JPWO2007058364A1 - 温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品 - Google Patents
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Abstract
Description
一般に鋼の高強度化は、延性、靱性、耐遅れ破壊特性、疲労特性、成形性などの諸特性を大幅に低下させるという問題がある。特に汎用性の高い低合金マルテンサイト鋼では、1.2GPa以上に強化すると靱性や耐遅れ破壊特性等が著しく低下することから、高強度鋼の実用化が大きく妨げられている。そこで低合金鋼の高強度化と強靭化および耐遅れ破壊特性の向上を同時に達成することが強く望まれているところである。だが、従来の知見によれば、低合金マルテンサイト鋼の破壊特性を向上させるための手段としては、(a)500℃付近の焼戻脆化温度域を避けた高温焼戻し、(b)旧オーステナイト粒微細化、(c)オースフォーム、(d)繊維状組織化あるいはこれらの組み合わせが考えられるが、これらの手段の適用については以下のような問題点があった。
(a)高温焼戻し
高温焼戻しは、約550℃以上、A1点以下で行われ、これによれば、(1)焼入れで導入される内部応力を転位の回復を伴って大幅に低減できる、(2)破壊靱性を低下させる整合析出炭化物(例えば、フィルム状セメンタイト)を非整合化(球状化)できることなどの利点がある。このため、靱性がとくに必要とされる機械構造用鋼では通常650℃付近で焼戻しが行われる。ただし、このような温度域では焼戻し中に第2相分散粒子も容易に成長するので鋼の強度低下は免れない。また、従来は、炭素を多量に添加して炭化物の析出量を増して強度を増加する手法が取られたが靱性は低下した。したがって、高温焼戻しのみによる高強度化には限界があった。高温焼戻しでも高強度化が達成できるのはマルエージング鋼(非特許文献6−10)などの特殊な合金元素を多量に添加した鋼に限られていた。
(b)結晶粒微細化
鋼の高強度化に際しては十分な靱性が確保できるように旧オーステナイト粒を微細化しておくことは不可欠である。オーステナイト粒の微細化手法としては、(1)加工オーステナイトの再結晶による方法と(2)相変態を利用する方法がある。なかでも後者に分類される、マルテンサイト組織を冷間または温間域で加工した後、オーステナイト化処理を行う加工熱処理が最も効果的にオーステナイト粒を微細化できる(非特許文献11、12)と考えられていた。たとえば、数μm以下のオーステナイト粒の微細化により焼戻マルテンサイト鋼の靱性が向上(非特許文献13)するとともに遅れ破壊特性が改善(特許文献4)されることが知られている(特許文献3)。オーステナイトの微細化では、結晶粒が微細になるほど粒成長速度も大きくなるのでオーステナイト時の粒成長を如何にして抑制するかがとくに重要なポイントであった。そこで、従来では、オーステナイトの成長を抑制するために有効なピンニング粒子の分散やオーステナイト化温度の低下、高周波加熱を利用した急速短時間のオーステナイト化などが一般に適用されていた。しかしながら超微細オーステナイト粒の成長を抑制することは極めて困難であり、実際には細粒化は数μm程度で頭打ちになっている。また結晶粒を微細化しすぎると粒界での拡散型相変態が促進されて焼きが入りにくくなるなどの問題点もあり、オーステナイト粒超微細化のプロセスウインドウは比較的狭いものであった。
(c)オースフォーム
オースフォームは、オーステナイト化した鋼を準安定オーステナイト域まで急冷し、その温度で加工した後焼入れしてマルテンサイトあるいはベイナイト変態を起こさせ、しかるのちに焼戻しを行う処理であり、鋼を、その靱性をあまり損なうことなしに強化できるという特徴を有している。このオースフォームでは、(1)有効結晶粒とされるパケットやブロックの微細化、(2)加工オーステナイトからマルテンサイトへの転位引継ぎ、(3)炭素原子または炭化物による転位のピン止めなどの効果が重複して起こり鋼が強化されていると考えられている。最近では、高温の準安定オーステナイト域で加工を行う改良オースフォームが中炭素低合金鋼に適用され、疲労や遅れ破壊特性の改善が報告されている。また、改良オースフォームによる特性改善の主要因としては、基地組織の微細化、粒界凹凸の導入による粗大粒界セメンタイトの形成抑制(非特許文献14)や集合組織の形成(非特許文献15)が考えられている。ただし、オースフォームはオーステナイト組織の加工であるため、加工中に準安定なオーステナイト相が初析フェライト変態やパーライト変態などを起こさないように合金成分や加工熱処理条件を厳密に調整する必要があった。しかも加工後の冷却中に焼割れを生じる問題もあることから、適用される部材も板や棒などの単純形状のものに限定されていた。
