JP5385661B2 - 衝撃変形抵抗が改善された鋼 - Google Patents
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Description
本発明は歪み速度１０2／秒以上で鋼を変形する時の抵抗（以下、衝撃変形時の抵抗（衝撃変形抵抗）という）を改善する技術に関するものであり、より詳細には歪み速度１０0／秒以下で鋼を変形するときの抵抗（以下、静的変形時の抵抗（静的変形抵抗）という）と比べた時の衝撃変形抵抗を改善する技術に関するものである。
鋼材は機械部品、電装部品などの幅広い分野で使用されており、用途に応じて様々な強度の鋼材が使用されている。鋼材が要求強度を満足するか否かは、通常、静的変形時の変形抵抗（引張および圧縮強度）に基づいて判断される。ところで静的変形抵抗が一定でも、鋼の衝撃変形抵抗はまちまちである。衝突など想定外の応力が鋼材に作用したとき、鋼材の破壊の有無を静的変形抵抗に基づいて予測するのは難しい。そのため所定の安全率を考慮して、必要強度よりも充分に高強度化した鋼材が使用されている。
しかし、鋼材を高強度化するためには、例えば、高価な元素を添加したり、特殊な製法を採用する。また鋼材自体の使用量を増大して、破壊を防止することもある。そのため鋼材価格の上昇、部品の大型化、重量増加等の不具合を招いている。
ところで衝撃変形抵抗と静的変形抵抗とは無関係であるが、鋼材の冷間加工性を高める技術が知られている（特許文献１〜４など）。特許文献１では、冷間加工時に固溶Ｃ及び固溶Ｎによる歪み時効が生じて変形抵抗が上昇していることに対して、ＢやＡｌなどを添加して固溶Ｃ及び固溶Ｎを固定化すれば変形抵抗を小さくすることができ、鋼材の冷間加工性を高めることが開示されている。これら各特許文献では、Ｎを固定化する元素としてＢを必須元素とするものではなく、またＢを必須元素としつつ圧延前の鋼材の加熱温度を高くすることについても開示していない。Ｂ添加鋼の加熱温度の最高値は、例えば、９１０℃（特許文献１）、８８２℃（特許文献２）、９６０℃（特許文献３）、９３０℃（特許文献４。但し、圧延開始温度として）程度である。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼材の静的変形抵抗を高くし過ぎないでも（安全率を高くし過ぎないでも）、衝撃変形時の鋼材の破壊を抑制することにある。
本発明者らは前記課題を解決する為に鋭意検討した結果、鋼中の組織を所定のフェライト−パーライト組織としつつ、鋼中の固溶ＮをＢで固定化し、かつＢＮを充分に粗大化すれば、静的変形抵抗に対する衝撃変形抵抗の比率（すなわち衝撃変形抵抗／静的変形抵抗。以下、静動比と称する場合がある）を高くできること、すなわち静的変形抵抗に対する衝撃変形時の強度低下を防止することができること、そのため鋼材の静的変形抵抗を高くし過ぎないでも（安全率を高くし過ぎないでも）、衝撃変形時の鋼材の破壊を抑制できることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係る衝撃変形抵抗が改善された鋼は、
成分組成については、
Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．００５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜０．８０％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００５５％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、固溶Ｎ：０．００１０％以下、残部：鉄および不可避不純物であり、
組織については、フェライト分率が５５〜９７面積％のフェライト−パーライト組織であり、
介在物については、Ｂを含有する最大の窒化物系介在物の直径が１００ｎｍ以上であり、直径が１００ｎｍ以上であるＢを含有する窒化物系介在物の個数が１μｍ2あたり０．０１０〜０．０５個である点に要旨を有する。
成分組成については、
Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．００５〜０．５０％、Ｍｎ：０．２〜０．８０％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００５５％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、固溶Ｎ：０．００１０％以下、残部：鉄および不可避不純物であり、
組織については、フェライト分率が５５〜９７面積％のフェライト−パーライト組織であり、
介在物については、Ｂを含有する最大の窒化物系介在物の直径が１００ｎｍ以上であり、直径が１００ｎｍ以上であるＢを含有する窒化物系介在物の個数が１μｍ2あたり０．０１０〜０．０５個である点に要旨を有する。
本発明の鋼は、さらに、（ａ）Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｂ）Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有していても良く、含有させる成分の種類に応じて鋼の特性がさらに改善される。
本発明の衝撃変形抵抗が改善された鋼は、上記成分組成の鋼材を、加熱温度１１５０〜１２５０℃、加工終了温度８５０〜１０００℃で熱間加工した後、速度０．１〜５℃／秒で４００℃以下まで冷却することによって製造できる。
本発明によれば、鋼中の組織を所定のフェライト−パーライト組織としつつ、鋼中の固溶ＮをＢで固定化し、かつＢＮを充分に粗大化しているため、鋼材の変形抵抗の静動比が高まり、鋼材の静的変形抵抗を高くし過ぎないでも（安全率を高くし過ぎないでも）、衝撃変形時の鋼材の破壊を抑制できる。
本発明の鋼では、固溶Ｎを０．００１０％以下（好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００６％以下）にしている。固溶Ｎを低減し、且つＢを含有する窒化物系介在物を粗大化することで、鋼材の変形抵抗の静動比を高めることができる。
