(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ含有量が５〜２０質量％（以下、単に％というときは質量％を意味する）、Ｍｎ含有量が１０〜２５％、Ｓｉ含有量が３％以下、Ｃ含有量が０．０６％以下を含有し、更にＴｉとＢを含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼であり、
オーステナイト相を少なくとも５体積％以上含む鉄合金からなるマトリックス中に、ＴｉＢ2が５〜５０体積％分散しており、下式で示されるＭｓ点が−１９８℃以上、３００℃以下であることを特徴とする高剛性鋼。
Ｍｓ（℃）＝９３２−４１．７［％Ｃｒ］−６１［％Ｎｉ］−３３［％Ｍｎ］−２７．８［％Ｓｉ］
【請求項２】
請求項１に記載の高剛性鋼を用いて得られる部材であって、該鋼にサブゼロ処理を施し、あるいは加工誘起変態を行なわせることによって、オーステナイト相の少なくとも一部をマルテンサイト変態させた高強度・高剛性部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高い剛性と共に高い強度、特に疲労強度が要求される機械構造用部材の製造用素材として用いられる高剛性鋼に関し、更には該鋼を用いて得られるヤング率230GPa以上の高強度・高剛性部材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鉄鋼材料は、建築物、輸送用機器、各種機械等の構造物における機械構造部材として最も多く使用されている。これら構造物を設計する際に求められる重要な特性として、剛性と強度、特に疲労強度があげられる。これらを満足する材料を使用することによって、構造物の耐用強度が向上し、信頼性の高い構造物を得ることができる。また、剛性や疲労強度の高い材料を構造物に用いることで、材料使用量を少なくすることができるので、例えば、自動車、鉄道等の輸送車両に適用すると、輸送車両の軽量化を達成することができ、その結果、燃費向上による省エネルギー化、材料の節約による省資源化を図ることができる。
【０００３】
上記のような機械構造部材に用いられる鉄鋼材料は、各種合金成分の添加や鉄鋼材料の組織制御等によって特性改善が試みられてきた。これらの方法によって、鉄鋼材料の強度は、大幅に改善されたが、剛性の向上については必ずしも十分とは言えない。剛性は材料に固有の物性であるため、上記のような方法では、剛性の向上すなわちヤング率を向上させることは容易でない。しかし、鉄鋼材料のヤング率の向上は、輸送車両の軽量化を始めとして、構造物等の設計に際し大きなメリットが得られるので、その値を一般的な約200GPaレベルから10％程度以上高めることが望まれてきた。
【０００４】
こうした需要に沿うべく、鉄鋼材料の剛性向上に関して種々の研究がなされ、多くの提案がなされている。例えば、粉末冶金法による鉄鋼材料の剛性向上手段が数多く提案されており、具体的には、マトリックス中へ高剛性化合物を多量に添加する方法が知られている（特開平7−188874号公報, 特開平7−252609号公報,特開平5−239504号公報等）。しかし、これらの技術は、粉末冶金法を適用するものである為、その工程の複雑さからコストが高くなるという問題があった。
【０００５】
一方、前記粉末冶金法よりも安価な製造方法である溶製法によって高剛性化を目指す方法も提案されており（特開平4−325641号公報等）、特に特開平10−68040号公報には、溶湯中での反応により高剛性化合物を生成・分散させる方法が開示され、これにより高剛性化達成手段はある程度目途がたった。しかし、ほとんどの機械部品は、剛性だけでなく強度、特に疲労強度との両立が不可欠であるにもかかわらず、上記の開示技術では、これらの物性を向上させるための手法が明らかにされておらず、要求特性を満足させることが出来ない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況に着目してなされたものであって、その目的は、比較的安価な溶製法により、鋼の加工性や延靱性を阻害することなく、剛性を大幅に向上し得た高剛性鋼、および高剛性と共に強度、特に疲労強度を具備した高強度・高剛性部材を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の高剛性鋼は、Cr含有量が5〜20質量％（以下、単に％というときは質量％を意味する）、Mn含有量が10〜25％であり、オーステナイト相を少なくとも5体積％以上含む鉄合金からなるマトリックス中に、TiB2を主体とする化合物が5〜50体積％分散しており、下式で示されるMs点が−198℃以上、300℃以下であるところに要旨を有する。
Ms（℃）＝932−41.7[％Cr]−61[％Ni]−33[％Mn]−27.8[％Si]