(d)繊維状組織化
鋼の強靭化には冷間や温間での加工よって繊維組織を内部に生成させることも有効である。このことは、オースフォーム処理された鋼(非特許文献16、17)や強冷間伸線用高強度低炭素線材(特許文献5)、ピアノ線、純鉄線(非特許文献5)などにおいてすでに提案されている。
鉄と鋼、85(1999),P.620 ISIJ International,44(2004),P.1063 塑性と加工(日本塑性加工学会誌)、41(2000),P.13 鉄と鋼、88(2002),P.359 ASM、62(1969),P.623 Trans.ASM,61(1968),P.798 Metal.Trans.,1(1970),P.2011 Mat.Sci.Tech.,19(2003),P.117 Mat.Sci.Tech.,7(1991),P.1082 Mat.Sci.Eng.,A398(2005),P.367 鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書(日本鉄鋼協会)、(1991),P.64 Proc.First International Conference on Advanced Structural Steels,(2002)、P.65 Ultrafine−Grain Metals,Proc.the 16th Sagamore Army Materials Conference,(1969),P.138 CAMP−ISIJ、12(1999),P.565 CAMP−ISIJ、12(1999),P.1045−1048 ASM、55(1962)、P654 Met.Trans.、1(1970)、P3037 日本金属学会誌、32(1968)、P.289.
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
が1.4×104以上となる条件で無加工のままで焼鈍、焼戻し、および時効処理のうちのいずれかの熱処理を施した場合の室温において第2相分散粒子の総量が体積率として7×10-3以上となる合金成分又は/及び第2相分散粒子を含有し、かつビッカース硬さ(HV)が下記式(2)の硬さH
H=(5.2−1.2×10-4λ)×102・・・(2)
以上の硬さを示すことを特徴とする温間加工用鋼。
(a)温間加工による結晶粒超微細化と繊維状基地組織の形成
ある特定の条件を満たす素材であれば、従来のオースフォーム鋼などと比較しても靭性や耐遅れ破壊性がはるかに優れた粒子分散型繊維組織を部材に形成できるとの知見を得た。すなわち、第2相分散粒子の微細分散または析出によるピンニング効果を有効に利用し、変形で導入された転位の回復は適度に起こるものの1次再結晶や顕著な粒成長が起こらない温度域で材料を変形させて所定のひずみを付与し結晶粒を微細化すると、内部応力の低い、割れ発生起点のない超微細粒複相組織を作りこむことができる。とくにこのような超微細粒において、さらに結晶粒界間隔の狭い繊維組織を発達させることで、亀裂の発生だけでなく亀裂の伝播を抑制して破壊靱性を大幅に高めることができる。
(b)粗大第2相の微細化
冷間加工では割れ発生の原因となるような粗大な第2相分散粒子でも温間加工では割れ発生なく比較的容易に変形させることができる。そこで、とくに加工中に生じる第2相分散粒子の分解および再析出を利用して、粒界割れの原因と考えられている粗大なフィルム状析出物を球状化するだけでなく微細に分散させて強化に利用することができる。
(c)合金炭化物および金属間化合物等の超微細分散