より詳細に説明すると、静的変形抵抗（引張および圧縮強度）と衝撃変形抵抗とでは、鋼中の固溶Ｎが与える影響が異なる。鋼が静的変形する時には、固溶Ｎが拡散して移動中の転位を固着することによる動的歪み時効が発生することに起因する、加工硬化現象が生じる。これに対して鋼が衝撃変形する時、すなわち固溶Ｎの拡散よりも転位の移動速度が速くなる場合、動的歪み時効が発生しなくなる。さらに言えば、鋼が衝撃変形する時の変形抵抗には、歪み速度依存性と温度依存性が見られる。歪み速度依存性とは、転位の熱活性化過程によって変形抵抗が増加する現象をいう。温度依存性とは、加工発熱によって生じた熱が周囲に拡散する時間がなく、疑似断熱的に変形することで生じる現象であり、歪み速度の増加に伴って変形抵抗が低下する現象をいう。以上の様に、固溶Ｎは、衝撃変形抵抗向上には寄与せず、静的変形抵抗だけを向上させる為、鋼材の変形抵抗の静動比を下げる作用を有している。本発明では、この固溶Ｎを低減することで、鋼材の変形抵抗の静動比を高めることができる。
さらに本発明の鋼では、固溶Ｎを固定するのにＢを使用し、これによって形成されるＢ含有窒化物系介在物（窒化物、炭窒化物など。例えばＢＮ。以下、単にＢＮという）を粗大化している。微細なＢＮが析出した場合には、鋼材の変形抵抗の静動比が小さくなるのに対して、粗大なＢＮが析出した場合には、鋼材の変形抵抗の静動比を大きくできる。
粗大なＢＮが静動比を大きくできる理由は、以下の通りであると推察される。すなわち静的変形時と衝撃変形時とで転位の組織化状態が異なっている。静的変形時には、転位が整理されて組織化する。微細なＢＮは、転位が組織化する時の抵抗を高める作用を示す。これに対して、衝撃変形時には、あらゆるところから転位が一斉に発生し、ランダム化する。微細なＢＮがあると、ランダムに発生する転位の移動を止めることで変形初期の抵抗が大きくなるが、その後は、転位が生じなかった部位が変形する為、変形の局在化が生じる。すなわち上下の降伏点が生じる不均一変形のため、高歪みの領域における衝撃変形抵抗が高くならない。これに対して、粗大なＢＮは、転位を固着する作用がない。従って鋼を一様に変形させることができ、上下の降伏点が現れない。そのため微細なＢＮを低減し、粗大化しておくことで、鋼材の変形抵抗の静動比を高めることができる。
微細なＢＮが低減され、ＢＮが適度に粗大化しているか否かは、最大ＢＮの直径と、直径が１００ｎｍ以上のＢＮの個数によって判断される。本発明では、最大ＢＮの直径を１００ｎｍ以上（好ましくは１２０ｎｍ以上、より好ましくは１５０ｎｍ以上）とする。また直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を、０．０５個以下（好ましくは０．０４５個以下、より好ましくは０．０４０個以下）とする。最大ＢＮの直径と、直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を制御することで、衝撃変形時の可動転位の固着を防止でき、静動比を高めることができる。またＢＮが粗大化している場合、直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数は、通常、０．０１０個以上、好ましくは０．０１５個以上、より好ましくは０．０２０個以上である。なお前記ＢＮの個数は、鋼材１μｍ2当たりの個数である。
本発明の鋼の組織は、フェライト中にパーライトが島状に存在するフェライト−パーライト組織である。但しパーライトの一部が、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトなどで置き換わっていてもよい。フェライト単相組織では、上下の降伏点が現れやすく、高歪み領域における衝撃変形抵抗が高くならない。これに対してフェライト母相にパーライトを島状に存在させると、衝撃変形抵抗および静動比を高めることができる。そこでフェライト分率は、通常、９７面積％以下（好ましくは９５面積％以下、より好ましくは９３面積％以下、さらに好ましくは９０面積％以下）である。しかしパーライトが増えすぎても、パーライトの島同士が結合し始め、フェライトとパーライトとの界面において変形が一様にならず、衝撃変形抵抗が高くならない。そのためフェライト分率を、５５面積％以上（好ましくは５８面積％以上、より好ましくは６０面積％以上）とすることで、衝撃変形抵抗および静動比を高めることができる。
以上のように本発明の鋼では、固溶Ｎ量、ＢＮの大きさ、及び鋼組織が制御されており、静動比を高くできる。なおこの鋼の成分組成は、通常、以下の通りである。
Ｃ：０．０５〜０．５％
Ｃは、鋼に強度を付与するために必須の元素である。またＣは、ある程度のパーライトを形成して、衝撃変形時に上下の降伏点が発生するのを防ぐ作用を有する。このような作用を確保するために、Ｃ量は、０．０５％以上（好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上）である。しかしＣ量が過剰になるとパーライト分率が高くなり、かえって変形抵抗の静動比が低下する。そこでＣ量は、０．５％以下（好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下）である。
Ｃは、鋼に強度を付与するために必須の元素である。またＣは、ある程度のパーライトを形成して、衝撃変形時に上下の降伏点が発生するのを防ぐ作用を有する。このような作用を確保するために、Ｃ量は、０．０５％以上（好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上）である。しかしＣ量が過剰になるとパーライト分率が高くなり、かえって変形抵抗の静動比が低下する。そこでＣ量は、０．５％以下（好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下）である。
