(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１〜２．１質量％の範囲の炭素を含有する鉄及び不可避的不純物とよりなる炭素鋼材の製造方法であって、純鉄と炭素の各々の粉末、もしくは炭素鋼の粉末を出発材料としてメカニカル・ミリングを行い、得られた粉末を放電プラズマ焼結して固化させて、母相の平均結晶粒径が１μｍ未満で、１００ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有する炭素鋼材とすることを特徴とする高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項２】
メカニカル・ミリング後の粉末の内部結晶平均粒径が５００ｎｍ以下であり、構成相がフェライト単相またはフェライトとセメンタイトの二相であることを特徴とする請求項１の高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項３】
不活性ガス雰囲気もしくは真空雰囲気下でメカニカル・ミリングを行うことを特徴とする請求項１または２の高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項４】
放電プラズマ焼結後の相対密度を９５％以上とすることを特徴とする請求項１から３のいずれかの高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項５】
５２０〜７００℃の温度範囲で１分以上放電プラズマ焼結を行うことを特徴とする請求項１から４のいずれかの高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項６】
降伏強度が１５００ＭＰａ以上で、真ひずみ０．２以上の延性を有する炭素鋼材とすることを特徴とする請求項１から５のいずれかの高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【請求項７】
０．１〜２．１質量％の範囲の炭素を含有する鉄及び不可避的不純物とよりなる炭素鋼材の製造方法であって、純鉄と炭素の各々の粉末、もしくは炭素鋼の粉末を出発材料としてメカニカル・ミリングを行い、得られた粉末を放電プラズマ焼結して固化させて、母相の平均結晶粒径が１μｍ未満で、１００ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有する炭素鋼材とすることを特徴とする高強度・高延性炭素鋼材。
【請求項８】
母相の平均結晶粒径が５０〜５００ｎｍの範囲で、５０ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有していることを特徴とする請求項７の高強度・高延性炭素鋼材。
【請求項９】
硬度が６ＧＰａ以上であることを特徴とする請求項７または８の高強度・高延性炭素鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、航空機、自動車等の一般構造用途をはじめ、マイクロマシン等の微小構造用部材への適用においても有用な、ナノオーダーの結晶粒で形成された、高強度と高延性とのバランスを有する炭素鋼材とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】  従来より、炭素鋼の高強度化とその延性の向上について様々な観点から検討が進められている。鉄鋼材料の高強度化の方策としては、結晶粒組織の微細化が有効な手段として考えられており、そのための工夫も提案されている。【０００３】  たとえば、中・低炭素鋼に関して、均質な組織によって高強度化、高延性化、高靱性化を達成した鋼線、線材および棒鋼についての提案がされている。（特許文献１）  これら、フェライトを主相とし、平均フェライト粒径が２μｍ未満、フェライト粒のアスペクト比が１．５未満であることを特徴とする超微細粒を有する材料であって、炭素濃度範囲は０．０５〜０．３５ｗｔ％としている。また、この材料では、伸線加工などを熱間で行うことにより、動的再結晶を利用して、バルク材を出発材とした結晶粒組織の微細化を行っている。【０００４】
高強度−高延性が得られた材料の例として、炭素濃度０．２５質量％の材料について平均粒径１．２６μｍを得ており、結果として、降伏強度１２９０ＭＰａ、引張伸び値８．６％を得ている。
【０００５】  しかし、この材料では、強度特性、延性のレベルとそのバランスは必ずしも十分ではない。【０００６】
