(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１５〜１．２％（「質量％」の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１５〜２．０％を含有し、
更に他の元素として、
Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１０％以下（０％を含まない）及び
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有すると共に、
Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｏ：３％以下（０％を含まない）を含有し、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）に夫々抑制され、
残部が鉄および不可避不純物からなる靭性に優れた鋼材であって、
マルテンサイト組織が９０体積％以上であり、
且つロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）が４５以上で、
示差走査熱量測定の結果により算出した４００〜５００℃の範囲での単位質量当りの発熱量が２．０Ｊ／ｇ以下であることを特徴とする靭性に優れた鋼材。
【請求項２】
下記（１）〜（３）に示した条件のうち少なくとも一つを満足するものである請求項１に記載の鋼材。
（１）オージェ電子分光法で測定したときに、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量（質量％）［Ｃ（粒界）］と粒内に存在する炭素量（質量％）［Ｃ（粒内）］の比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］が２．５０以下。
（２）マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が７０ｎｍ以下。
（３）旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．３％以下（０％を含まない）及び
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、輸送機械や建築構造物等の機械構造物に用いられる鋼材に関し、特に、ばねやボルト、インパクトビームの素材に適した高強度で高靭性の鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、輸送機械や建築構造物等に使用される機械構造物用鋼材は、軽量化および長寿命化という目的から、より一層の高強度化が要求されている。こうした高強度化を達成することは、例えば自動車における燃費や排ガス低減が図れ、その結果として環境への負荷の低減が図れるのである。
【０００３】
上記の様な高強度機械構造用鋼材としては、焼入れ・焼戻し処理によって組織をマルテンサイト化した鋼（マルテンサイト鋼）が主に用いられており、その強度レベルはロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）で45以上、好ましくはＨＲＣ50以上が必要とされている。しかしながら、鋼材の高強度化を図ることは靭性の劣化を招くという弊害が生じることになる。こうしたことから、高強度化を図ると共に靭性も良好にすることが現在の重要な課題とされている。
【０００４】
高強度と良好な靭性を兼ね備えた鋼材の開発を目指してこれまでにも様々な技術が提案されており、例えば特公昭60-30736号には、冷間成形コイルばねの靭性向上を目標として、高周波加熱焼入れによってマルテンサイト組織を微細化する技術が開示されている。但し、この技術では、急速加熱処理によってオーステナイト組織を微細化し、間接的にマルテンサイト組織を微細化するものであるので、靭性向上の程度も十分に満足できるものではなく、更なる高靭性化の技術の開発が望まれている。
【０００５】
また、特開平6-116637号には、成分組成としてＮｉを多量（8.0〜11.0％程度）に含有させると共に、昇温中に剪断型逆変態オーステナイト相を生成させ、転位密度の高い未変態オーステナイトから焼入れることによって、マルテンサイト鋼の靭性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、Ｎｉは積極的に多量添加するには高価な元素であるという欠点がある。また、この技術で提供される超高張力鋼は、海水あるいは塩水などの応力腐食環境中での使用を想定しているので、溶接熱影響部の耐応力腐食割れ性を具備させる必要があり、このため添加Ｃ量が0.04〜0.09％と低く設定されている。よって、ばねやボルト用鋼として適用するには強度および靭性ともに要求水準を満足するものではかった。
【０００６】
更に、特開平7-224355号には、マルテンサイト鋼に総減面率20％以上の伸線加工を施して鋼材表層に＜１００＞集合組織を形成させることによって、マルテンサイト鋼の旧オーステナイト粒界における割れを防止して靭性を向上させる方法が開示されている。しかしながら、高強度のマルテンサイト鋼に総減面率20％以上の伸線加工を施すことは、実操業では困難である。更に、この技術は、ＰＣ（prestressed concrete）鋼棒に適用されることを想定してなされたものであるので、こうした用途で要求される特性が重視されており、またマルテンサイト鋼の強度を決定する添加Ｃ量も0.1〜0.4％と低く設定されており、ばねやボルト用鋼として適用するには充分な強度および靭性が得られなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、ＨＲＣ45以上の高強度が要求される構造部材として用いても十分な強度を有すると共に、靭性にも優れた鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた本発明の靭性に優れた鋼材とは、Ｃ及びＭｎを夫々含み、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）に夫々抑制した靭性に優れた鋼材であって、マルテンサイト組織を主体とし、且つロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）が４５以上で、示差走査熱量測定の結果により算出した４００〜５００℃の範囲での単位質量当りの発熱量が２．０Ｊ／ｇ以下である点に要旨を有するものである。