Ｓｉ：０．００５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であり、この量が少なすぎると脱酸が不充分となって、ガス欠陥が生じて割れが発生しやすい。そこでＳｉ量は、０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上）である。しかしＳｉ量が過剰になると、固溶強化により変形抵抗が増大するだけでなく、変形能の低下や割れの発生を招く。そこでＳｉ量は、０．５０％以下（好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であり、この量が少なすぎると脱酸が不充分となって、ガス欠陥が生じて割れが発生しやすい。そこでＳｉ量は、０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上）である。しかしＳｉ量が過剰になると、固溶強化により変形抵抗が増大するだけでなく、変形能の低下や割れの発生を招く。そこでＳｉ量は、０．５０％以下（好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｎ：０．２〜０．８０％
Ｍｎは、脱酸及び脱硫に有用であり、この量が少なすぎると、脱酸および脱硫が不充分となり、ガス欠陥の発生やＦｅＳの粒界偏析によって、割れが発生しやすくなる。またＭｎは、冷間加工後の熱処理時における焼入れ焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｎ量は、０．２％以上（好ましくは０．２３％以上、より好ましくは０．２５％以上）である。しかしＭｎ量が過剰になると、熱間加工後のフェライト・パーライト成長速度が低下し、冷間加工性や割れに有害なベイナイトが発生し易くなる。そこでＭｎ量は、０．８０％以下（好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６５％以下）である。
Ｍｎは、脱酸及び脱硫に有用であり、この量が少なすぎると、脱酸および脱硫が不充分となり、ガス欠陥の発生やＦｅＳの粒界偏析によって、割れが発生しやすくなる。またＭｎは、冷間加工後の熱処理時における焼入れ焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｎ量は、０．２％以上（好ましくは０．２３％以上、より好ましくは０．２５％以上）である。しかしＭｎ量が過剰になると、熱間加工後のフェライト・パーライト成長速度が低下し、冷間加工性や割れに有害なベイナイトが発生し易くなる。そこでＭｎ量は、０．８０％以下（好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６５％以下）である。
Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）
Ｐはフェライト粒界に偏析し、冷間加工性を劣化させる。またＰは、フェライトを固溶強化させることによって、変形抵抗の増大や割れ発生を招く。従ってＰは、冷間加工性等の観点から極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そこでＰ量を０．０５０％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）とした。なおＰは鋼に不可避的に含まれる元素であり、工業生産上その量を０とすることは困難である。
Ｐはフェライト粒界に偏析し、冷間加工性を劣化させる。またＰは、フェライトを固溶強化させることによって、変形抵抗の増大や割れ発生を招く。従ってＰは、冷間加工性等の観点から極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そこでＰ量を０．０５０％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）とした。なおＰは鋼に不可避的に含まれる元素であり、工業生産上その量を０とすることは困難である。
Ｓ：０．００５〜０．０５％
Ｓは、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出して、冷間加工性を劣化させるので、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。しかしＭｎＳの析出量が増大しすぎると、冷間加工性の劣化や割れの発生を招く。そこでＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）とする。しかしＳの極端な低減は被削性を劣化させる。そこでＳ量は、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。
Ｓは、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出して、冷間加工性を劣化させるので、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。しかしＭｎＳの析出量が増大しすぎると、冷間加工性の劣化や割れの発生を招く。そこでＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）とする。しかしＳの極端な低減は被削性を劣化させる。そこでＳ量は、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。
Ｃｒ：０．０５〜０．３０％
Ｃｒは、固溶Ｃを固定化することによって、静的変形時の動的歪み時効を抑制するのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためにＣｒ量は、０．０５％以上（好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。しかしＣｒ量が過剰になっても、その作用が飽和すると共に、加工性の劣化や割れの発生を招く。そこでＣｒ量は、０．３０％以下（好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１５％以下）である。