そこで、炭素含有料０．２質量％以下の普通低炭素鋼または０．１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼のオーステナイト結晶粒を粗大化させた後に水冷することにより得られたマルテンサイト相が９０％以上の鋼材を低ひずみ加工することで、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上、破断伸びが２０％以上の高強度・高延性炭素鋼とすることが提案されている。（特許文献２）
ここでは、平均結晶粒径として、１．０μｍ以下の超微細結晶粒フェライト組織を特徴としている。
【０００７】  この鋼材においては、強度−延性バランスの改善の方策として、セメンタイト粒子の均一分散を指摘している。【０００８】  ただ、この提案された鋼材の場合には、炭素濃度が比較的低いこととあいまって、６００℃での結晶粒成長が容易に生起し、結果的に強度−延性バランスは必ずしも満足できるものとはなってないのが実情である。【０００９】  また、従来より結晶粒微細化の手段として、強いひずみ加工が知られており、例として、ＥＣＡＥまたはＥＣＡＰ（Equal-Channel-Angular-Extrusion／Equal-Channel-Angular-Pressing）法がある（たとえば非特許文献１−２）。せん断押出加工、または、メカニカル・ミリング法により素材に大ひずみを導入し、再結晶による結晶粒組織の微細化が図られてきた。しかしながら、ＥＣＡＰを施された合金は、引張ひずみにして０．２〜０．３程度の延性を示すものの、降伏強度は７００〜８００ＭＰａ程度しか無かった。また、メカニカル・ミリング法により創製された鉄鋼材料では、粉末をバルク体に固化する手法として、これまではホットプレスが用いられてきた。（たとえば非特許文献３−４）。【００１０】  このホットプレスを用いた固化では、２５００ＭＰａ程度の極めて高い降伏応力が得られているが、その半面、延性は６％以下と極めて低い延性しか得られていない。【特許文献１】特開平１１−１２４６５５号公報
【特許文献１】特開２００２−２８５２７号公報
【非特許文献１】Acta Mater 2004, 52, 1859
【非特許文献２】Metal Mater Trans 2003,34A,71
【非特許文献３】Acta Mater 2003, 51, 3490
【非特許文献４】Appl Phys Lett 2002,81,1240
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】  本発明は、以上のとおりの背景から、従来技術の問題点を解消して、従来に比べてより強度と大きな延性とをバランスさせた新しい鉄鋼材料とその製造方法を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【００１２】  本発明は、上記の課題を解決するものとして以下のことを特徴とする炭素鋼材とその製造方法を提供する。【００１３】
第１：０．１〜２．１質量％の範囲の炭素を含有する鉄及び不可避的不純物とよりなる炭素鋼材の製造方法であって、純鉄と炭素の各々の粉末、もしくは炭素鋼の粉末を出発材料としてメカニカル・ミリングを行い、得られた粉末を放電プラズマ焼結して固化させて、母相の平均結晶粒径が１μｍ未満で、１００ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有する炭素鋼材とする高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。
【００１４】  第２：メカニカル・ミリング後の粉末の内部結晶平均粒径が５００ｎｍ以下であり、構成相がフェライト単相またはフェライトとセメンタイトの二相とする上記の高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。【００１５】  第３：不活性ガス雰囲気もしくは真空雰囲気下でメカニカル・ミリングを行う高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。【００１６】  第４：放電プラズマ焼結後の相対密度を９５％以上とする高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。【００１７】  第５：５２０〜７００℃の温度範囲で１分以上放電プラズマ焼結を行う高強度・高延性炭素鋼材の製造方法。【００１８】  第６：降伏強度が１５００ＭＰａ以上で、真ひずみ０．２以上の延性を有する炭素鋼材とする上記いずれかの製造方法。【００１９】