【０００９】
本発明では上記要件に加えて、下記（１）〜（３）に示した条件のうち少なくとも一つを同時に満足すると、強度−靭性バランスが非常に良好となる。
（１）オージェ電子分光法で測定したときに、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量（質量％）［Ｃ（粒界）］と粒内に存在する炭素量（質量％）［Ｃ（粒内）］の比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］が2.50以下。
（２）マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が７０ｎｍ以下。
（３）旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１０μｍ以下。
【００１０】
鋼材の成分組成としては、Ｃ：０．１５〜１．２％及びＭｎ：０．１５〜２．０％を夫々含有するものが好ましく、更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｄ）に示した元素を任意に選択して含むのが好ましい。
（ａ）Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｃｒ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１０％以下（０％を含まない）及びＣｕ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｃ）Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｏ：３％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）及びＺｒ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素。
【００１１】
【発明の実施の形態】
マルテンサイト鋼は高強度であることが知られているが、その理由は焼入れ処理時に炭素元素が過飽和に固溶するからである。ここで、「過飽和に固溶した炭素」とは、全固溶炭素量に対して熱力学的に平衡な固溶限界量を超過している炭素を指す。また、単に「固溶した炭素」と記載した場合は、マトリックスに固溶している全ての炭素を意味する。
【００１２】
また、過飽和に固溶した炭素は固溶強化に大きく寄与するが、焼戻し処理によって微細な炭化物として析出して、析出強化にも寄与する。従って、炭素添加量がマルテンサイト鋼の強度に大きく影響するのである。
【００１３】
そして、従来から、マルテンサイト鋼はその靭性を改善するために焼入れ後に焼戻しが施される。これは、焼入れ時に固溶した炭素を焼戻しによって炭化物として析出させると共に、欠陥を回復させるためである。しかし、靭性を充分に回復するために高温で長時間の焼戻しを施すと、今度は母材の強度が低減してしまうこともある。
【００１４】
一方、強度と靭性を両立させる強化手段として、結晶粒の微細化を図ることが有効であることも良く知られている。しかしながら、現状のレベルよりも更に結晶粒微細化を図ることは、現在のところ非常に困難である。また、結晶粒微細化以外の強化機構については、靭性に及ぼす影響が明らかにされている訳ではない。
【００１５】
上記の様な状況の下で本発明者らは、結晶粒微細化以外の手段で鋼材の強度と靭性を両立させる強化機構について様々な角度から検討を重ねた。その結果、過飽和に固溶している炭素が靭性の劣化に影響を与えていることが判明した。そして、過飽和固溶炭素量を減少させることによって靭性を向上させると共に、固溶炭素量の減少に伴う強度低下を加工強化によって補うと、高強度で高靭性の鋼材が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明で規定する各要件について説明する。
【００１６】
まず本発明の鋼材は、Ｃ及びＭｎを夫々含むと共に、Ｐ及びＳの含有率を夫々0.02％以下に抑制する必要がある。すなわち、Ｃ及びＭｎの添加量は特に限定されず、機械構造物に用いられる鋼材としての特性を保持できる程度とすれば良い。一方、Ｐ及びＳ元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００１７】
Ｐ：0.02％以下（0％を含む）及びＳ：0.02％以下（0％を含む）
ＰとＳが鋼材中に過度に存在すると、これらの元素がオーステナイト結晶粒界に偏析して粒界破壊を助長して靭性を低下させるので、できるだけ少ない方が良いが、いずれも0.02％以下に抑制すればこうした不都合を回避することができる。尚、これらの元素は、いずれも0.015％以下に抑制することが好ましい。
【００１８】
上記の通り、本発明の鋼材における基本的な化学成分組成は特に限定されないが、強度及び靭性の両特性を備えるという観点から、Ｃ：0.15〜1.2％及びＭｎ：0.15〜2.0％を夫々含有するものであることが好ましい。この様に規定した理由は下記の通りである。