Ｃｒは、固溶Ｃを固定化することによって、静的変形時の動的歪み時効を抑制するのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためにＣｒ量は、０．０５％以上（好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。しかしＣｒ量が過剰になっても、その作用が飽和すると共に、加工性の劣化や割れの発生を招く。そこでＣｒ量は、０．３０％以下（好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１５％以下）である。
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有用な元素であり、この量が少なすぎると脱酸が不充分となって、ガス欠陥が生じて割れが発生しやすい。そこで脱酸作用を有効に発揮させるために、Ａｌ量は、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。しかしＡｌ量が過剰になると、熱間加工中に固溶Ｎと結合するため、直径１００ｎｍ以上の粗大なＢＮが減少する。すなわちＢと結合できるＮ量が減少し、ＢＮが微細化する結果、上下の降伏点が発生しやすくなり、静動比が低下する。そこでＡｌ量は、０．０６％以下（好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下）である。
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有用な元素であり、この量が少なすぎると脱酸が不充分となって、ガス欠陥が生じて割れが発生しやすい。そこで脱酸作用を有効に発揮させるために、Ａｌ量は、０．００５％以上（好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上）である。しかしＡｌ量が過剰になると、熱間加工中に固溶Ｎと結合するため、直径１００ｎｍ以上の粗大なＢＮが減少する。すなわちＢと結合できるＮ量が減少し、ＢＮが微細化する結果、上下の降伏点が発生しやすくなり、静動比が低下する。そこでＡｌ量は、０．０６％以下（好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下）である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５５％
Ｂは、固溶Ｎを固定化して静的変形時の動的歪み時効を抑制すると共に、粗大なＢＮを形成して衝撃変形時の不均一変形を防ぐことによって、変形抵抗の静動比を高めるために重要な元素である。またＢは、Ｐのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制する効果も有する。これら作用を充分に発揮させるために、Ｂ量は、０．０００５％以上（好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上）である。しかしＢ量が過剰になってもその作用は飽和すると共に、割れが発生しやすくなる。またＢ量が過剰になると、直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数が増大し、静動比が低下する。そこでＢ量は、０．００５５％以下（好ましくは０．００５２％以下、より好ましくは０．００５０％以下）である。
Ｂは、固溶Ｎを固定化して静的変形時の動的歪み時効を抑制すると共に、粗大なＢＮを形成して衝撃変形時の不均一変形を防ぐことによって、変形抵抗の静動比を高めるために重要な元素である。またＢは、Ｐのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制する効果も有する。これら作用を充分に発揮させるために、Ｂ量は、０．０００５％以上（好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上）である。しかしＢ量が過剰になってもその作用は飽和すると共に、割れが発生しやすくなる。またＢ量が過剰になると、直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数が増大し、静動比が低下する。そこでＢ量は、０．００５５％以下（好ましくは０．００５２％以下、より好ましくは０．００５０％以下）である。
Ｎ（鋼中の全Ｎ量）：０．０００５〜０．００８％
鋼中に固溶したＮは、静的変形時には動的歪み時効を発生させるが、衝撃変形時には動的歪み時効を発生させないため、変形抵抗の静動比低下の原因となる。この固溶Ｎを極力低減するために、Ｎ量は、０．００８％以下（好ましくは０．００７５％以下、より好ましくは０．００７０％以下）である。しかしＮ量の低減にはコストがかかるため、通常、Ｎ量は、０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上）である。
鋼中に固溶したＮは、静的変形時には動的歪み時効を発生させるが、衝撃変形時には動的歪み時効を発生させないため、変形抵抗の静動比低下の原因となる。この固溶Ｎを極力低減するために、Ｎ量は、０．００８％以下（好ましくは０．００７５％以下、より好ましくは０．００７０％以下）である。しかしＮ量の低減にはコストがかかるため、通常、Ｎ量は、０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上）である。
本発明の鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は、通常、実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の鋼は、必要に応じて、以下の選択成分を含有していても良い。
