(57)【要約】  【課題】高ヤング率を示すと同時に、良好な延性と靱性も保持した高ヤング率鋼を比較的簡便な手段により提供可能にする。  【解決手段】鋼中に分散粒子としてＶ３Ｂ４型硼化物５質量％以上およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉ）１．５質量％以上を含有させ、かつ両者の合計量が８〜３０質量％となるようにする。この高ヤング率鋼は、質量％で、Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；Ｔｉ：１％以上、７％以下；Ｖ：４％以上、８％以下；Ｂ：２％以上、３％以下；Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；Ｃｒ：１％以上、７％以下；Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼片を、８５０℃〜１２００℃の温度範囲で総減面率７０％以上で熱間加工を行うことにより製造できる。【選択図】図２
2007051341.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）Ｖ３Ｂ４型硼化物５質量％以上と、（ｂ）Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉ）１．５質量％以上とを含有し、（ａ）と（ｂ）の合計量が８〜３０質量％であることを特徴とする、高ヤング率鋼。
【請求項２】
ＶＢ２型硼化物を含有しない、請求項１記載の高ヤング率鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；        Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；
Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；      Ｔｉ：１％以上、７％以下；
Ｖ：４％以上、８％以下；                Ｂ：２％以上、３％以下；
Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；  Ｃｒ：１％以上、７％以下；
Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる、請求項１または２記載の高ヤング率鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；        Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；
Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；      Ｔｉ：１％以上、７％以下；
Ｖ：４％以上、８％以下；                Ｂ：２％以上、３％以下；
Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；Ｃｒ：１％以上、７％以下；
Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼片に、８５０℃〜１２００℃の温度範囲で、総減面率７０％以上の熱間加工を施すことを特徴とする、高ヤング率鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用材料、ロボット用材料、スポーツ用品、機械構造用材料等の、剛性を必要とする部材に好適な、高ヤング率鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車分野では、燃費向上のため車体の軽量化が進んでいる。軽量化のために素材の求められる性能として、強度とともに剛性が挙げられる。剛性が向上すれば、たわみが抑制され、たわみに起因するフリクションロスが軽減できる上、薄肉化、小軸径化が可能となって部品を小型化できるからである。
【０００３】
鋼の剛性（一般にヤング率で評価される）を向上させる手法として、
・合金元素の添加（Ｃｒ，Ｃｏ，Ｒｅ，など）、
・集合組織の利用、
・高剛性化合物の分散、
が挙げられる。
【０００４】
これらの手法のうち、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｒｅなどの合金元素の添加では、ヤング率は高々数％しか向上しない。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なり、構造部材への適用には限界がある。それに対し、高いヤング率を有する化合物をＦｅマトリックスに分散させて複合材料化すると、等方的に高いヤング率を得ることができる。