第７：０．１〜２．１質量％の範囲の炭素を含有する鉄及び不可避的不純物とよりなる炭素鋼材であって、母相の平均結晶粒径が１μｍ未満で、１００ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有し、降伏強度が１５００ＭＰａ以上で、真ひずみ０．２以上の延性を有する高強度・高延性炭素鋼材。
【００２０】  第８：母相の平均結晶粒径が５０〜５００ｎｍの範囲で、５０ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が分散した組織を有している高強度・高延性炭素鋼材。【００２１】  第９：硬度が６ＧＰａ以上である高強度・高延性炭素鋼材。
【発明の効果】
【００２２】  上記のとおりの本発明の鋼材の製造方法によれば、（１）メカニカル・ミリング法による結晶粒組織のナノオーダー化を行い、（２）得られた粉末を放電プラズマにより、比較的低温で焼結を行うことにより、セメンタイト相の均一分散とナノオーダーの超微細結晶粒組織を維持させている。【００２３】  このため、本発明によれば、極めて高い降伏強度の大きな延性を有する高強度−高延性炭素鋼が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】  本発明の製造方法は、メカニカル・ミリングによる強いひずみ加工を所定の時間行うことにより、炭素粉末と鉄粉末の均一混合が可能である。この場合、あらかじめ所定の濃度を有する炭素鋼を出発材料とすることも可能である。上記の両出発材料ともに、メカニカル・ミリング中に新生界面が導入されることにより、結晶粒組織の超微細化を可能としている。また、メカニカル・ミリングにより製造された粉末の超微細結晶粒組織を維持するために、従来のホットプレス法と比較して、約２／３程度の温度で焼結を可能とする放電プラズマ焼結の併用が不可欠である。【００２５】  超微細結晶粒組織の形成と維持に不可欠なセメンタイト粒子を形成させるために、炭素濃度は、０．１〜２．１質量％の範囲になるようにする。より好適には０．３〜１．５質量％の範囲である。【００２６】  メカニカル・ミリングを施すことにより、時間経過と共に粉末内部の結晶粒組織は微細化される。ある所定の結晶粒径に到達するためには、回転数やプロセス中の温度管理が不可欠であるが、ここではプロセス終了後の到達粒径が最終バルク材の強度−延性バランス向上に重要な因子であるため、プロセスの回転数や時間の選定は、メカニカル・ミリングプロセス後の到達結晶粒径を１μｍ以下となるようにする。より好ましくは粉末母相の平均結晶粒径は１００ｎｍ以下となるようにする。【００２７】  メカニカル・ミリング中に酸素が混入すると脆弱な酸化物相が形成されるため、延性が著しく低下する。そのため、メカニカル・ミリング開始時から酸素が極力排除された雰囲気とすることが重要である。【００２８】  放電プラズマ焼結時の温度として、結晶粒が粗大化しないための上限温度を７００℃、固化後に高密度のバルク体を得るための下限温度として、５２０℃を設定する。なお、焼結に必要な時間を１分以上とし、保持後の結晶粒径が１μｍを越えない範囲で保持時間を設定する。【００２９】  本発明では純鉄ならびに炭素の粉末を出発材としてメカニカル・ミリングを施すことにより、ナノオーダーまで結晶粒を超微細し、高強度鉄鋼粉末材料を作製している。その後に放電プラズマ焼結による温間プレス固化を従来ホットプレス法の約２／３程度の比較的低温度で実施することにより、セメンタイト相の粗大化を抑制しながら、その均一分散を図ることにより、超微細結晶粒組織の粗大化を効果的に抑制し、例えば、実施例で示したように、平均結晶粒径１５０ｎｍを得ている。この例示の材料では１．９ＧＰａの極めて高い降伏強度を示しながら、圧縮ひずみにして０．３５の延性を示している。【００３０】  本発明の炭素鋼材においては、その組成は、上記のとおりの０．１〜２．１質量％、より好ましくは０．３〜１．５質量％の範囲の炭素を含有する鉄と炭素並びに不可避的不純物とよりなるものである。そして母相の平均結晶粒径が１μｍ未満、よりこのましくは５０〜５００ｎｍの範囲で、１００ｎｍ以下のサイズの、より好ましくは５０ｎｍ以下のサイズのセメンタイト粒子が均一に分散されて組織を有している。【００３１】  本発明の鋼材は、降伏強度１５００ＭＰａ以上、真ひずみ０．２以上の延性を示すものである。さらに好適なものとして、硬度が６ＧＰａ以上、相対密度��９５％以上のものが提供される。【００３２】  そこで以下に、実施例と参考例を示す。もちろん、以下の例によって本発明が限定されることはない。
【実施例】
【００３３】
以下の実施例と参考例は、Ｆｅ−０．８質量％Ｃの炭素鋼である。