Ｔｉ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、Ｎと結合することで固溶Ｎを低減し、静的変形時の動的歪み時効を抑制するために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためにＴｉ、Ｎｂ及びＶ量は、それぞれ、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。しかしこれらの窒化物はＢＮに優先して形成される一方でＢＮに比べて粗大になりにくいため、過剰になると、衝撃変形時に不均一変形が生じやすく、静動比が低下する。そのためＴｉ、Ｎｂ及びＶ量を、それぞれ、０．００５％以下（好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下）と定めた。
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、Ｎと結合することで固溶Ｎを低減し、静的変形時の動的歪み時効を抑制するために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためにＴｉ、Ｎｂ及びＶ量は、それぞれ、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。しかしこれらの窒化物はＢＮに優先して形成される一方でＢＮに比べて粗大になりにくいため、過剰になると、衝撃変形時に不均一変形が生じやすく、静動比が低下する。そのためＴｉ、Ｎｂ及びＶ量を、それぞれ、０．００５％以下（好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下）と定めた。
Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、結晶粒を整粒化させ、衝撃変形時の不均一変形を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためにＭｏ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＭｏ量を過剰に添加してもその作用は飽和するので、Ｍｏ量を、０．２％以下（好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下）と定めた。
Ｍｏは、結晶粒を整粒化させ、衝撃変形時の不均一変形を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためにＭｏ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＭｏ量を過剰に添加してもその作用は飽和するので、Ｍｏ量を、０．２％以下（好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下）と定めた。
Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｃｕ及びＮｉはいずれも、鋼に固溶して加工硬化の向上に寄与する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためＣｕ及びＮｉ量は、それぞれ、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１％以上である。しかしＣｕ及びＮｉの量が過剰になると、衝撃変形時の不均一変形を助長することがある。そのためＣｕ及びＮｉ量を、それぞれ０．０５％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）と定めた。
Ｃｕ及びＮｉはいずれも、鋼に固溶して加工硬化の向上に寄与する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この作用を充分に発揮させるためＣｕ及びＮｉ量は、それぞれ、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１％以上である。しかしＣｕ及びＮｉの量が過剰になると、衝撃変形時の不均一変形を助長することがある。そのためＣｕ及びＮｉ量を、それぞれ０．０５％以下（好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下）と定めた。
本発明の鋼は、以上のように所定の成分を含有するだけでなく、介在物制御及び組織制御されている。この鋼は、鋳造後の鋼片を充分に加熱してＢＮを全固溶させた後、比較的低温で熱間加工し、所定の冷却速度で冷却することによって製造できる。加熱時にＢＮを全固溶させることにより、微細なＢＮを消失させることができる。また熱間加工温度を低くすることで、固溶したＢＮを確実に析出させることができ、固溶Ｎの発生を防止できる。また冷却速度を調節することで、ＢＮの成長や組織状態を制御でき、目的の大きさの介在物と目的の組織を達成できる。
より詳細には鋳造後の鋼片を、必要に応じて分塊圧延した後、熱間加工（熱間圧延など）する前に加熱しており、本発明ではこの鋼片（ビレットなど）の加熱温度を１１５０℃以上（好ましくは１１８０℃以上）にする。加熱温度が低いとＢＮの固溶及び粗大化の進行が不適切となり、最大ＢＮの直径又は直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数が所定の範囲から外れる。しかし加熱温度が高すぎても、ＢＮ固溶に対する効果は飽和すると共に、鋼片（ビレットなど）の端部が変形して、熱間加工が困難になる。そこで加熱温度は、通常、１２５０℃以下（好ましくは１２３０℃以下、より好ましくは１２１０℃以下）である。
熱間加工（熱間圧延、熱間鍛造など）では終了温度を管理する。熱間加工終了温度は、１０００℃以下（好ましくは９８０℃以下）である。熱間加工の終了温度が高すぎると、固溶Ｎが残存してしまう。一方、加工終了温度が低すぎると、効率的に熱間加工を行うことができない。そのため加工終了温度は、通常、８５０℃以上（好ましくは９００℃以上）である。