【０００５】
上記複合材料のヤング率は、下記非特許文献１に記載されているように、一般に含有化合物の体積率によって決定される。すなわち、鋼中に分散させた含有化合物のヤング率が高いほど、また、その含有量が多いほど、複合材料のヤング率が大きくなる。このヤング率の複合則に従えば、例えば、約１５ｖｏｌ％のＴｉＢ２、約２０ｖｏｌ％のＴｉＣのいずれかをＦｅマトリックス中に含有させることによって、約２５０ＧＰａのヤング率が得られ、通常の鋼のヤング率：２０８ＧＰａから約２０％も大きくなる。
【０００６】
しかし、このように多量の高剛性化合物を鋼中に含有させた複合材料型の高ヤング率鋼は、通常の溶製や熱間加工の工程を経て製造することは困難である。そのため、このような高剛性化合物を多量に含有する高ヤング率鋼に関して、下記のような技術がこれまでに提案されている。
【０００７】
（１）メカニカルアロイング法による方法（下記特許文献１）；
（２）溶製による方法：（ａ）鉄また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まで加熱し、冷却、凝固時に高剛性化合物を晶出または析出させる方法（下記特許文献２）および（ｂ）所定の割合で合金原料を配合し、真空中または不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型またはセラミックス型へ鋳造することにより製造する方法（下記特許文献３）。
【特許文献１】特開平５−２３９５０４号公報
【特許文献２】特開平１０−６８０４８号公報
【特許文献３】特開２００１−５９１４６号公報
【非特許文献１】日本機械学会編集の「金属材料の弾性係数」（初版発効日：１９８０年１０月３１日、発行所：社団法人日本機械学会）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記（１）のメカニカルアロイング法は、コストがかさむ上、大型部品の製造ができないという問題がある。上記（２）の溶製法の（ａ）および（ｂ）の方法では、溶鋼から晶出する粒子が一般的に粗大化しやすく、延性、靱性、疲労強度の低下原因となるという問題がある。
【０００９】
本発明は、このような問題点のない高ヤング率鋼とその製造方法を提供することを課題とする。具体的には、メカニカルアロイング法を利用せず、延性や靱性を低下させることなく、高剛性化合物を鋼中に多量に含有させた、複合材料型の高ヤング率鋼とその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、低コストで製造可能な溶製を前提として、溶製時に十分な量の高剛性化合物を鋼中に微細分散させることにより、延性、靱性および疲労強度の低下を防止することに着目し、鋼中に微細分散可能な高剛性化合物を見出すべく検討を重ねた。
【００１１】
そして、所定の割合で合金原料を配合し、通常の溶製・凝固過程でＭＢ２型硼化物およびＭＢ型硼化物を晶出させることにより、靭性の防止が可能となる高剛性鋼とその製造方法の発明を、特願２００３−１５４８７９号として出願した。
【００１２】
本発明者らは、さらに検討を重ねた結果、Ｃ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒを含む鋼では、晶出または析出しうる化合物は下記に示す硼化物、炭窒化物、または炭硼化物であることを明らかにした。かっこ内に各化合物のヤング率の測定値を示す。
【００１３】
ＶＢ２型硼化物（ヤング率：５４７ＧＰａ）、
Ｖ３Ｂ４型硼化物（ヤング率：６２０ＧＰａ）、
Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉ）（ヤング率：４６０ＧＰａ）、
ＦｅＢ型硼化物（ヤング率：２００ＧＰａ以下）。
【００１４】
Ｍ２３（Ｃ，Ｂ）６型炭硼化物（ヤング率：２００以下）
上記の化合物の中で、鋼のヤング率向上に寄与する可能性があるのは、ヤング率の高いＶＢ２型硼化物、Ｖ３Ｂ４型硼化物、およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物である。ＶＢ２型硼化物は高融点化合物であり、凝固過程でＦｅマトリックスとの共晶により晶出する。一方、Ｖ３Ｂ４型硼化物はＶＢ２型硼化物より低融点であるので、通常の凝固や析出過程では生成しない。しかし、ＶＢ２型硼化物が晶出した鋼片に熱間加工を加えると、ＶＢ２型硼化物が相分離することによりＶ３Ｂ４型硼化物が形成されることが判明した。