【００１９】
Ｃ：0.15〜1.2％
本発明の鋼材に目標とする強度・靭性レベルを確保させるためには、Ｃは少なくとも0.15％含有させるのが良い。鋼材は、Ｃ含有量の増加に伴って高強度化が達成されることになる。また、Ｃ含有量を増加することによって、焼入れ後のマルテンサイト鋼中の欠陥密度が高くなるので、高欠陥密度による靭性向上を図る本発明においては、Ｃ含有量はできるだけ高い方が有利である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって1.2％を超えると焼割れが生じ易くなるので、上限を1.2％とするのが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい下限は0.2％程度であり、より好ましい上限は1.0％程度である。
【００２０】
Ｍｎ：0.15〜2.0％
Ｍｎは、焼入れ性向上元素として添加されるが、その効果を発揮させるためには0.15％以上含有させるのが良い。しかしながら、その含有量が過剰になると、冷間成形性や靭性の低下を招くので、上限を2.0％とするのが良い。Ｍｎ含有量のより好ましい下限は0.18％であり、より好ましい上限は1.80％である。
【００２１】
本発明の鋼材における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるものであるが、必要によって更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｄ）に示した元素を任意に選択して含むのが有用である。これらの元素の範囲限定理由は、下記の通りである。
（ａ）Ｓｉ：2％以下（0％を含まない）、
（ｂ）Ｃｒ：3.0％以下（0％を含まない）、Ｍｏ：2％以下（0％を含まない）、Ｎｉ：10％以下（0％を含まない）及びＣｕ：1％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる1種以上の元素、
（ｃ）Ａｌ：1.5％以下（0％を含まない）及び／又はＣｏ：3％以下（0％を含まない）、
（ｄ）Ｔｉ：0.3％以下（0％を含まない）、Ｎｂ：0.3％以下（0％を含まない）、Ｖ：0.3％以下（0％を含まない）及びＺｒ：0.3％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素。
【００２２】
Ｓｉ：2％以下（0％を含まない）
Ｓｉは、特にばね鋼に要求される鋼材の耐へたり性を向上するためには添加することが好ましい元素である。しかし、過度に添加すると冷間成形性や靭性が劣化するので、上限を2％とした。
【００２３】
Ｃｒ：3.0％以下（0％を含まない）、Ｍｏ：2％以下（0％を含まない）、Ｎｉ：10％以下（0％を含まない）及びＣｕ：1％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる1種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると焼入れ性が高くなり過ぎ、ボルト成形時等における冷間成形性を劣化させる。また、これらの元素は高価であるので、増量による特性向上とコスト増加との兼ね合いから、上限を夫々上記の様に設定した。但し、上記元素を2種以上含有させるときは、総含有量を15％以下にするのが好ましい。尚、これらの元素による上記効果は、上記範囲内でその含有量を増加させるにつれて大きくなるが、上記効果を発揮させる為には、いずれも0.1％以上含有させることが好ましい。
【００２４】
Ａｌ：1.5％以下（0％を含まない）及び／又はＣｏ：3％以下（0％を含まない）
Ａｌ及びＣｏは、ばね鋼として要求される耐へたり性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると熱処理時の脱炭や鋳造時の凝固割れ等の問題が起こるので、上限を夫々上記の様に設定した。但し、両方の元素を含有させるときは、含有量の合計を3％程度以下にするのが好ましい。Ａｌのより好ましい上限は1.4％であり、Ｃｏのより好ましい上限は2.9％である。尚、上記の様な効果を有効に発揮させるためには、Ａｌで0.2％以上、Ｃｏで0.5％以上含有させることが好ましい。
【００２５】
Ｔｉ：0.3％以下（0％を含まない）、Ｎｂ：0.3％以下（0％を含まない）、Ｖ：0.3％以下（0％を含まない）及びＺｒ：0.3％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる1種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、微量の添加で微細析出物を形成し、析出強化をもたらすと共に、鋼材組織の粗大化抑制および微細化等に寄与し、靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させると析出物が粗大化し加工性が悪くなるので、上限を夫々上記の様に設定した。尚、上記の様な効果を有効に発揮させるためには、いずれも0.02％以上含有させることが好ましい。
【００２６】
これらの成分以外にも、本発明の鋼材には、その特性を阻害しない範囲の微量成分（例えば、Ｂ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｓｂ，Ｗ，希土類元素等）の含有も許容できるものであり、こうした鋼材も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２７】
