触面において酸化膜が生成され、鋳型内への注湯が難しくなるからである。
【００４５】
すなわち、本発明の成分からなる溶湯は当然のごとく多量のＴｉを含有しており、大気と接触するとＴｉの酸化物が生成する。このＴｉ酸化物は鋼に比べ融点が高いため、固体状態の酸化膜が生成される。このような固体の膜が存在した状態で溶鋼を注湯しようとして溶鋼の入った取鍋を傾動させても、期待通りに鋳型内へ溶鋼が流れないという問題がある。一方、この酸化膜を溶解させようとすると、通常の鋼の溶解温度よりもかなり高温に上げなくてはならず、エネルギーを浪費するとともに、温度を上げて溶解できたとしても製造された鋼は酸化物系介在物を多く含んだ状態となるため、結果として様々な特性が低下するという問題が生じる。
【００４６】
また、傾動させずに取鍋の下部から注湯しようとした場合でも、酸化膜の存在が障害となって、鋳造効率が著しく低下し、注湯終了までの温度低下が大きくなってしまうという問題がある。従って、このような鋳造時の障害となる酸化膜生成を防止するため、溶解する雰囲気の気圧を２５０Ｐａ以下に限定することとした。
【００４７】
また、マトリックスとなる鋼の原料、およびホウ化物の第一原料であるＢを多く含む合金を溶解し、最後に第二原料である分散させたい４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素を多く含む合金を添加するのは、ひとつにはマトリックスとなる鋼を先に製造することにより、品質の安定した鋼を製造可能とするため、ふたつには鉄−ホウ素系に存在する比較的低温の共晶反応を利用して、容易かつ低エネルギーで溶解させるためである。さらには、特に最後にＴｉを多く含む合金を添加する場合、最終添加から出湯までの時間を短縮して、Ｔｉの酸化物が生成することをできるだけ、抑制するねらいもある。
【００４８】
なお、前述した通り、Ｆｅを含むホウ化物の生成を抑制するためには、Ｂが過剰とならないようにＢと生成させたい４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族の元素の配合比を調整することが必要である。
また、第一原料であるＢを多く含む合金としてはフェロボロンを使用すると良い。さらに、第二原料としては、本発明では分散させるホウ化物の主体をＴｉＢ2としているので、スポンジチタン、チタンスクラップ等を使用すると良い。その他の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を分散させる場合には、金属モリブデン等の純金属、分散させたい元素を多く含む合金鉄等を使用することができる。
また、ＴｉＢ2を微細に晶出させるためには、その核となるＴｉＣを優先的に晶出させなければならない。このため、鋳型内での冷却速度を適切に調整する必要があり、具体的には１０Ｋ／分より遅い速度とすることが好ましい。
【００４９】
最後に本発明による高剛性鋼の熱処理方法について説明する。
本発明の高剛性鋼は、以上説明した通り、使用する用途に合わせてマトリックス相の成分を広範囲に調整することができる。そして、熱処理はマトリックス相の鋼種に合わせて、従来から行われている熱処理（例えばマトリックス相がオ−ステナイト系ステンレス鋼である場合には、１０００℃程度での固溶化熱処理）を行えば良い。それにより、狙いとする特性を得ることができる。
【００５０】
また、Ｃｕが添加されている場合には、Ｃｕを十分固溶させる熱処理（ステンレス鋼において通常行われている固溶化熱処理、あるいは焼入焼もどしされる鋼では、焼入時の温度調整でＣｕを十分に固溶させる。）を行った後に、前述の析出硬化熱処理を行うことによって、強度向上を図ることができる。
【００５１】
なお、低合金鋼等の焼もどし等で、前述のＣｕの析出硬化処理と温度範囲の重複する熱処理を行う場合は、この熱処理によって、通常の熱処理効果を得るとともにＣｕの析出硬化処理も兼ねることができる。
【実施例】
【００５２】
（実施例１）