【００１５】
Ｖ３Ｂ４型硼化物の形成過程は次の通りであると考えられる：
（ｉ）凝固過程でＶＢ２型硼化物がＦｅマトリックスとの共晶により晶出する；
（ｉｉ）（ｉ）の共晶組織に熱間加工を加えることによりＶＢ２型硼化物が塑性変形する；
（ｉｉｉ）塑性変形によりＶＢ２→ＶＢ２＋Ｖ３Ｂ４→Ｖ３Ｂ４＋（Ｆｅ，Ｖ）Ｂなる相分離が生じ、Ｖ３Ｂ４型硼化物が形成される。
【００１６】
こうして塑性変形の過程で形成されたＶ３Ｂ４型硼化物の形態は、ＶＢ２型硼化物に比べて微細で、かつ形状が球状であり、鋼中に均一に分散する。一方、共晶により晶出したＶＢ２型硼化物はＦｅマトリックスとのラメラ組織を示し、球状のＶ３Ｂ４型硼化物よりずっと粗大である。
【００１７】
そのため、ＶＢ２型硼化物を多く含有する鋼は、この硼化物の高いヤング率のために高ヤング率を示すことができるものの、この硼化物の層状のラメラ組織のため、引張試験における延性が低く、耐力、伸び、抗折力が悪化する。一方、高ヤング率のＶ３Ｂ４型硼化物を含有する鋼は、この硼化物が微細な球状であるため、耐力、伸び、抗折力を高水準に保持したまま高ヤング率を与えることができ、従って鋼の高ヤング率化に最適であることが判明した。
【００１８】
Ｖ３Ｂ４型硼化物が生成可能な鋼の組成範囲は、質量％で、Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；Ｔｉ：１％以上、７％以下；Ｖ：４％以上、８％以下；Ｂ：２％以上、３％以下；Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；Ｃｒ：１％以上、７％以下；Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下を含む組成であることも明らかとなった。
【００１９】
また、熱間加工中の塑性変形によりＶＢ２型硼化物からＶ３Ｂ４型硼化物に相変化させるには、８５０℃〜１２００℃の加工温度範囲で総減面率７０％以上の加工を加える熱間加工を付与すればよいこともわかった。
【００２０】
一方、鋼の高強度化の面ではＶ３Ｂ４型硼化物の寄与は小さい。したがって、別に強度の向上策が必要である。上述した析出物の中で、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物［ＭはＶおよび／またはＴｉ］はＶ３Ｂ４と競合しないため、析出強化粒子として好適である。
【００２１】
以上の知見に基づいて完成した本発明は、
（ａ）Ｖ３Ｂ４型硼化物５質量％以上と、（ｂ）Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉ）１．５質量％以上とを含有し、（ａ）と（ｂ）の合計量が８〜３０質量％であることを特徴とする、高ヤング率鋼、
である。
【００２２】
本発明の高ヤング率鋼は、ＶＢ２型硼化物を全く含有しないことが好ましい。本発明の高ヤング率鋼の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；        Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；
Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；      Ｔｉ：１％以上、７％以下；
Ｖ：４％以上、８％以下；                  Ｂ：２％以上、３％以下；
Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；  Ｃｒ：１％以上、７％以下；
Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものであることが好ましい。
【００２３】
本発明はまた、質量％で、
Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；        Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；
Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；      Ｔｉ：１％以上、７％以下；
Ｖ：４％以上、８％以下；                  Ｂ：２％以上、３％以下；
Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；  Ｃｒ：１％以上、７％以下；
Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼片に、８５０℃〜１２００℃の温度範囲で、総減面率７０％以上の熱間加工を施すことを特徴とする、高ヤング率鋼の製造方法、
にも関する。
【発明の効果】
【００２４】
本発明により、鋼中に分散した高剛性化合物を多量に含みながら、なおかつ良好な延性と靱性を保持した高ヤング率鋼が、比較的簡便な手段により得られる。それにより、例えば、自動車用材料、ロボット用材料、スポーツ用品、機械構造用材料等、剛性を必要とする部材に好適な高ヤング率鋼を比較的安価に安定して供給することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、本発明についてより詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学成分に関する％（鋼中の分散化合物の含有量も含む）はいずれも質量％である。
［高剛性化合物の含有量］
本発明に係る高ヤング率鋼は、高剛性化合物として、（ａ）５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物と、（ｂ）１．５％以上のＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉを意味する）という２種類の化合物を含有し、（ａ）と（ｂ）の合計量は８〜３０％とする。Ｖ３Ｂ４のヤング率は６２０ＧＰａ、Ｍ（Ｃ，Ｎ）のヤング率は４６０ＧＰａである。前者は特に鋼の高ヤング率化に寄与し、後者は鋼の高強度化に寄与する。前述したように、Ｖ３Ｂ４型硼化物は、溶製過程で析出させることはできないため、ＶＢ２型硼化物が晶出した鋼片に熱間加工を加えることによって、ＶＢ２型硼化物の相分離により鋼中で生成させる。
【００２６】
これらの高剛性化合物を鉄マトリックス中に含有させて鋼の高剛性化を図る場合、Ｖ３Ｂ４型硼化物の含有量が５％未満では所望のヤング率が得られない。一方、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の析出量が１．５％未満では強度が低下する。さらに、Ｖ３Ｂ４型硼化物とＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の総含有量が８％未満では、ヤング率と強度が両立しない。一方、Ｖ３Ｂ４型硼化物とＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の総含有量の上限は溶製鋼で可能な３０質量％である。
【００２７】
これらの化合物の量の好ましい範囲は、Ｖ３Ｂ４型硼化物１０％以上、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物が２．０％以上、両者の合計が１２〜２０％である。その他の化合物として、ＦｅＢ型硼化物、Ｍ２３（Ｃ，Ｂ）６（ＭはＶおよび／またはＴｉ）型炭硼化物、等が析出する場合があるが、その析出総量は７．５％未満とするのが望ましい。前述した通り、ＶＢ２からＶ３Ｂ４を生ずる塑性変形によって（Ｆｅ，Ｖ）Ｂ型硼化物が副生するので、この硼化物も鋼中に含有される。
【００２８】
ＶＢ２からＶ３Ｂ４への塑性変形は完全に熱間加工中に完全に進行させることが好ましい。この塑性変形が不完全で、鋼組織にＶＢ２型硼化物が残留していると、溶製時に晶出したＶＢ２型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物からなる粗大なラメラ組織が残留し、鋼の延性が低下して、伸びや抗折力が低下する。したがって、本発明の鋼はＶＢ２型硼化物を含有していないことが好ましい。しかし、１％以下程度の残留は許容される。
【００２９】
［鋼の化学組成］
本発明の高ヤング率鋼において高ヤング率化に主要な役割を果たすＶ３Ｂ４型硼化物を熱間加工による塑性変形によって生成させるため、鋼の化学組成を、Ｃ：０．１％以上、０．８％以下；Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下；Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下；Ｔｉ：１％以上、７％以下；Ｖ：４％以上、８％以下；Ｂ：２％以上、３％以下；Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下；Ｃｒ：１％以上、７％以下；Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下を含む組成（残部はＦｅおよび不純物）とする。