Mo、V、W、Ta、Ti、Nbなどの炭化物形成能の高い合金元素は、すでに存在しているセメンタイトとは独自に、Mo2C、V4C3、W2C、TaC、NbC、TiCなどのナノサイズの合金炭化物を500℃から600℃付近の温度域で形成する、それゆえ、これらの合金元素の添加は鋼の高強度化には有効である。これらのナノサイズの合金炭化物による析出強化の極大値は、強化機構がCuttingからOrowan機構への遷移域で得られるが、このような時効段階では析出物のまわりに整合ひずみが多く存在し鋼の靱性は低下する。そのため、鋼の強度を多少犠牲にしても、鋼はこれらの炭化物の十分な過時効状態まで焼戻されるのが通常である。一方、温間加工によるこれらの合金炭化物の動的析出を利用すれば、上記析出遷移温度域であっても炭化物の成長をあまりともなわずに炭化物を非整合析出させることも可能である。すなわちOrowan機構による合金炭化物の析出強化を最大限有効に使うことも可能である。また、上記合金元素とNi,Alなどからなる金属間化合物や窒化物、酸化物、Cu粒子等の析出に対しても同様の効果が期待できる。
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
が1.4×104以上、より好ましくは1.5×104以上となる条件で、無加工のままで焼鈍、焼戻し、時効処理のいずれかの熱処理を施した場合の室温における第2相分散粒子の総量が体積率として7×10-3以上となる合金成分又は/及び第2相分散粒子を含有し、かつビッカース硬さ(HV)が下記式(2)の硬さH
H=(5.2−1.2×10-4λ)×102・・・(2)
以上を示すことを特徴としている。このように、本発明の温間加工用鋼は、これに施す温間加工中に第2相分散粒子の分散状態や基地組織が変化するため、温間加工の熱履歴を模擬した熱処理で得られる無加工材の硬さ(組織)に対して式(2)の下限を設定することで、構成されている。すなわち、以下に説明するとおり、硬さにより組織状態を表すものである。
(a)温間加工用鋼の組織
温間加工により複相組織鋼の高強度化と強靭化を同時に達成するには、できるだけ少量でかつ微細な第2相分散粒子の分散による強化と、基地組織の微細化および繊維組織化を同時に行えることが重要である。そしてこの超微細複相組織化を達成するには、素材である温間加工用鋼における第2相分散粒子の微細分散または微細分散能が重要である。
(i)温間加工用鋼において既に第2相分散粒子が分散している
(ii)温間加工用鋼において第2相分散粒子は分散していないが、温間加工中に第2相分散粒子が1種または2種以上析出し、加工処理後に粒子分散型繊維組織が形成される
(iii)温間加工用鋼において既に第2相分散粒子が分散しているが、温間加工中にそれとは別の粒子が析出する
の3通りを考慮することができる。
ここで、Gは鋼の剛性率80GPa、bはバーガースペクトル0.25nmである。
ところが、粒子がある臨界粒子径よりも小さくなりすぎると転位が粒子によってピン止めされなくなり、転位によって粒子がせん断されるようになるためOrowan機構が成立しなくなる。転位によって粒子がせん断される、いわゆるCutting機構では粒子径が大きくなるほど分散強化量は増加する。すなわちOrowan機構が成立する最小粒子径で最大の分散強化量が得られることになる。最大の分散強化が達成できる最小粒子径は粒子の硬さに依存し、粒子の硬さに逆比例して小さくなる(鉄鋼の析出制御メタラジー最前線(日本鉄鋼協会)(2001)P.69)。したがって、同一体積率で比較した場合、硬い粒子ほどOrowan機構が成立する最小粒子径も小さくなるため最大の粒子分散強化量も大きくなる。
ここで、Tは温度(K)、tは時間(h)である。
なお、所定の温度域においてとは、350℃からAc1点のいずれかの温度で上記条件を満たせばよいことを示し、すべての温度域にわたって上記条件を満たす必要は無いことを意味している。つまり、時効または焼戻処理した場合に、素材が顕著な時効硬化や2次硬化を起こして上記範囲内のある温度域に限って硬さH以上となる場合も、本発明の温間加工用鋼とすることができる。
(b)化学組成
本発明の第3〜5の温間加工用鋼は、上記知見に基づいて合金設計されたものであり、その要旨とするところは、化学組成として、C:0.70wt%以下、Si:0.05wt%以上、Mn:0.05wt%以上、Cr:0.01wt%以上、Al:0.5wt%以下、O:0.3wt%以下、N:0.3wt%以下を含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物であることを特徴とする温間加工用鋼である。また、この温間加工用鋼は、さらに、Mo:5.0wt%以下、W:5.0wt%以下、V:5.0wt%以下、Ti:3.0wt%以下、Nb:1.0wt%以下、Ta:1.0wt%以下から成る群より選ばれる1種又は2種以上を含有することや、Ni:0.05wt%以上、Cu:2.0wt%以下の1種又は2種を含有することなどを考慮することができる。以下に、本発明における鋼の成分組織の限定理由について述べる。