本発明の鋼材は、前述の如くマルテンサイト組織を主体とするものである。焼入れ後や焼戻し後の組織には、未変態のオーステナイト（残留オーステナイト）を含む場合があるが、本発明における「マルテンサイト組織」とは、焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイトを除く組織を指す。また、「マルテンサイト組織を主体とする」とは、マルテンサイト組織が90体積％程度以上であることを意味し、この体積割合は、例えばＸ線回折法によって求められる残留オーステナイト量から計算することができる。この様に、マルテンサイト組織を主体とする組織とすることによって、前記Ｃ含有量と相俟って、鋼材の強度をロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）で45以上とすることができる。
【００２８】
但し、上記の要件（化学成分および組織）を満足するだけでは、本発明で目的とする高靭性を達成することができない。本発明では、示差走査熱量測定（以下「ＤＳＣ」と称する場合がある）の結果により算出した400〜500℃の範囲での単位質量当りの発熱量が2.0Ｊ／ｇ以下である必要がある。ここで、400〜500℃の範囲での単位質量当りの発熱量を算出する方法の一例を図1に示す。
【００２９】
ＤＳＣの測定は、鋼材からワイヤカットにて採取した直径約3ｍｍ、高さ約2ｍｍ、質量約100ｍｇの円柱状試験片を、Ａｌ2Ｏ3製の試料ホルダーに入れ、標準試料としてＡｌ2Ｏ3を用い、Ｎ2気流中（流量：50ｍＬ／ｍｉｎ）、昇温速度15℃／ｍｉｎの条件で行なった。また、熱流速度差（ｍＪ／ｓｅｃ）は1.0ｓｅｃ毎に測定した。
【００３０】
図1から明らかな様に、150〜250℃の範囲は熱流速度差が温度上昇と共に単調増加しているが、250〜500℃の範囲では発熱のピークが現れることが分かる。こうした現象が生じる原因について本発明者らが更に研究した結果、250〜400℃の範囲におけるピークは残留オーステナイトの分解に起因する発熱であると共に、400〜500℃の範囲におけるピークは鋼材に含まれる過飽和固溶炭素が炭化物として析出する際の発熱に起因していることを見出した。そこで、ＤＳＣで測定した際に400〜500℃の範囲に見られる発熱を示す曲線と、150〜250℃での熱流速度差変化を直線に近似した基準線との間の面積（本発明では基準線より上、つまり、図1の斜線部分の面積）が総発熱量を示していることから、単位質量当りの発熱量（総発熱量を試料の質量で徐した値）を算出し、靭性との関係について研究した。その結果、単位質量当りの発熱量が2.0Ｊ／ｇ以下であると、鋼材に含まれる過飽和固溶炭素量が所望の範囲にあることが分かり、靭性に優れた鋼材を得ることができた。
【００３１】
本発明の鋼材を得るためには、焼入れ・焼戻し後に所定の処理を施すことが重要である。すなわち、鋼材に高温で長時間の焼戻しを施したのでは、固溶炭素量が減少するので、ＤＳＣで測定した際の単位質量当りの発熱量が2.0Ｊ／ｇ以下となるが、充分な強度を維持することができない。そこで、本発明の鋼材を得るには、焼入れ・焼戻し後の強度を殆ど低下させないで、または、更に強度を向上させつつ靭性を向上させる様な処理を施す必要がある。
【００３２】
本発明者らが研究した結果、焼入れ・焼戻し後に靭性をさらに向上させるには、炭化物の析出サイトとなる格子欠陥密度を増加させると共に、炭化物の析出を促進させる処理を施すと良いことが分かった。具体的には、焼入れ・焼戻しを施した鋼材に冷間加工を施すと良く、これによって加工強化され、強度を増加させることができる。そして、冷間加工処理後、ブルーイング処理を施せば、炭化物が析出するので、過飽和固溶炭素量を減少させることができ靭性を向上させることができる。また、ブルーイング処理によって、冷間加工で導入された格子欠陥に固溶炭素が固着するので、強度をさらに向上させることができる。
【００３３】
このように焼入れ・焼戻し後に冷間加工とブルーイング処理を施すと、鋼材が加工強化されると共に、過飽和固溶炭素量を低減することができるので、靭性も向上させることができる。
【００３４】
本発明の効果を得るためには、冷間加工の条件とブルーイング処理の条件も重要である。冷間加工の条件は、総減面率が4％以上、10％以下となるように操業することが推奨される。総減面率がこの範囲であると、格子欠陥が効果的に導入されるので、鋼材の強度を向上させることができるのである。しかし、総減面率が4％未満では、格子欠陥の導入量が不十分であるので、冷間加工後に施されるブルーイング処理によって強度が低下してしまう。また、総減面率が10％を超えると、鋼材に過剰な加工強化が施されてしまうので、析出した炭化物が加工によって再固溶してしまい、過飽和固溶炭素量を低減することができないのである。
【００３５】
また、ブルーイング処理の条件は、時間をｔ（sec）、温度をＴ（℃）、鋼材の添加炭素量を［Ｃ］（質量％）とした場合、下記［１］式を満足するように操業することが推奨される。
10000≦（Ｔ＋273）×（ｌｏｇｔ＋21.3−5.8×［Ｃ］）≦18000  ・・・［１］
但し、180≦ｔで、200≦Ｔ≦500である。
【００３６】
冷間加工された鋼材を充分均熱するためには、少なくとも180sec必要であるので、下限を180secとした。また、極端に低温でブルーイング処理を施すと、過飽和炭素量を低減するのに時間がかかり過ぎるので実操業にそぐわず、一方、高温でブルーイング処理を施すと強度が低下してしまうので、本発明の要件を満足する鋼材を得ることができない。よって、処理温度を200〜500℃とするのが好ましい。しかし、ブルーイング処理温度が400超〜500℃の範囲では、本発明の要件を満足する鋼材を得ることはできるものの、強度が若干低下する傾向がある。よって、ブルーイング処理温度は400℃以下がより好ましい。
【００３７】