尚、上記式中[％Cr]は鋼中に存在するCrの含有量（質量％）を示すものであり、Ni,Mn,Siについても同様である。
【０００８】
上記規定を満たす鋼は、高い剛性を有しており、Ms点を上述の範囲に有するので、サブゼロ処理あるいは加工誘起変態によりマルテンサイトを生成できるため、該鋼から得られる部材の強度を向上させることができる。
【０００９】
尚、本発明では前述の高剛性鋼を用いて得られる高強度・高剛性部材も提供される。この部材は、オーステナイト相を有する素材鋼を所定の部材形状へ成形した後にサブゼロ処理を施すか、あるいは加工誘起変態を起こして、オーステナイト相の少なくとも一部をマルテンサイト変態させ、その後それぞれの用途に供するものであるため、加工性が良好であると同時に部材としての強度にも優れたものである。
【００１０】
【発明の実施形態】
本発明者等は、剛性および強度、特に疲労強度に優れた高強度・高剛性部材を提供するべく、様々な角度から検討した。その結果、オーステナイト相を含み、高ヤング率を有する化合物を分散した高剛性鋼にサブゼロ処理を施す、あるいは加工誘起変態を起こすことで、鋼中に存在するオーステナイト相の少なくとも一部をマルテンサイト変態させて、剛性、靭性および延性を阻害することなく、全体としての強度、特に疲労強度を向上し得ることを見出し、本発明を完成した。
【００１１】
本発明の高剛性鋼は溶製法により得られるもので、Cr含有量が5〜20％、Mn含有量が10〜25％であり、オーステナイト相を少なくとも5体積％以上を含む鉄合金からなるマトリックス中に、TiB2を主体とする化合物が5〜50体積％分散したものである。このような高いヤング率を有するTiB2を分散して得られた鋼（上述のCr,Mnおよびオーステナイトを含む鉄合金：以下、特に断らない限り「鋼」と言う）は、鋼自体の剛性が高く、そのヤング率は230〜350GPaである。しかし、鋼マトリックス中のTiB2の分散量が5体積％未満では、ヤング率が230GPa以上の高剛性鋼を得ることができない。ヤング率が230GPa以上の高剛性鋼を得るためには、5体積％以上のTiB2を鋼マトリックス中に分散させることが必要である。ヤング率をより高めるためには15体積％以上、より一層高めるには20体積％以上のTiB2を鋼マトリックス中に分散させることが望ましい。一方、TiB2の鋼マトリックス中の分散量が50体積％を超えると、溶製後の鋼中にTiB2の凝集体等が生成して、靭性が低下し、構造部材としての使用が困難となる。従って、靭性と機械加工性の観点から、TiB2量は40体積％以下にすることが好ましい。
【００１２】
また、本発明に係る高剛性鋼は、鋼マトリックス中にCrを5〜20％含有するものである。Crはマトリックスに固溶して剛性を向上させる働きを有するため、鋼の高剛性化には不可欠な元素である。その反面、フェライトフォーマーでもあるため、Crのみで鋼の高剛性化を満足できる量添加すると、高温下においてもフェライト相が優先して生じるようになり、オーステナイト相が得られなくなる。上述したように、本発明では鋼中に存在するオーステナイトをマルテンサイト変態させることで鋼の強度を向上させたものであるため、素材鋼中にオーステナイト相が存在しなければ、製造された部材の強度を向上させることができない。従って、Crの含有量の下限を5％、上限を20％とした。即ち、その含有量が5％未満では高剛性化の効果を有効に得ることができず、20％を超えると、たとえオーステナイトフォーマーとして機能する他元素を同時に添加し、鋼が高温となるよう加熱してもオーステナイト化することはできない。より好ましい含有量は8％以上、17％未満である。
【００１３】
Mnはオーステナイト組織の生成に不可欠な元素である。この効果を有効に発揮させるためにはMnを10％以上添加することが必要であるが、多量に添加しても効果は飽和し、非経済になるだけでなく、鋼材の延性や靭性を大幅に低下させる恐れがあるため、添加量の上限を25％とした。より好ましい添加量は12％以上、20％以下である。
【００１４】
通常、鋼の強度を向上させるにはマルテンサイト組織が不可欠である。このマルテンサイト組織を得るためには、高温で鋼をオーステナイト化した後、フェライト、パーライト等の拡散変態生成物が生成する以上の冷却速度で急速に冷却を行なう必要がある。また、マルテンサイトを生成させる、つまり焼入れ性を確保するためには焼入れ性向上元素（例えばCu,Mo,W,Si等）の添加が必要となる。これらの合金元素にはマルテンサイトが生成し始める温度であるMs点を低下させる働きがあり、これらの添加に伴いMs点が低下する。即ち、Ms点が室温以下となると、室温下においてオーステナイト相が安定に存在するようになる。またMs点が室温以上であってもオーステナイトが一部残留することがある（残留オーステナイト）。こうして生成、あるいは残留したオーステナイト相は、軟質であるため鋼の強度向上には寄与し得ないが、後述するサブゼロ処理あるいは加工誘起変態を起こすことでマルテンサイト変態し、強度向上に寄与することができる。