なお、以上のような温間加工用鋼の作製方法は、たとえば、JIS規格のマルテンサイト組織やベイナイト組織の製造方法等に準じて、多種多様なものを考慮することができる。これは溶解および鍛造法に限られるものではなく、たとえば粉末冶金法などの他の製造法を利用することもできる。具体的には、たとえば、ボールミリング法などの手法を用いて、鋼中に酸化物等のほとんどの未溶解の化合物を、ナノメータサイズの大きさで鋼粉末分散させた粉末を作製した後(ISIJ International、39(1999)、P176)、このようなメカニカルミリング処理粉末を適切な温度域で固化成形することで目的のバルク体を得ること等も可能である。
本発明の温間加工方法は、上記いずれかの温間加工用鋼に対し、350℃以上Ac1点−20℃以下の温度域で、0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴としている。温間加工を施した後、350℃以上Ac1点以下の温度域で時効処理を施すことも考慮される。このような温間加工によると、
(1)転位の回復が適度に起こり、結晶粒微細化が図れるとともに内部応力を低減できる
(2)合金元素の拡散が比較的容易となり、炭化物等の第2相分散粒子の分解および再析出が顕著に起こり、組織の微細化を図ることができる
(3)鋼の変形抵抗(高温硬さ)が顕著に下がりクラック等の発生なく成形できる
との利点を得ることができる。
本発明の鋼材は、上記のとおりに温間加工用鋼を温間加工して得られる鋼であって、短軸の平均粒径が3μm以下の繊維状結晶からなる基地組織を有し、第2相分散粒子が室温において7×10-3以上の体積率で基地組織内に微細に分散し、室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以上であることを特徴としている。なお、本発明の鋼材における基地組織は、伸展度(アスペクト比)が2を超え、代表的にはアスペクト比5以上の繊維状フェライト結晶からなり、これに第2相分散粒子が微細に分散されているものと理解することができる。
図6に、引張強さと室温での衝撃値(Uノッチ試験片)の関係をまとめた。なお、図中にはJISで規格されている機械構造用鋼のデータ(新日本鋳鍛造協会:現場用機械構造用鋼材料データシート集(1995))も示した。 従来鋼では、1.2GPa以上の強度域では衝撃値が大幅に低下し、1.5GPa以上の強度では70J/cm2以下であるのに対し、本発明鋼ではとくに1.5GPa以上の強度でも150J/cm2以上の極めて高い衝撃値を示す。
少量の第2相分散粒子の微細分散によって複相化を図った高強度鋼、とりわけ軟質化が困難で難成形の超高強度鋼に対しても、変形抵抗が低下してかつ材料中に割れが生じない温度域で所定の変形を与えて所定の形状(薄板、厚板、棒線、部品)に成形することで、従来の球状化焼きなましや部品成型後の焼入れおよび焼戻し処理を省略すると同時に超微細複相組織を繊維状に発達させて高強度とトレードオフバランスの関係にある延性、とくに靱性や耐水素脆化特性を大幅に向上させた高強度鋼および部材を提供する。
[0013]
本発明者は、上記の課題の解決のために鋭意検討し、その結果として以下の発明を行った。
[0014]
第1の発明は、350℃以上Ac1点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼であって、基地組織の80体積%以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、あるいはこれらの混合組織となっており、前記温度域において下記式(1)で表される焼戻しパラメーターλ
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
が1.4×104以上となる条件で無加工のままで焼戻し処理を施すことにより、ビッカース硬さ(HV)が下記式(2)の硬さH以上となる焼戻軟化抵抗を有し、前記焼戻し処理を施すことにより、室温における第2相分散粒子の総量が体積率として7×10−3以上12×10−2以下となるように、前記第2相分散粒子を析出、分散させる合金元素を含有していることを特徴とする。