本発明においては、上述した時間ｔと温度Ｔの条件を満足すると共に、上記［１］式を満足するのが良い。すなわち、時間ｔと温度Ｔと鋼材の添加炭素量［Ｃ］との関係を示す上記［１］式の値が10000〜18000の範囲であると、鋼材の強度を維持しつつ過飽和固溶炭素を低減することができるので、靭性を向上させることができるのである。
【００３８】
本発明の鋼材は、上述した様に過飽和固溶炭素量を低減することで靭性を向上させるものであるが、鋼材中の過飽固溶炭素量が低減する理由は、焼入れや焼戻し、ブルーイングの工程で過飽和固溶炭素が炭化物として析出するからである。しかし、鋼材中に析出する炭化物は、鋼材の靭性に影響を与えることも知られており、この炭化物は結晶粒内の格子欠陥やラス界面、ブロック界面、旧オーステナイト粒界などに析出する。
【００３９】
そこで、本発明者らは、鋼材中に析出する炭化物にも注目し、該炭化物の析出サイトまたは析出サイズと、鋼材の物性との関係について夫々検討したところ、炭化物がマルテンサイト組織中に均一に微細分散していると強度および靭性の両方の特性に一層優れることを知った。また、鋼材組織を観察したところ、結晶粒径も強度および靭性に影響を与えることを知った。そして、本発明者らは、下記（１）〜（３）に示した条件のうち少なくとも一つ満足すると、強度及び靭性に一層優れることを明らかにした。
【００４０】
（１）鋼材をオージェ電子分光法で測定したときに、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量と粒内に存在する炭素量の比が2.50以下
炭化物は大傾角粒界へ析出しやすいが、炭化物が旧オーステナイト粒界へ析出すると粒界破壊を助長させて、靭性を低下させることが知られている。そのため、高靭性化を達成するには、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物量を低減すると共に、旧オーステナイト粒内に炭化物が析出する様に制御すれば良い。また、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物は鋼材の強度へ殆ど寄与しないが、旧オーステナイト粒内に析出する炭化物は鋼材の強度へ寄与する可能性がある。そこで、本発明者らは、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量［以下「Ｃ（粒界）」と表す］と旧オーステナイト粒内に存在する炭素量［以下「Ｃ（粒内）」と表す］を測定し、これらの炭素量の比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］と鋼材の強度−靭性バランスとの関係について検討したところ、下記（Ｉ）式を満足する鋼材は、強度−靭性バランスに優れることが分かった。より好ましくは下記（ＩＩ）式を満足するのが良い。
［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］≦2.50      ・・・（Ｉ）
［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］≦2.30      ・・・（ＩＩ）
すなわち、鋼材が上記（Ｉ）式を満足すると、炭化物が粒界に集中して析出しておらず、鋼材中に均一に微細分散していることとなるので、鋼材は強度および靭性に優れるのである。
【００４１】
本発明において、炭素量はオージェ電子分光法で測定した値である。この理由は、Ｃ量を厳密に測定できるからである。すなわち、Ｃ量の分析は非常に難しく試料に付着した僅かな汚れであってもＣとして検出することがあり、真の値を得ることが困難であるが、オージェ電子分光法では、試料を真空中で破壊させ、評価面を真空中で作成し得るので清浄な分析面（破壊面）を得ることができ、Ｃ量を厳密に測定できる。また、オージェ電子分光法では、分析深さが10ｎｍ程度なので極表層を分析でき、旧オーステナイト粒界に板状となって析出している炭化物の分析にも適している。
【００４２】
但し、オージェ電子分光法で旧オーステナイト粒界または粒内に存在する炭素量（質量％）を測定したとしても、炭化物として析出している炭素であるか、固溶している炭素であるか区別できない。しかし、後述する実施例から明らかな様に、オージェ電子分光法で鋼材を測定したところ鋼材に含有する炭素量よりも高い炭素量が測定されるので、オージェ電子分光法で測定した炭素量とは、炭化物を形成している炭素を測定していると考えられる。
【００４３】
炭化物を旧オーステナイト粒内へ積極的に析出させる方法について検討したところ、焼戻し条件が特に重要であることが分かった。すなわち、焼戻し条件は、鋼材の炭素含有量や、炭化物の析出に影響を及ぼすＳｉやＣｒなどの元素の含有量にも影響を受けるけれども、焼戻し温度を低く（例えば、325℃以下）すると、炭化物が旧オーステナイト粒内へ析出しやすいことを明らかにした。この理由は、旧オーステナイト粒界へ炭化物が析出成長するには、粒内から粒界への炭素の拡散が必要であるが、低温程拡散し難いためである。また、ブルーイング条件も炭化物の析出サイトへ影響を及ぼすと考えられ、焼戻し温度と同様にブルーイング温度を低く（例えば、325℃以下）する方が好ましい。
【００４４】
（２）マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が70ｎｍ以下
炭化物はマルテンサイトラス内にも析出するが、このとき炭化物は針状に析出する。よって、鋼材は炭化物の長軸方向に沿って破壊しやすく、炭化物が針状に長くなるに連れて亀裂の発生および進展が進むと考えられる。そこで、マルテンサイトラス内に存在する炭化物のサイズが、鋼材の強度および靭性に及ぼす影響について本発明者らが検討したところ、マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が70ｎｍ以下、より好ましくは65ｎｍ以下であれば、鋼材の強度および靭性に一層優れることが分かった。すなわち、炭化物の長径が短ければ、鋼材中での亀裂の進展経路が複雑となるので、靭性が向上すると考えられる。また、鋼材中に微細な炭化物を析出させることによって、炭化物の析出による強化も期待できる。