熱間加工終了後の冷却速度は、ＢＮの成長や組織状態を制御する目的で制御される。前記冷却速度は、０．１℃／秒以上（好ましくは０．１５℃／秒以上、より好ましくは０．２０℃／秒以上）である。冷却速度が遅すぎると、冷却中にＢＮがＡｌ窒化物に変化するため、最大ＢＮの直径又は直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数が所定の範囲から外れる。一方、冷却速度が速すぎると、フェライト相以外の変態（ベイナイト変態、マルテンサイト変態）が発生して、所望のフェライト分率が得られない。また窒化物の析出が不十分となり、固溶Ｎが残る。そのため冷却速度は、５℃／秒以下（好ましくは４．５℃／秒以下、より好ましくは４．０℃／秒以下）である。なお前記冷却速度は、冷却開始から温度４００℃まで冷却する間の速度を意味する。４００℃まで適切に冷却すれば、その温度以下では、ＢＮは、そのサイズや組成を変化させることはない。そのため４００℃以下では、冷却速度に特に限定は無く、放冷、風冷、油冷、水冷など、製造工程に適した冷却方法を適宜選択すればよい。
上述の様にして鋼の介在物及び組織を適切に制御することによって、衝撃変形抵抗が改善された、即ち変形抵抗の静動比が高い本発明の鋼を製造できる。本発明の鋼において、ひずみ速度が１０2／秒のときの衝撃変形抵抗（ＭＰａ）とひずみ速度が１０0／秒のときの静的変形抵抗（ＭＰａ）との比率（衝撃変形抵抗／静的変形抵抗、すなわち静動比）は、好ましくは０．７５以上、より好ましくは０．８０以上、さらに好ましくは０．８５以上である。
さらに本発明の鋼では、スキンパスを施してもよい。本発明の鋼に少ないひずみを付与することで、鋼に可動転位を導入して、衝撃変形時における上下の降伏点の発生をさらに抑制できる。しかしひずみ量が大きすぎると、転位がセル壁を形成し、逆に上下の降伏点が発生しやすくなる。そこでスキンパスによって、好ましくは０．２以下（より好ましくは０．１以下）の真ひずみを鋼に付与することが推奨される。スキンパスとして、例えばドロー（引抜き）加工を行うことができる。
上記の様にして熱間加工して得られる鋼は、通常、線材または棒鋼であり、これを冷間加工（例えば冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造など）することによって、良好な静動比を維持したまま、鋼部品を製造することができる。冷間加工で得られる鋼部品としては、例えばボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等のほか、機械部品、電装部品などが挙げられる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
（１）鋼の製造
供試鋼を、熱間加工として熱間圧延（製造方法１）または熱間鍛造（製造方法２）を行う２通りの方法で製造した。
供試鋼を、熱間加工として熱間圧延（製造方法１）または熱間鍛造（製造方法２）を行う２通りの方法で製造した。
（ａ）製造方法１
下記表１及び２に示す成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを１２００℃に加熱し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した。このビレットの端部を切断し、１５５ｍｍ角×長さ９〜１０ｍのダミービレットに溶接した。このダミービレットを下記表３〜５に示す加熱温度および加工終了温度で、φ８０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。この丸棒を、下記表３〜５に示す冷却速度で４００℃まで冷却し、その後、室温まで冷却した。冷却後、一部の鋼については、ドロー加工で０．１の真ひずみ（減面ひずみ）を付与した。
下記表１及び２に示す成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを１２００℃に加熱し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した。このビレットの端部を切断し、１５５ｍｍ角×長さ９〜１０ｍのダミービレットに溶接した。このダミービレットを下記表３〜５に示す加熱温度および加工終了温度で、φ８０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。この丸棒を、下記表３〜５に示す冷却速度で４００℃まで冷却し、その後、室温まで冷却した。冷却後、一部の鋼については、ドロー加工で０．１の真ひずみ（減面ひずみ）を付与した。
（ｂ）製造方法２
下記表１に示す成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを１２００℃に加熱し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した。このビレットを下記表６に示す加熱温度（１１５０〜１２００℃）および加工終了温度（９５０℃）で、φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。この丸棒を、表６に示す冷却速度（１．０℃／秒）で４００℃まで冷却し、その後、室温まで冷却した。冷却後、一部の鋼については、ドロー加工で０．１の真ひずみ（減面ひずみ量）を付与した。
下記表１に示す成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを１２００℃に加熱し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した。このビレットを下記表６に示す加熱温度（１１５０〜１２００℃）および加工終了温度（９５０℃）で、φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。この丸棒を、表６に示す冷却速度（１．０℃／秒）で４００℃まで冷却し、その後、室温まで冷却した。冷却後、一部の鋼については、ドロー加工で０．１の真ひずみ（減面ひずみ量）を付与した。
（２）固溶Ｎ量の測定・算出
上記のようにして製造した供試鋼の固溶Ｎ量を、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、以下のようにして求めた。