【００３０】
Ｃ：０．１％以上、０．８％以下
Ｃは、鋼の強度を効果的に上げるとともに、マトリックスの組織を制御する重要な元素である。さらに、凝固時にＶＣ、ＴｉＣなどの炭化物を晶出させ、やはり凝固時に晶出するＶ硼化物やＴｉ硼化物の粗大化を抑制する。しかし、その含有量が０．１％未満の場合には上記の効果が得られない。一方、その含有量が０．８％を越えると、粗大でヤング率の低いＭ２３（Ｃ，Ｂ）６型炭硼化物が生成しやすくなるため、熱間加工性、延性、靱性に悪影響を及ぼし、また鋼のヤング率を低下させる。望ましいＣの含有量は０．３％以上、０．５％以下である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５％以下
Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満ではこの効果が得がたい。一方、０．５％を越えると、靱性に悪影響を及ぼすラーベス相が形成しやすくなる。
【００３２】
Ｍｎ：０．２％以上、１．５％以下
Ｍｎは、鋼の不純物を固定して熱間割れを抑制する。しかし、Ｍｎの含有量が０．２％未満では上記の効果が得られない。一方、その含有量が１．５％を越えると、かえって、粒界を弱化させ、靱性や延性に悪影響を及ぼす。
【００３３】
Ｔｉ：１％以上、７％以下
Ｔｉは凝固過程で酸化物、窒化物、炭化物、硼化物、等を形成し、凝固組織の微細化に有効である。さらに、溶融温度を高めるため、熱間加工温度範囲を高める作用がある。しかし、その含有量が１％未満では上記の効果が得られない。一方、その含有量が７％を越えると、粗大なＴｉ炭窒化物やＴｉ硼化物を形成し、熱間加工性、延性、靱性に悪影響を及ぼす。望ましいＴｉの含有量は３％以上、６％以下である。
【００３４】
Ｖ：４％以上、８％以下
ＶはＶ３Ｂ４型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、析出強化粒子であるＶ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物を生成する。しかし、その含有量が４％未満では上記の効果が得られない。一方、その含有量が８％を越えると粗大なＶ硼化物や炭窒化物を形成し、熱間加工性、延性、靱性に悪影響を及ぼす。望ましいＶの含有量は５％以上、７％以下である。
【００３５】
Ｂ：２％以上、３％以下
ＢはＶ３Ｂ４型硼化物を形成する重要な元素である。しかし、その含有量が２％未満の場合には、形成する硼化物の量が少なく、所望のヤング率（２４０ＧＰａ）以上が得られない。一方、その含有量が３％を越えると、硼化物が粗大化し、熱間加工性、延性、靱性に悪影響を及ぼす。
【００３６】
ｓｏｌ  Ａｌ：０．００５％以上、０．２％以下
Ａｌは脱酸の観点から添加する。また、凝固組織を微細化する効果もある。しかし、その含有量が０．００５％未満ではこれらの効果はない。一方、０．２％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなる。好ましいＡｌの含有量は０．０５％以上、０．２％以下である。
【００３７】
Ｃｒ：１％以上、７％以下
ＣｒはＶ３Ｂ４型硼化物の安定化と微細化に寄与する。しかし、１％未満ではその効果はない。一方、７％を超えると、Ｖ３Ｂ４型硼化物が安定して生成しなくなり、熱間加工性、延性、靱性に悪影響を及ぼす。望ましいＣｒの含有量は４％以上、６％以下である。
【００３８】
Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下
Ｎは凝固過程で窒化物を生成し、凝固組織の微細化に寄与する。しかし、その含有量が０．００１％未満ではこの効果はない。一方、０．０１％を超えて含有させると粗大な窒化物が形成し、熱間加工性、靱性、延性に悪影響を及ぼす。
【００３９】
本発明の高ヤング率鋼は、本質的に上記成分と残部のＦｅおよび不純物からなるものであることが好ましい。しかし、５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物と、１．５％以上のＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物（ＭはＶ及び／またはＴｉを意味する）とを含有し、かつこれら２種類の化合物の合計量が８〜３０％であれば、鋼の化学組成は上記と異なるものであってもよい。例えば、上記以外の合金元素として、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ等の硼化物を形成しない合金元素をさらに含有することもできる。