【００４５】
鋼材中の炭化物のサイズは、冷間加工条件やブルーイング条件を制御することで調整できる。つまり、焼戻し処理を低温で且つ短時間で行うと、炭化物は微細になると考えられるが、焼戻し処理後にさらに冷間加工やブルーイング処理を施すことで炭化物の粒内への析出を促進できる。このとき、鋼材に施す冷間加工を炭素の再固溶を避ける程度に大きくすると共に、ブルーイング温度を低くすることによって、冷間加工で導入された格子欠陥に微細な炭化物が効率良く析出すると考えられる。
【００４６】
（３）旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が10μｍ以下
旧オーステナイト粒界には、炭化物が析出したり、Ｐなどの有害不純物が偏析して粒界破壊を助長するので、鋼材の靭性が劣化する原因となる。また、旧オーステナイト粒の結晶粒径は、粒内の組織単位であるマルテンサイトブロックやラスのサイズを変化させるので、粒内での破壊にも影響を及ぼす。そこで、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径と鋼材の強度−靭性バランスとの関係について検討したところ、旧オーステナイト粒の結晶粒径が10μｍ以下、より好ましくは8μｍ以下であれば鋼材の強度−靭性バランスが良好であることが分かった。
【００４７】
すなわち、旧オーステナイト粒の結晶粒径を小さくすると、粒界破壊を生じる際の応力集中を緩和することができると考えられる。また、粒内破壊ではマルテンサイトブロックやラスを微細化できるので、破壊経路を複雑にできる。よって、強度−靭性バランスを良好にできると考えられる。
【００４８】
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を上記範囲に制御するには、ＴｉやＮｂ，Ｖ，Ｚｒなどの元素を添加すれば結晶粒が容易に微細化する。また、焼入れ処理するに際して、昇温速度を大きくする（例えば、50℃／ｓｅｃ以上）と共に、加熱温度を低くし（例えば、880〜910℃程度）、且つ処理時間を短く（例えば、900ｓｅｃ程度）すれば、結晶粒は微細化されるが、加熱温度を低くし過ぎたり、処理時間を短くし過ぎると溶体化が充分行われないときがあるので注意が必要である。
【００４９】
本発明では、上述した条件のうち少なくとも一つを満足するのが好ましいが、より好ましくは任意に選ばれる二つの条件を満足するのが良く、最も好ましくは三つ全ての条件を満足するのが望ましい。
【００５０】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００５１】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成を有する各種鋼材（No.1〜20）を、溶製、形状加工し、直径：18ｍｍの棒材を得た。次に、下記に示す製造パターンＡまたは製造パターンＢでマルテンサイト鋼を作製した。尚、鋼材をＸ線回折で観察し、求められる残留オーステナイト量からマルテンサイト組織量を計算して、該マルテンサイト組織が90体積％以上存在していることを確認している。
製造パターンＡ：▲１▼焼入れ処理、▲２▼焼戻し処理、▲３▼冷間加工、▲４▼ブルーイング処理の4つの処理工程からなる。
製造パターンＢ：▲１▼焼入れ処理、▲２▼焼戻し処理の2つの処理工程からなる。
【００５２】
焼入れ処理については、Ａｃ3〜Ａｃ3＋200℃に加熱した後、冷却速度が臨界冷却速度以上となる様に水冷した。焼戻し処理については、必要な強度レベルに調整する様に温度及び時間を設定した。
【００５３】
焼戻し後、製造パターンＡでは、室温で冷間加工を施した。冷間加工は、総減面率が2％以上となる様に伸線加工した。尚、冷間加工として伸線加工を採用したが、圧延、鍛造、その他の加工方法でも良い。さらに、製造パターンＡでは、冷間加工後、表２に示す条件でブルーイング処理を行なった。
【００５４】
各熱処理時の温度は、試料作成工程において、試料表面に熱電対を溶接して表面温度を測定し、得られた測定温度から昇温速度を算出した。
【００５５】
焼戻し後、または、ブルーイング処理後の鋼材の強度評価として、ロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）を求めた。このとき、圧延方向横断面を測定面とする為に、湿式切断、♯80および♯150のエミリー紙を用いて湿式研磨後、Ｄ／４（Ｄ：直径）位置の硬さを4点測定し、その平均値を求めた。
【００５６】
また、靭性の評価には、4点曲げ−陰極チャージ試験における破断寿命を採用した。例えば、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，11（1998），495において、4点曲げ−陰極チャージ試験の破断寿命が、破断靭性値Ｋ1Cと良い相関を得ることが報告されており、本発明においてもこうした試験方法を靭性評価の試験方法として採用した。本発明で採用したこの試験方法の概要は、下記の通りである。
【００５７】
［４点曲げ−陰極チャージ試験］