上記のようにして製造した供試鋼の固溶Ｎ量を、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、以下のようにして求めた。
（ａ）全Ｎ量の測定
鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いて測定した。詳しくは、供試鋼から切り出したサンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して、全Ｎ量を求めた。
鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いて測定した。詳しくは、供試鋼から切り出したサンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して、全Ｎ量を求めた。
（ｂ）窒素化合物中のＮ量の測定（アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法）
供試鋼から切り出したサンプル約０．５ｇを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行った。生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物を濾液に合わせた。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。更に、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定し、化合物中のＮ量を求めた。なお１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
供試鋼から切り出したサンプル約０．５ｇを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行った。生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物を濾液に合わせた。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。更に、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定し、化合物中のＮ量を求めた。なお１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
（ｃ）固溶Ｎ量の算出
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から化合物中のＮ量を差し引くことで、鋼中の固溶Ｎ量を算出した。結果を下記表３〜６に示す。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から化合物中のＮ量を差し引くことで、鋼中の固溶Ｎ量を算出した。結果を下記表３〜６に示す。
（３）フェライト分率の測定
上記のようにして製造した供試鋼のフェライト分率を、以下のようにして測定した。まず熱間圧延又は熱間鍛造によって得られたサンプルを熱間圧延材または熱間鍛造材の長手方向中心で切断して、その切断面からサンプルを採取した。このサンプルを樹脂に埋込み、エメリー紙およびダイヤモンドバフを用いてサンプル表面を鏡面研磨し、次いでナイタール腐食した。光学顕微鏡（観察倍率：１００倍、観察面積：５８５０μｍ2）を用いて、供試鋼の深さＤ／４位置（Ｄ：供試鋼の直径）の５箇所で写真撮影した。Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓを用いて写真画像を２値化し、フェライト相を白色、その他の相を黒色とし、それぞれの分率を求め、５箇所の平均値をフェライト分率（面積％）として算出した。結果を下記表３〜６に示す。
上記のようにして製造した供試鋼のフェライト分率を、以下のようにして測定した。まず熱間圧延又は熱間鍛造によって得られたサンプルを熱間圧延材または熱間鍛造材の長手方向中心で切断して、その切断面からサンプルを採取した。このサンプルを樹脂に埋込み、エメリー紙およびダイヤモンドバフを用いてサンプル表面を鏡面研磨し、次いでナイタール腐食した。光学顕微鏡（観察倍率：１００倍、観察面積：５８５０μｍ2）を用いて、供試鋼の深さＤ／４位置（Ｄ：供試鋼の直径）の５箇所で写真撮影した。Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓを用いて写真画像を２値化し、フェライト相を白色、その他の相を黒色とし、それぞれの分率を求め、５箇所の平均値をフェライト分率（面積％）として算出した。結果を下記表３〜６に示す。
（４）最大ＢＮの直径および直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数の測定
上記のようにして製造した供試鋼の最大ＢＮの直径および直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を、以下のようにして測定した。まず供試鋼の深さＤ／４位置（Ｄ：供試鋼の直径）から抽出レプリカ試料を作製し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）（観察倍率：７，５００〜６０，０００倍、観察面積：２１μｍ2）を用いて、任意に５視野のＴＥＭ写真を撮影した。Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓを用い、写真画像を２値化し、母相を白色、ＢＮを黒色として、最大ＢＮの直径および直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を算出した。ここでＢＮの直径とは、Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓから求められるＢＮの円相当直径（即ちＢＮの外接円の直径と内接円の直径との平均値）を意味する。これらの値の５視野での平均値を、下記表３〜６に示す。