【００４０】
［製造方法］
本発明に係る高ヤング率鋼は、上記の化学組成を有する鋼片を、８５０℃〜１２００℃の温度において総減面率７０％以上で熱間加工を行うことを特徴とする方法により製造することができる。鋼片は通常の溶製法により製造したものでよい。
【００４１】
熱間加工温度範囲：８５０℃〜１２００℃
本発明の骨子は、熱間加工を与えることにより鋼中に晶出したＶＢ２型硼化物を塑性変形させ、塑性変形したＶＢ２型硼化物がＶ３Ｂ４型硼化物に相分離する現象を活用して、鋼中に高ヤング率化の効果が高いＶ３Ｂ４型硼化物を多量に均一分散させることである。
【００４２】
この現象について種々の熱間加工温度で調査した結果、熱間加工温度が８５０℃未満ではＶＢ２型硼化物が十分に塑性変形せず、ＶＢ２型硼化物からＶ３Ｂ４型硼化物の相変化が生じないことが明らかとなった。また、熱間加工温度が低いと変形能が不充分なため、割れが発生しやすくなる。一方、熱間加工温度が１２００℃を超えると、ＦｅＢなどの低融点化合物が溶解して、熱間加工の阻害要因となる。したがって、熱間加工温度範囲は８５０℃以上、１２００℃以下とする。好ましい熱間加工温度範囲は８７０〜１１００℃である。
【００４３】
熱間加工量：総減面率で７０％以上
８５０〜１２００℃の温度範囲での熱間加工による加工率が総減面率で７０％未満であると、Ｖ３Ｂ４型硼化物の生成量が少ないうえに、均一に分散しないため、延性、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、上記温度範囲での熱間加工率は、総減面率で７０％以上とする。この総減面率は好ましくは８０％以上である。
【００４４】
熱間加工の種類は特に制限されるものではないが、鍛造、圧延、抽伸、等が可能である。本発明の高ヤング率鋼は、板材、管材、棒材、型材など、多様な形状で提供しうる。
【実施例】
【００４５】
本例では、表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｌを、その合金成分のうちＴｉおよびＢ以外の元素を真空中でＦｅに溶解した後、Ｂを含有する合金鉄（フェロボロン）およびＴｉ／Ｂを含有する合金鉄をこの順に添加して完全に溶解することにより、５０Ｋｇの鋼塊を得た。鋼ＨはＢ含有合金鉄のみを添加した。鋼塊のサイズは、上側直径が１８０ｍｍ、下側直径が１３０ｍｍ、高さが３１０ｍｍであった。
【００４６】
鋼Ａの一部は、こうして得られた鋳造材のままで評価試験を行った（試験番号１）。
上記以外は、表２に示す温度に加熱した後、表２に示す温度範囲、パス回数および総減面率で熱間鍛造を行い、棒状に加工した。熱間加工中に温度が低下した場合には、再加熱を行って、熱間鍛造温度が所定の範囲に入るようにした。熱間鍛造後の冷却は空冷であった。
【００４７】
このようにして得られた棒鋼の中心部から試験片を採取し、晶出物・析出物の同定、ヤング率の測定、引張特性および抗折力の測定を実施した。これらの試験結果を表２に併記する。また、一部の棒鋼については、試験片の断面ＳＥＭ観察により析出化合物の形状を判定した。
【００４８】
晶出物・析出物の同定は、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液で得られた残渣のＸ線回折により行った。
晶出物・析出物の含有量は、そのＸ線回折のピーク強度から換算して求めた。
【００４９】
ヤング率は、厚さが１．５ｍｍ、幅が１０ｍｍ、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。
引張特性は、平行部の直径６ｍｍ、平行部長さ４０ｍｍの丸棒引張試験片を用い、１０ｍｍ／分の引張速度により、耐力、引張強さ、破断伸びを求めた。
【００５０】
抗折力は、直径５ｍｍ、長さ７０ｍｍの抗折力測定用サンプルを用い、支点間距離５０ｍｍ、曲げ速度１ｍｍ／分で荷重を加え、破断するまでの荷重（抗折荷重）を求めた。
抗折荷重Ｐ［Ｎ］の時、抗折力σ［ＭＰａ］は下式で与えられる。
【００５１】
抗折力σ＝８Ｐ・Ｌ／π・ｄ３
Ｌ：支点間距離、
ｄ：サンプルの直径。
【００５２】
【表１】
2007051341.tif 000003
【００５３】
【表２】
2007051341.tif 000004
【００５４】
表２において、試験番号１〜５は、本発明に適した特定範囲内の同一の化学組成を有するが、加工履歴がそれぞれ異なる鋼の例を示す。
【００５５】