まず、焼戻し後またはブルーイング処理後の試料から、放電処理によって長さ：65ｍｍ，幅：10ｍｍ，厚さ：1.5ｍｍの板状試験片を切り出し、図２に示す治具によって曲げ応力1400ＭＰａで4点にて拘束した。そして、この拘束した試験片を装着した治具を、0.5ｍｏｌ／Ｌ硫酸および0.01ｍｏｌ／ＬのＫＳＣＮの混合液に浸し、陽極に白金電極を用いて、陰極電位−700ｍＶを付加することで、試験片に電気化学的に水素を供給した。電位付与後、曲げ応力を与えた試験片が破断するまでの時間で測定した。そして、寿命が1000ｓｅｃを超えるものが、実用に適する靭性を有することから、寿命が1000ｓｅｃを合否の判断基準とした。
【００５８】
また、鋼材中の過飽和固溶炭素量を測定するために、下記条件で示差走査熱量測定を行なった。
【００５９】
［示差走査熱量測定（ＤＳＣ）の測定条件］
リガク製THERMOFLEX DSC8230（示差走査熱量測定装置：ＤＳＣ）を用いて、鋼材からワイヤカットにて採取した直径約3ｍｍ、高さ約2ｍｍ、質量約100ｍｇの円柱状試験片を、Ａｌ2Ｏ3製の試料ホルダーに入れ、標準試料としてＡｌ2Ｏ3を用い、Ｎ2気流中（流量：50ｍＬ／ｍｉｎ）、昇温速度15℃／ｍｉｎの条件で測定した。
【００６０】
そして、400〜500℃の範囲に見られる発熱を示す曲線と、150〜250℃での熱流速度差変化を直線に近似した基準線との間の面積（総発熱量）を算出した。尚、熱流速度差（ｍＪ／ｓｅｃ）は1.0ｓｅｃ毎に測定した。
【００６１】
前記表１に示した鋼材を、上記製造パターンＡまたは製造パターンＢで製造した試料における特性を測定した結果を、詳細な製造条件と共に下記表２に示す。但し、下記表２における記号は、例えば、表１の鋼材1を上記製造パターンＡで製造したときには、「1−A」と表記してある。また、下記表２における試料No.27のものは、強度不足のため靭性評価は行なわなかった。
【００６２】
【表１】
0004202663.tif 000002
【００６３】
【表２】
0004202663.tif 000003
【００６４】
表２の結果に基づき、ＤＳＣの測定結果から算出された400〜500℃の範囲における単位質量当りの発熱量Ｑ（Ｊ／ｇ）と破断寿命（ｓｅｃ）の関係を図３に示す。表２と図３から次の様に考察できる。
【００６５】
表１に示した鋼材No.1〜13を製造プロセスＡにて処理したものは、試料No.2，3，9，15を除いて本発明の要件を満足する本発明例であり、ブルーイング処理後のロックウェルC硬さが45を超えていると共に、破断寿命が1000ｓｅｃを超えている。すなわち、高強度で高靭性の鋼材が得られている。
【００６６】
但し、試料No.2，3，9，15は、製造プロセスＡにて処理しているにもかかわらず、単位質量当りの発熱量Ｑが本発明の要件を満足せず、破断寿命が1000ｓｅｃに満たなかった。この理由は次の様に考察できる。試料No.2は、ブルーイング時間が30ｓｅｃと短いため、試料全体が均熱されておらず、過飽和固溶炭素を充分に減少させることができなかった。よって、ブルーイング処理後のロックウェルＣ硬度は45を超えているものの、単位質量当りの発熱量Ｑが2.0Ｊ／ｇを超えた。試料No.3は、冷間加工の総減面率が2.2％と僅かであるので、炭化物の析出サイトとなる格子欠陥の導入が充分ではなく、ブルーイング処理時に炭化物の析出が促進されなかったと考えられる。よって、過飽和固溶炭素量を充分に低減することができず、靭性劣化を抑制できなかった。また、強度も焼戻し後よりも顕著に低下している。試料No.9及びNo.15は、冷間加工時の総減面率が16.0％及び21.0％と高いので、既に析出している炭化物が加工強化によって再固溶してしまい、過飽和固溶炭素量が増加したと考えられる。従って、Ｑが2.0Ｊ／ｇを超えたので充分な靭性を得ることができなかった。
【００６７】
一方、試料No.30，32，33は、Ｐ又はＳ元素の含有量が本発明で規定する上限を超えているの鋼材を用いた例である。よって、Ｑは2.0Ｊ／ｇ以下であるものの、粗大介在物や偏析を生じてしまい、冷間加工やブルーイング処理によって過飽和固溶炭素量を減少させても靭性は充分に向上できなかった。
【００６８】
試料No.28，29，31は、Ｑが2.0Ｊ／ｇ以下であるものの、Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの元素が過剰に添加されているので、粗大介在物や偏析を生じてしまい、冷間加工やブルーイング処理によって過飽和固溶炭素量を減少させても靭性は充分に向上できなかった。
【００６９】
さらに、製造プロセスＢによって製造された鋼材は、焼戻し後のロックウェルＣ硬さが45以上であるものの、過飽和炭素量を低減する処理を施していないので、Ｑが2.0Ｊ／ｇを超え、靭性を向上させることができなかった。
【００７０】
実施例２
炭化物の析出サイトと、鋼材の強度−靭性バランスとの関係について検討した。実施例１で示した条件で製造した試料No.1〜33を真空チャンバー内で破断し、破断面における旧オーステナイト粒界に存在する炭素量（質量％）および粒内に存在する炭素量（質量％）を走査型オージェ電子分光装置（ＰＨＩ社製、商品名「ＰＨＩ６７０」）で夫々測定した。真空チャンバー内は、真空度：1.33×10-10ｋＰａ（1×10-9ｔｏｒｒ）以下とし、ビーム径：1μｍφ以下である。
【００７１】
但し、粒界破壊し難い場合は（例えば、試料No.20,21,22など）、水素脆化による粒界破壊を促すために測定前に予め水素チャージし、水素が離散しないように常法でＺｎめっきを施したものを測定用試料として破断面における旧オーステナイト粒界および粒内に存在する炭素量（質量％）を夫々測定した。
【００７２】
炭素量の測定位置は、旧オーステナイト粒界または粒内について夫々5カ所以上とし、検出されたピーク強度からＦｅ，ＣおよびＳｉ濃度を夫々算出して旧オーステナイト粒界に存在する炭素量［Ｃ（粒界）］と粒内に存在する炭素量［Ｃ（粒内）］の平均値を求めた。但し、検出されたピークはＦｅ，ＣおよびＳｉが主であったため、これら三元素の合計量を100％としてＣ濃度を算出した。結果を夫々表３に示す。また、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量と粒内に存在する炭素量との比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］を計算して表３に示す。