次に本発明により得られる効果を実施例により明らかにする。表１〜表４に本例で用いた供試材の化学成分を示す。このうち、１〜１９鋼は、本発明で規定している成分範囲及び溶解時の雰囲気圧の条件を満足する鋼であり、２０〜３２鋼は、一部の成分又は溶解時の雰囲気圧が本発明の条件を満足しない比較例である。なお、表１〜表４に記載のＯは、請求の範囲に記載していないが不純物として含有するので、その実績値を示したものである。
【００５３】
溶解は真空誘導溶解炉を用い、一部の比較例を除き、２５０Ｐａ以下の雰囲気圧に調整された閉空間内で行った。そして、最初にマトリックスとなる鋼の原料とＢを多く含む合金（第一原料）としてフェロボロンを添加して溶製し、最後に分散させたい４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を多く含む合金（第二原料）として、分散させるホウ化物がＴｉＢ2のみの場合はスポンジチタンを、ＴｉＢ2以外のホウ化物も同時に分散させる場合には、分散させる４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を含む純金属を必要量添加して、狙いとする量のホウ化物を分散させたものである。
【００５４】
【表１】
2004218069.tif 000002
【００５５】
【表２】
2004218069.tif 000003
【００５６】
【表３】
2004218069.tif 000004
【００５７】
【表４】
2004218069.tif 000005
【００５８】
表１〜表４に示す成分からなる供試鋼は、得られた鋼塊を試験片が作成しやすい径に鍛伸し、表５に示す熱処理条件のうち、それぞれのマトリックス相の成分に適した条件（選択した条件は後述の表６に示す。）で熱処理し、所定形状に機械加工して試験を行った。以下、行った試験方法について説明する。
【００５９】
【表５】
2004218069.tif 000006
【００６０】
ヤング率は、φ１５に鍛伸した供試材の中心部より、１×２×１１．２ｍｍの角棒を作成し、水晶振動子を用いた複合振動子法により測定した。なお、水晶振動子の共振周波数は１１０．２５ｋＨｚである。
【００６１】
鋳造性は、実際に真空誘導溶解炉にてそれぞれの鋼を溶解した後、鋳型に鋳造した際の状況を観察し、その結果により評価した。具体的には、ホウ化物を分散させていない通常鋼と同等で、何ら問題のなかった場合を◎、◎の場合に比べ若干流動性が劣るが、鋳造作業に大きな影響がなかった場合を○、鋳造はできたが、流動性が大きく低下し、炉体に鋼が多量に付着し、鋳造作業にかなり支障があり、生産性が大幅に低下した場合を△、鋳造性が極端に低下し、炉体を傾動させても正常な鋳造作業が実施できなかった場合を×で後述の表６に示した。なお、鋳造作業の実施ができなかったものは、炉体内に凝固した材料を取出し、他の評価を実施した。
【００６２】
熱間加工性は、鍛伸材より平行部寸法がφ８×５０ｍｍの試験片を作成し、所定の温度まで１００秒で昇温し、６０秒温度保持した後に５０ｍｍ/秒の速度で引っ張って破断させ、破断部の絞り率を測定することにより評価した。そして、１０００〜１１００℃の温度範囲において、絞り率が９０％以上の場合を◎、８０〜９０％未満のものを○、７０〜８０％未満のものを△、７０％未満のものを×で後述の表６に示した。
【００６３】
【表６】
2004218069.tif 000007
【００６４】
表６から明らかなように、本発明鋼である１〜１９鋼は、ヤング率が２３５〜２７３ＧＰａと通常鉄合金の約２００ＧＰａに比べ高いヤング率を確保するとともに、実生産に問題のない鋳造性と熱間加工性を示すことがわかる。それに対し、比較例である２０〜３２鋼は、一部の条件が本発明で指定した条件を満足していないため、ヤング率、鋳造性、熱間加工性のうちのいずれかが低下したものである。具体的には、２０、３０鋼は、Ｃ含有率が高いため、ＴｉＣが生成してヤング率向上効果が低下するとともに、鋳造性、熱間加工性が低下したものであり、２１鋼は、溶解時の気圧が高すぎるため、酸化膜が生成して鋳造性が低下したものであり、２２、２３鋼は、それぞれＣｕ又はＳｉ含有率が高いため熱間加工性が低下したものであり、２４鋼は多量のＴｉホウ化物を分散させようとしたが、均一な鋼塊を製造することができず、ヤング率が部位により一定でない鋼塊となり（ヤング率が一定でないため、表６にヤング率測定結果は示していない。）