試験番号１は、鋳造ままの鋳造材である。Ｘ線回折と断面ＳＥＭ観察の結果、ＶＢ２型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物が層状（ラメラ組織として）に生成していた。Ｖ３Ｂ４型硼化物は検出されなかった。したがって、ヤング率は高い値を示すものの、引張試験による延性が低く、抗折力も低かった。
【００５６】
試験番号２は、本発明にしたがった適切な熱間加工を施した鋼である。熱間加工により５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物が生成しており、ＶＢ２型硼化物は検出されなかった。生成したＶ３Ｂ４型硼化物は球状化した微細粒子であり、断面ＳＥＭ観察により粒子の平均アスペクト比が１に近いことが認められた。その結果、この鋼は、高ヤング率でありながら、引張強度＞６００ＭＰａ、伸び＞１０％、抗折力＞２５００ＭＰａ以上の性能を示した。
【００５７】
図１に試験番号１および２の鋼について検出された化合物のＸ線回折パターンを示す。バナジウム硼化物の回折ピークとして、試験番号１ではＶＢ２に帰属するピークのみが、試験番号２ではＶ３Ｂ４に帰属するピークのみが観測されている。したがって、試験番号２で実施した熱間加工による塑性変形によって、ＶＢ２からのＶ３Ｂ４への相分離が完全に起こったことがわかる。
【００５８】
図２は、試験番号１および２の鋼の断面ＳＥＭ像を示す。試験番号１では、分散化合物が偏平ないし層状のラメラ組織であるのに対し、その２倍の倍率で示す試験番号２では、分散化合物が球形（平均アスペクト比が１）に近く、ずっと微細で均一に分散しており、ラメラ組織は全く見当たらない。この図からも、適切な熱間加工を加えることによるＶＢ２からのＶ３Ｂ４への相分離が完全に起こることがわかる。
【００５９】
図３は、試験番号２の鋼である鋼種Ｂについて、試験番号２と同じ温度範囲で減面率を変えた場合のＴＥＭ像を示す。図３（ａ）は減面率５０％の場合のＴＥＭ像であり、図３（ｂ）は減面率８０％の場合のＴＥＭ像である。減面率５０％では、ＶＢ２＋Ｖ３Ｂ４の粒子が認められ、ＶＢ２→Ｖ３Ｂ４への相分離が不完全であり、粒子は粗大であった。一方、減面率８０％では、ＶＢ２からのＶ３Ｂ４への相分離が完全に起こり、ＶＢ２は消失して、Ｖ３Ｂ４の微細で球状の粒子と（Ｆｅ，Ｖ）Ｂの粒子が観察された。この図から、バナジウム硼化物については、熱間加工の過程でＶＢ２→ＶＢ２＋Ｖ３Ｂ４→Ｖ４Ｂ５＋（Ｆｅ，Ｖ）Ｂなる相変化が生ずることがわかる。
【００６０】
試験番号３では、熱間鍛造温度が高すぎたために、熱間加工中に割れが生じ、評価用サンプルが得られなかった。
試験番号４では、熱間加工温度は適切であったが、総減面率が４６．２％と加工量が少なすぎたため、Ｖ３Ｂ４型硼化物の生成量が不十分で、多量のＶＢ２型硼化物が残っていた。断面ＳＥＭ観察では、このＶＢ２型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の層状組織が残っていた。その結果、伸び、抗折力とも不芳であった。
【００６１】
試験番号５では、熱間鍛造温度が低すぎたため、熱間加工中に割れが生じ、評価用サンプルが得られなかった。
試験番号６および７も、本発明に適した同一の化学組成を有するが、加工履歴の異なる鋼の例を示す。
【００６２】
試験番号６では、本発明にしたがって熱間加工により、５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物が生成していた。このＶ３Ｂ４型硼化物は、試験番号２と同様に球状化した微細粒子で均一に分散していることが断面ＳＥＭ観察から確認された。これにより、高ヤング率の鋼でありながら、引張強度＞６００ＭＰａ、伸び＞１０％、抗折力＞２５００ＭＰａ以上の性能を示した。
【００６３】
試験番号７では、熱間加工温度は適切であったが、加工量が少なすぎたため、Ｖ３Ｂ４型硼化物の生成量が不十分で、ＶＢ２型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物からなる層状組織が残っていた。その結果、伸び、抗折力が不芳であった。
【００６４】
試験番号８〜１０はいずれも、化学組成と熱間加工条件がいずれも適切な、本発明にしたがった鋼を例示する。化学組成は互いに異なるものの、適切な熱間加工により５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物が生成した。このＶ３Ｂ４型硼化物はいずれも、試験番号２と同様の球状化した微細粒子で鋼中に均一に分散していること、が断面ＳＥＭ観察から確認された。そのため、高ヤング率の鋼でありながら、引張強度＞６００ＭＰａ、伸び＞１０％、抗折力＞２５００ＭＰａ以上の性能を示す。
【００６５】