＜参考例１＞
純度９９．９９％の鉄粉および純度９９．９９９％の炭素粉末を出発材として、メカニカル・ミリングを実施した。メカニカル・ミリングには市販の遊星ボールミルを使用し、ミリングのポットならびにボールはステンレス鋼とした。ステンレスボールと混合粉末の重量比を１０：１となるように混合粉末を秤量し、アルゴン雰囲気中で容器を密閉後、ミリングを開始した。ミリングの条件として、毎分２５０回転に設定し、合計１００時間実施した。なお、２０時間毎に２時間の運転停止を行い、温度上昇を防止した。
【００３４】  上記メカニカル・ミリングの後に粉末を内径１０ｍｍの炭素型に入れ、市販の放電プラズマ焼結装置（住友石炭鉱業・製）を用いて固化を実施した。固化は、１０-3Ｐａ以下の真空中で、付加荷重を５．５ｋＮ（固化応力として７０ＭＰａに相当）とし、保持時間１０分、温度４００℃にて実施した。【００３５】  固化後に得られたバルク材について、Ｘ線回折による観察を行ったところ、メカニカル・ミリング直後の粉末には見られなかったセメンタイトのピークが確認された（図１参照）。固化の後に得られたバルク材の平均結晶粒径、格子ひずみ、硬度、相対密度を測定したところ、表１に示すように４０ｎｍ以下の超微細結晶粒組織が形成されているが、相対密度は７８％を示しており、硬度も２．１ＧＰａ程度であった。バルク試験片について圧縮試験を行ったところ、弾性変形途中で破断に至り、高強度−高延性は得られなかった。＜参考例２＞  上記のプロセス条件として放電プラズマ焼結の温度のみを５００℃に変更して、素材プロセスを実施した。【００３６】  固化後に得られたバルク材について、Ｘ線回折による観察を行ったところ、上記４００℃の場合と同様にメカニカル・ミリング直後の粉末には見られなかったセメンタイトのピークが確認された（図１参照）。固化の後に得られたバルク材の平均結晶粒径、格子ひずみ、硬度、相対密度を測定したところ、表１に示すように６０ｎｍ以下の超微細結晶粒組織が形成されているが、相対密度は８９％を示していた。また、硬度は６ＧＰａ程度まで増加した。バルク試験片について圧縮試験を行ったところ、２ＧＰａ程度の極めて高い降伏強度が得られたが、塑性ひずみは０．０５程度であり、高延性は得られなかった。＜実施例１＞  上記のプロセス条件として放電プラズマ焼結の温度のみを６００℃に変更して、素材プロセスを実施した。【００３７】  固化後に得られたバルク材について、Ｘ線回折による観察を行ったところ、上記４００および５００℃の場合と同様にメカニカル・ミリング直後の粉末には見られなかったセメンタイトのピークが確認された（図１参照）。固化の後に得られたバルク材の平均結晶粒径、格子ひずみ、硬度、相対密度を測定したところ、表１に示すように１５０ｎｍ程度の超微細結晶粒と３０ｎｍ以下の微細なセメンタイト粒子の均一分散組織が形成されており（図２参照）、相対密度は９９％と極めて高い値が得られ、硬度は６．２ＧＰａ程度まで増加した。バルク試験片について圧縮試験を行ったところ、１．９ＧＰａ程度の極めて高い降伏強度が得られたが、塑性ひずみとしては０．３５程度の高延性が得られた。【００３８】
【表１】
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【図面の簡単な説明】
【００３９】
［図１］開発合金（Ｆｅ−０．８質量％Ｃ）のＸ線回折結果を示した図であって
、メカニカル・ミリング直後の粉末（As-milled Fe-Ｃ）ではフェライトのピークのみで
あり、炭素がフェライト内部に固溶していることがわかり、放電プラズマ焼結（ＳＰ    Ｓ）を行った後には、セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）に相当するピークの存在が確認される。
［図２］開発合金（Ｆｅ−０．８質量％Ｃ）の固化成型後の結晶粒組織と結晶粒径    分布を示した図であって、ここでは、実施例１の焼結温度６００℃にて得られた結果    を示しており、左図の左上隅に示した電子線回折パターンより、多結晶組織であるこ    とと、また、中央図にセメンタイトの分布を白色で示しており、微細なセメンタイト    粒子が均一分散していることがわかり、右図の結晶粒度分布から、５０〜２００ｎｍ    の範囲の結晶粒が大部分を占めており、平均結晶粒径が１５０ｎｍ程度であることが    わかる。
【図１】
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【図２】
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