【００７３】
【表３】
0004202663.tif 000004
【００７４】
表２に示したブルーイング処理後に測定したロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）に対して破断寿命を図４プロットする。但し、製造パターンＢで製造した試料は、焼戻し後に測定したロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）に対して破断寿命をプロットしている。図中○は本発明例であり、×は比較例である。また、境界線［ａ］は、旧オーステナイト粒界に存在する炭素量と粒内に存在する炭素量との比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］が2.50以下であるものと、比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］が2.50超のものとの境界を表している。
【００７５】
表３および図４から次の様に考察できる。旧オーステナイト粒界に存在する炭素量と粒内に存在する炭素量との比［Ｃ（粒界）／Ｃ（粒内）］が2.50以下である鋼材は、本発明の要件を満足する本発明例の中でも強度−靭性バランスが特に良好である。
【００７６】
ここで、オージェ電子分光法で測定した破断面の一例を図５に示す。図５は試料No.4を真空チャンバー内で破断したときの破断面を走査型電子顕微鏡（日立製作所製、商品名「Ｓ−４０００」）を用いて2000倍で撮影した図面代用写真である。図５から平滑な粒界破面と、凹凸のある粒内破面とが混在していることが分かる。
【００７７】
実施例３
炭化物の析出サイズと、鋼材の強度−靭性バランスとの関係について検討した。上記実施例１で得られた試料を透過型電子顕微鏡（日立製作所社製、商品名「Ｈ−８００」）を用いて60000倍で観察し、マルテンサイトラス内に存在する炭化物の長径を測定すると共に、測定対象が炭化物であることを電子線回折パターンで確認した。炭化物の測定個数は100個以上とし、測定した炭化物の長径を平均した平均長径を炭化物のサイズとした。結果を前記表３に示す。また、マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が70ｎｍ以下のものと、70ｎｍ超のものとの境界線［ｂ］を図４に併記した。
【００７８】
表３および図４から、本発明の要件を満足する本発明例の中でも、マルテンサイトラス内に存在する炭化物の平均長径が70ｎｍ以下であれば、強度と靭性のバランスがさらに良好となることが分かる。
【００７９】
ここで、試料No.17の鋼材を上記透過型電子顕微鏡を用いて60000倍で撮影した図面代用写真を図６に示す。図中の矢印は、炭化物を指し示している。図６から明らかな様に、マルテンサイトラス内に存在する炭化物は、その殆どが針状に析出していることが分かる。
【００８０】
実施例４
旧オーステナイト粒の平均結晶粒径と、鋼材の強度−靭性バランスとの関係について検討した。上記実施例１に示した条件で焼入れ処理した焼入れままの試料を、500℃で2時間熱処理した後、湿式研磨、バフ研磨を行い、塩酸、ピクリン酸およびエチルアルコールの混合溶液を用いて腐食して、旧オーステナイト粒を現出させた。腐食後の試料を光学顕徹鏡（オリンパス社製）を用いて観察倍率400倍で4視野観察し、切断法（測定長は50ｍｍ程度）で旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出した。結果を前記表３に示す。また、旧オーステナイト粒の結晶粒径が10μｍ以下のものと、10μｍ超のものとの境界線［ｃ］を図４に併記した。
【００８１】
表３および図４から明らかな様に、本発明の要件を満足する本発明例の中でも、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が10μｍ以下であれば、強度と靭性のバランスが一層良好となることが分かる。
【００８２】
また、図４から明らかな様に、前記（１）〜（３）の全ての条件を満足する本発明例は、強度および靭性の両方の特性に非常に優れていることが分かる。
【００８３】
【発明の効果】
上記構成を採用すれば、ＨＲＣ45以上の高強度が要求される構造部材として用いても十分な強度を有すると共に、靭性にも優れた鋼材を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】  示差走査熱量測定（ＤＳＣ）結果の一例を示すチャートである。
【図２】  ４点曲げ−陰極チャージ試験で用いた治具を示す概略説明図である。
【図３】  ＤＳＣの測定結果から算出された400〜500℃の範囲における単位質量当りの発熱量Ｑ（Ｊ／ｇ）と破断寿命（ｓｅｃ）の関係を示すグラフである。
【図４】  ロックウェルＣ硬さ（ＨＲＣ）に対して破断寿命をプロットしたグラフである。
【図５】  破断面を走査型電子顕微鏡で撮影した図面代用写真である。
【図６】  鋼材を透過型電子顕微鏡で撮影した図面代用写真である。
【図１】
0004202663.tif 000005
【図２】
0004202663.tif 000006
【図３】
0004202663.tif 000007
【図４】
0004202663.tif 000008
【図５】
0004202663.tif 000009
【図６】
0004202663.tif 000010