、かつ鋳造性、熱間加工性が大幅に低下したものであり、２５鋼はホウ化物の添加量が少ないため、ヤング率向上効果が十分に得られなかったものであり、２６〜２９鋼は、それぞれＭｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓの含有率が高いため、熱間加工性が低下したものである。また、３１〜３３鋼はＴｉ以外のホウ化物を１５、１６鋼に比べ増量したものであるが、増量した割に１５、１６鋼に比べたヤング率向上効果は小さく、かつ鋳造性、熱間加工性が低下したものである。
【００６５】
このように、溶製法での製造を可能にするには、かなりの制約条件があるが、本発明で示した範囲内で製造することにより、溶製法による製造を可能にして、従来の焼結による高剛性鋼に比べコストの大幅低下を達成することが可能となる。
【００６６】
次に本発明による高剛性鋼により得られる強度を説明する別の実施例を示す。前記実施例で使用した供試材のうち、１、２、４〜８、１１、１３、１４、１９鋼についてφ８×５５ｍｍの平行部を有する引張試験片を作成し、引張速度２ｍｍ/分で引張試験を実施し、０．２％耐力と引張強度を測定した。なお、ホウ化物を分散させたことによる強度変化を正確に把握するために、１、４、６、１１、１９鋼についてはホウ化物を添加する前のベース鋼（すなわちマトリックス相のみ）も同時に引張強度を測定した。結果を表７に示す。
【００６７】
【表７】
2004218069.tif 000008
【００６８】
表７から明らかなように、ホウ化物を分散させることによりヤング率が向上するだけでなく強度も上昇すること、Ｃｕを添加して時効処理を行った場合にはさらに強度が上昇すること、Ｍｏ、Ｍｎの増量によっても強度が上昇することがわかる。このように、本発明による高剛性鋼はホウ化物を分散させたり、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ等を添加する等の方法でヤング率、強度を共に上昇させることができるので、部品として使用した際に大きな軽量化効果が期待できるものである。
【００６９】
以上静的強度についての評価結果について示したが、自動車等の部品は長期間繰り返し変動応力が負荷されるものが多く、疲労強度についても優れていることが要求される。そこで、前記した本発明鋼の供試材のうち、１、２、４〜６、８鋼と１、６鋼のホウ化物を添加する前のベース鋼（すなわちマトリックス相のみ）の鋼について平行部φ８の試験片で回転曲げ疲労試験（平滑）を実施し、１０7回転での疲労強度を求めることにより、疲労特性について評価した。なお、４、５、８鋼は１、２、６鋼にＣｕを添加した鋼に相当しており、この結果よりＣｕを添加して析出強化を図ったことによる疲労強度向上効果を正確に把握することができる。結果を表８に示す。
【００７０】
【表８】
2004218069.tif 000009
【００７１】
ホウ化物を分散させることによって前記したようにヤング率が向上するのは勿論であるが、表８から明らかなように、同時に疲労強度についても改善できることがわかる。また、引張強度の結果と同様に、Ｃｕを添加し時効処理することによって、さらに強度を改善することができる。従って、疲労特性が重視される部位に対しても、本発明鋼を用いることにより大幅な軽量化が期待できる。
【００７２】
以上説明したように、本発明により溶製法によって高剛性鋼を製造可能な条件が明確になった。この結果、焼結により製造した場合に比べ、大幅に低コストでの製造を可能にするとともに、焼結に比べ大きな部品の製造も可能になった。
また、本発明鋼はホウ化物の分散によりヤング率と強度の両方を上昇させることができ、かつ必要な場合にはＣｕ添加＋時効処理によってさらに強度を改善できるため、大幅な軽量化を実現可能とするものである。従って、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。