試験番号１１は、Ｃ量が多すぎる例である。そのため、熱間加工条件は適切であったにもかかわらず、鋼中のＶ３Ｂ４型硼化物の量が本発明における下限の５％に達しなかった。これは、Ｃ量が多いため、大量のＭ２３（Ｃ，Ｂ）６型炭硼化物が生成したためであると考えられる。この鋼のヤング率は２４０ＧＰａに達せず、伸び、抗折力も不芳であった。これは、多量の析出したＭ２３（Ｃ，Ｂ）６型炭硼化物のヤング率が２００ＧＰａ以下と低いためであり、これを多く含む鋼はヤング率が低くなる。
【００６６】
試験番号１２は、Ｃ量が少なすぎ、Ｃｒを含まない例である。熱間加工条件は適切であったにもかかわらず、Ｖ３Ｂ４型硼化物の生成量が不十分で、ＶＢ２型硼化物とＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物からなる層状組織が残った。また、Ｃ量が少ないため、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の量が少なすぎ、Ｖ３Ｂ４型硼化物とＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の合計量が本発明における下限である８％に達しなかった。その結果、引張強度、伸び、抗折力のいずれも不芳であった。
【００６７】
試験番号１３は、Ｔｉを含有せず、Ｎ量が多すぎる例である。熱間加工可能な温度範囲が狭いため、熱間鍛造中に割れを生じ、評価用サンプルが得られなかった。
試験番号１４は、Ｔｉ量が多すぎ、Ｖ量が少なすぎる例である。この鋼は、多量のＴｉＢ２型硼化物（ヤング率：約５５０ＧＰａ）を含有するため、ヤング率は高くなかったが、Ｖ３Ｂ４型硼化物が全く生成しないので、靱性や延性は不芳であった。
【００６８】
試験番号１５は、Ｃｒ量、Ｖ量、Ｂ量がいずれも多すぎる例である。多量の化合物が析出したが、適切な熱間加工によりＶＢ２型硼化物を全て相分離させることができ、多量のＶ３Ｂ４型硼化物が生成した。そのため、ヤング率は非常に高くなった。しかし、溶製時に多量の硼化物が析出したため、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物の析出量が不足し、引張強度が低くなった。また、延性、抗折力も不芳であったが、その原因は析出物が凝集粗大化していたためと考えられる。
【００６９】
試験番号１６は、Ｔｉ量、Ｖ量、Ｂ量がいずれも少なすぎる例である。鋼中の高剛性化合物の量が少ないため、所望のヤング率が得られなかった。
試験番号１７はいずれも、化学組成と熱間加工条件がいずれも適切な、本発明にしたがった鋼を例示する。化学組成は互いに異なるものの、適切な熱間加工により５％以上のＶ３Ｂ４型硼化物が生成した。このＶ３Ｂ４型硼化物はいずれも、試験番号２と同様の球状化した微細粒子で鋼中に均一に分散していること、が断面ＳＥＭ観察から確認された。そのため、高ヤング率の鋼でありながら、引張強度＞６００ＭＰａ、伸び＞１０％、抗折力＞２５００ＭＰａ以上の性能を示す。
【００７０】
以上からわかる通り、本発明に従った量のＶ３Ｂ４型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物を含有する鋼は、２４０ＧＰａ以上の高いヤング率（剛性）を示すと同時に、延性と靱性も高く、引張強度＞６００ＭＰａ、伸び＞１０％、抗折力＞２５００ＭＰａ以上の性能を示す。
【００７１】
本発明の高ヤング率鋼は、適切な化学成分の鋼に適切な条件で熱間加工を施すことにより製造することができる。化学成分が適切であっても熱間加工条件が不適切であるか、逆に熱間加工条件が適切であっても鋼の化学成分が不適切であると、本発明にしたがった量のＶ３Ｂ４型硼化物およびＭ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物を含有する高ヤング率鋼を得ることはできない。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】鋼の化学組成が同一の鋳造材（試験番号１）および鍛造材（試験番号２）から採取した抽出残渣のＸ線回折図を示す。
【図２】鋼の化学組成が同一の鋳造材（試験番号１）および鍛造材（試験番号２）の断面ＳＥＭ像を示す。
【図３】鋼種Ｂについて減面率を変えて熱間加工した時の、Ｖ３Ｂ４型硼化物の生成過程を示すＴＥＭ像である。
【図１】
2007051341.tif 000005
【図２】
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【図３】
2007051341.tif 000007