【００１５】
上述したように、本発明では鋼中に存在するオーステナイト相をマルテンサイト変態させることによって鋼の強度を向上させるものである。従って、本発明の鋼はオーステナイト相を含むものでなければならず、その必要含有量は体積率で少なくとも5体積%以上である。オーステナイト相が5体積%以下では、加工誘起変態が起きるような処理、あるいはサブゼロ処理を施しても、鋼の強度向上に有効な量のマルテンサイトを生成することが困難であるのはもちろんのこと、その数値に対する信頼性も低く測定誤差範囲とも考えられる場合がある。好ましいオーステナイト含有量は10体積%以上であり、より好ましくは20体積％以上である。尚、オーステナイトを含むとは、鋼中に体積率で５％以上のオーステナイトを生成しているものをいう。
【００１６】
前述のようにCrを添加して高剛性と高強度を両立させる場合には、Crと共にオーステナイトフォーマーとして機能する元素（例えばC,N等）を添加することも有効である。しかしながら、C,Nの過剰添加は、鋼の熱間加工性を低下させ製品形状への加工が困難となる。従ってCやN以外のオーステナイトフォーマー（例えば、Mn,Ni,Cu等）を添加するのが好ましい。このMn,Ni,Cuはオーステナイトフォーマーであると同時に、鋼のMs点を低下させる働きを有するため、室温においても、鋼中にオーステナイト相が安定に存在し得るようになる。また、オーステナイトは軟質な組織であるため、鋼の強度が低下し、加工性が良好となる。
【００１７】
さらに、本発明に係る高剛性鋼は、下式で表されるMs点が−198℃以上、300℃以下でなければならない。
Ms（℃）＝932−41.7[％Cr]−61[％Ni]−33[％Mn]−27.8[％Si]
【００１８】
本発明においては、上述の鋼にサブゼロ処理を施すか、あるいは加工誘起変態を起こさせることによって、鋼中に存在するオーステナイト相をマルテンサイト変態させ、強度を向上させるものである。ここで、サブゼロ処理とは、鋼を強冷却することによって、鋼中に残留するオーステナイト相をマルテンサイトに変態させる処理のことであって、一般的には、鋼を液体窒素（−196℃）に浸漬することにより行なわれる。従って、Ms点が−198℃より低い場合は、サブゼロ処理の効果を有効に得ることができない。好ましくは−150℃以上、より好ましくは−100℃以上である。一方、Ms点が高過ぎると、マルテンサイトが室温で安定な組織となるため、鋼中にオーステナイト相を確保することができず、サブゼロ処理、あるいは加工誘起変態を起こすような加工を施してもマルテンサイト変態を起こすことができない。好ましくは300℃以下、より好ましくは200℃以下である。
【００１９】
尚、加工誘起変態によりマルテンサイトを生成させる条件の検討には、厳密にはMs点ではなく、加工による変態の進展状況で評価する必要があるが、実際上Ms点で規定する上記条件範囲と一致することを確認している。即ち、上記Ms点が−198℃以上、300℃以下との条件を満たせば、サブゼロ処理によってマルテンサイト変態を起こすことはもちろん、加工（例えば後記実施例に示すショットピーニング等）によってもマルテンサイト変態を生じ得るのである。
【００２０】
上述の式は、Ms点と化学組成の関係を求めた式で、式中のそれぞれの元素は、オーステナイト安定化、Ms点低下等に寄与するものとして考えられるものである。通常はこれらの元素に加えてCとNの影響も考慮されており、一般的なステンレス鋼の教科書にはCとNを要因として含めた式が提案されている。しかし、本発明の成分系においては、Ti等の強力な炭化物、窒化物形成元素を添加することを規定しているので、鋼中のCおよびNは、ほぼ全量が化合物として固着されていると仮定して、固溶CおよびN量を無視して計算した。
【００２１】
上記の元素以外に、オーステナイト化安定のためにNi：25％以下、鋼の強度を上げるために固溶強化元素であるSi：3％以下、焼入れ性向上を目的として、Cu：3.0%以下、Mo：2.0%以下、W：2.0%以下を添加しても良い。しかし、これらの選択元素を、上述の量を超えて添加しても効果は飽和し、コストアップするだけであるので無駄である。
【００２２】
本発明に係る高剛性鋼を製造するに際して、その溶製法としては、真空溶解法、プラズマ溶解法、コールドクルーシブル溶解法、アーク溶解法等が挙げられる。
【００２３】