なおＮ化合物中のＢの存在の有無は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析によって判定した。
上記のようにして製造した供試鋼の最大ＢＮの直径および直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を、以下のようにして測定した。まず供試鋼の深さＤ／４位置（Ｄ：供試鋼の直径）から抽出レプリカ試料を作製し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）（観察倍率：７，５００〜６０，０００倍、観察面積：２１μｍ2）を用いて、任意に５視野のＴＥＭ写真を撮影した。Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓを用い、写真画像を２値化し、母相を白色、ＢＮを黒色として、最大ＢＮの直径および直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数を算出した。ここでＢＮの直径とは、Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓから求められるＢＮの円相当直径（即ちＢＮの外接円の直径と内接円の直径との平均値）を意味する。これらの値の５視野での平均値を、下記表３〜６に示す。
なおＮ化合物中のＢの存在の有無は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析によって判定した。
（５）静動比および割れの評価
上記のようにして製造した供試鋼の静動比および割れの有無を以下のようにして評価した。
上記のようにして製造した供試鋼の静動比および割れの有無を以下のようにして評価した。
まず供試鋼の深さＤ／４位置（Ｄ：供試鋼の直径）からφ１０ｍｍ×長さ１５ｍｍのサンプルを切り出した。加工フォーマスタを使用して、下記表３〜６に示す冷間加工温度、圧縮率８０％、及びひずみ速度１０0／秒またはひずみ速度１０2／秒の条件でサンプルを冷間鍛造することで、ひずみ速度１０0／秒での静的変形抵抗（ＭＰａ）、及びひずみ速度１０2／秒での衝撃変形抵抗（ＭＰａ）を測定した。これらの値から静動比を算出した。結果を下記表３〜６に示す。
さらにひずみ速度１０2／秒で冷間鍛造した前記サンプルの表面を実体顕微鏡（観察倍率２０倍）で観察して、割れの有無を確認した。結果を下記表３〜６に示す。
表１〜６から以下のようなことが分かる。本発明の成分組成、固溶Ｎ量、鋼組織およびＢＮの要件を満たす実験Ｎｏ．１〜４、６〜１４、１６〜３２、３５〜４０、４２及び６０〜６９は、優れた静動比を示し、且つ割れも無く、衝撃特性が改善されている。一方、本発明の要件を満たさないものは、後述するように、静動比が小さいか、又は割れが確認された。
直径１００ｎｍ以上のＢＮの個数（以下、単に「個数」と略称する）が少ない実験Ｎｏ．５、固溶Ｎ量が多く、且つ最大ＢＮの直径（以下、単に「最大直径」と略称する）が小さいＮｏ．１５、最大直径が小さい実験Ｎｏ．３３、個数が多い実験Ｎｏ．３４、及び固溶Ｎ量が多い実験Ｎｏ．４１は、静動比が低く、衝撃特性が改善されていない。
Ｃ量が多く、フェライト分率が少ない実験Ｎｏ．４３（鋼Ｎｏ．３４）は、割れが確認された。逆にＣ量が少なく、フェライト分率が多い実験Ｎｏ．４４（鋼Ｎｏ．３５）は、静動比が低く、割れも発生している。
本発明の鋼組織およびＢＮの要件を満たすが、成分組成の要件を満たさない実験Ｎｏ．４５〜５２（鋼Ｎｏ．３６〜４３）は、静動比は良好であるが、割れが確認された。
Ａｌ量が少なく、固溶Ｎ量が多い実験Ｎｏ．５３（鋼Ｎｏ．４４）は、静動比が低下した。逆にＡｌ量が多い実験Ｎｏ．５４（鋼Ｎｏ．４５）は、個数が少なく、静動比が低い。
Ｂを含有しない実験Ｎｏ．５５（鋼Ｎｏ．４６）は、粗大なＢＮが形成されず固溶Ｎ量が多いため、Ｂ量が少ない鋼Ｎｏ．５６（鋼Ｎｏ．４７）は、最大直径が小さく、且つ固溶Ｎ量が多いため、いずれも静動比が低い。逆にＢ量が多い実験Ｎｏ．５７（鋼Ｎｏ．４８）は、個数が多いため、静動比が低い。
全Ｎ量が多くて、固溶Ｎ量が多い実験Ｎｏ．５８（鋼Ｎｏ．４９）は、静動比が低い。またＴｉ量が多くて、ＢＮが形成されていない実験Ｎｏ．５９（鋼Ｎｏ．５０）は、静動比が低い。
Claims (5)
- 成分組成については、
Ｃ：０．０５〜０．５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．００５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２〜０．８０％、
Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５５％、
Ｎ：０．０００５〜０．００８％、
固溶Ｎ：０．００１０％以下、
残部：鉄および不可避不純物であり、
組織については、フェライト分率が５５〜９７面積％のフェライト−パーライト組織であり、
介在物については、Ｂを含有する最大の窒化物系介在物の直径が１００ｎｍ以上であり、直径が１００ｎｍ以上であるＢを含有する窒化物系介在物の個数が１μｍ2あたり０．０１０〜０．０５個であることを特徴とする衝撃変形抵抗が改善された鋼。 - さらにＴｉ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼。
- さらにＭｏ：０．２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載の鋼。
- さらにＣｕ：０．０５％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成の鋼材を、加熱温度１１５０〜１２５０℃、加工終了温度８５０〜１０００℃で熱間加工した後、速度０．１〜５℃／秒で４００℃以下まで冷却することを特徴とする、衝撃変形抵抗が改善された鋼の製造方法。
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