上述した本発明の高剛性鋼を用いて得られる部材は、該鋼を製品形状に加工した後、サブゼロ処理により、あるいは加工誘起変態を起こし、該鋼中のオーステナイト相の少なくとも一部をマルテンサイトに変態させた後製品とされるものである。つまり、加工時はオーステナイト組織のままであるため、加工後の鋼に比べて強度が低く比較的容易に製品を成形することができ、この後、サブゼロ処理、あるいは加工誘起変態を起こすことでマルテンサイト変態が生じるため強度が向上するのである。尚、本発明において上記加工は特に限定されず、例えば、冷間圧延、伸線、ショットピーニング等が挙げられる。
【００２４】
【実施例】
以下実施例によって本発明をさらに詳述するが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することはすべて本発明の技術範囲に包含される。なお、「％」は特に断らない限り質量基準であり、各物性値は以下の方法で測定した。
【００２５】
［ヤング率］
サンプルから引張試験片を加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２８０に基づいてヤング率の測定を行った。
【００２６】
［疲労強度］
サンプルから直径8mmの丸棒に加工し、平滑回転曲げ疲労試験によって、Ｎ＝１０7回の疲労強度を評価した。400MPa以上を合格とする。
【００２７】
［オーステナイト量測定・硬さ上昇率］
Ｘ線回折測定（管球：Co）によって、加工前の鋼のオーステナイト量を測定した。α（２００）面とγ（２００）面の積分強度の比より計算して加工前の鋼に存在するオーステナイト量の体積率を測定した。尚、サブゼロ処理、あるいは加工誘起変態が起きた後は、サンプルに歪みが生じるため正確なオーステナイト量を測定することができない。従って、サブゼロ加工前の鋼と加工後の鋼の硬さの比から硬さ上昇率を求め、マルテンサイト変態の有無を評価した。
【００２８】
製造例
真空溶解法を採用したサンプルＡの製法について説明する。
【００２９】
マトリックス成分として、クロム鋼（Cr：15.0％、C：0.2％、Ｎ：0.01％）を使用し、これを真空誘導炉に導入し、特開平10−68048号に記載されている様に、化合物が完全に溶解する温度（1450〜1600℃）で溶解しておき、表１に示す組成となるように、Ti、B等を適宜添加した。次に、溶解したサンプルを鋳型に注湯して、20kgの鋼塊を製造した。冷却は、真空中（真空度：0.13〜1.3Pa）で行い、冷却・凝固の過程でTiとBを反応させることによりTiB2を生成、晶出させ、TiB2が分散した鋼を得た。このときの冷却速度は、約20℃／分程度とした。
【００３０】
サンプルＢ〜ＧについてもサンプルＡと同様の方法で作成した。
【００３１】
その後、熱間鍛造により直径20mmの丸棒に加工した後、各々の試験片に機械加工した。しかし、サンプルEは、熱間鍛造時に割れが発生し、その後の処理ができなかった。
【００３２】
【表１】
0003934475.tif 000002
【００３３】
加工誘起変態
前述した方法で得られたサンプルＡ〜Ｄ,Ｆ,Ｇの試験片について表２に示す処理を施した。処理条件については次の通りである。
【００３４】
[サブゼロ処理]
得られた鋼材を液体窒素（−196℃）に30分間浸漬し、残留オーステナイト組織のマルテンサイト変態を促進した。
【００３５】
[ショットピーニング]
径0.6ｍｍ,HRC60相当の投射材を、以下の条件でサンプルに投射し、ショットピーニングを行なった。
アークハイト：0.85mmA            カバレージ：300%
投射量：8kg／min                 ノズル距離：150mm
投射時間：30sec                  サンプル回転数：13rpm
エアー圧力：5kg／cm2
【００３６】
【表２】
0003934475.tif 000003
【００３７】
実験番号３は、サブゼロ処理を行なわなかったため、オーステナイト相がマルテンサイト変態せず、硬度が上昇しなかった。実験番号４は、Ms点が高すぎるため、サブゼロ処理前にオーステナイト相を確保できず、処理後に硬度上昇が見られず、疲労強度が劣っていた。また、加工前からマルテンサイト相を生じているため加工性も悪かった。実験番号５は、Cr量が少ないため十分に剛性を高めることができなかった。実験番号６は、高剛性を有するTiB2の分散量が少なく、十分な剛性が得られなかった。実験番号７は、オーステナイト相が生成しておらず、サブゼロ処理を施してもマルテンサイト相を生成できず、硬度が上昇しなかった。実験番号８は、Ms点が低過ぎるため、サブゼロ処理を施してもオーステナイト相がマルテンサイト変態を起こさず、十分な硬度が得られず、疲労強度が劣っていた。
【００３８】
これらの鋼に対して、本発明の規定を満たす実験番号１,２は剛性、疲労強度共に優れた鋼材であった。
【００３９】
【発明の効果】
本発明の高剛性鋼は、加工性や靭延性を失うことなく、剛性の大幅な向上と共に強度、特に疲労強度にも優れたものであるから、機械部品の小型軽量化やその他の鉄鋼材料にも好適に用いることができる。