H=(5.2−1.2×10−4λ)×102・・・(2)
[0015]
第2の発明は、第1の発明の特徴において、前記合金元素として、0.70wt%以下のC、0.05wt%以上2.5wt%以下のSi、0.05wt%以上3.0wt%以下のMnを含有していることを特徴とする。
[0016]
第3の発明は、第1または2発明の特徴において、5.0wt%以下のMo、5.0wt%以下のW、5.0wt%以下のV、3.0wt%以下のTi、1.0wt%以下のNb、1.0wt%以下のTaから成る群から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。
[0017]
第4の発明は、第3の発明の特徴において、さらに、0.05wt%以上9wt%以下のNi、2.0wt%以下のCuの1種または2種を含有すること特徴とする。
[0018]
第5の発明は、第1ないし第4の発明のいずれかの特徴を有する温間加工用鋼を用いた温間加工方法であって、前記温間加工用鋼に対し、350℃以上Ac1点−20℃以下の温度域で、0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴とする。
[0019]
第6の発明は、第5の発明の特徴において、前記温間加工を施した後、350℃以上Ac1点以下の温度域で時効処理を施すことを特徴とする。
[0020]
第7の発明は、第1ないし第4の発明のいずれかの特徴を有する温間加工用鋼から作製された粒子分散型繊維組織を有する鋼材であって、基地組織を成す繊維状フェラ
イト結晶の短軸の平均粒径が3μm以下で、第2相分散粒子が7×10−3以上の体積率で基地組織内に微細に分散され、室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以上であることを特徴とする。
[0021]
第8の発明は、第7の発明の特徴において、短軸の平均粒径が1μm以下の繊維状フェライト結晶から成る基地組織を有することを特徴とする。
[0022]
第9の発明は、第7または第8の発明の特徴において、短軸の平均粒径が0.5μm以下の繊維状フェライト結晶から成る基地組織を有することを特徴とする。
[0023]
第10の発明は、第7ないし第9の発明のいずれかの特徴において、第2相分散粒子の長軸の平均粒径が0.1μm以下であることを特徴とする。
[0024]
第11の発明は、第7ないし第10の発明のいずれかの特徴を有する鋼材から成る鋼板であって、板状の少なくともその表層部に粒子分散型繊維組織が生成していることを特徴とする。
[0025]
第12の発明は、第7ないし第10の発明のいずれかの特徴を有する鋼材から成る棒線鋼であって、棒状または線状であり、少なくともその表層部に粒子分散型繊維組織が生成していることを特徴とする。
[0026]
第13の発明は、第7ないし第10の発明のいずれかの特徴を有する鋼材から成るボルトであって、少なくともネジ部の表層部に粒子分散型繊維組織が生成していることを特徴とする。
[0027]
第14の発明は、第7ないし第10の発明のいずれかの特徴を有する鋼材から成る鋼部品であって、前記鋼材を切削加工して得られたことを特徴する。
[0028]
発明の効果
[0029]
第1の発明によると、温間加工時の軟化抵抗と第2相分散粒子の体積率を制御することで、温間加工に供した場合に、引張強度が飛躍的に向上すると同時に粒子分散型繊維状組織が生成するようになった。この結果、温間加工後の鋼材が1.2GPa以上の引張強度を常温において保持しながら、その靱性を飛躍的に向上させる温間加工用鋼が実現される。
[0030]
また、マルテンサイト変態やベイナイト変態を利用して炭化物粒子などの第2相分散粒子が微細に分散した超微細複相組織とすることで、温間加工に供した場合に、効
率的に内部にまで繊維組織の生成を行わせることが出来るようになる。これとともに、耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることが可能となる。
[0031]
第2の発明によると、経済性およびリサイクル性に優れた合金組成により、温間加工に供した場合に得られる鋼の高強度化を達成できる。
[0032]
第3の発明によると、より微細でかつ水素トラップ性に優れた第2相分散粒子を分散させることができ、また温間加工に供した場合に得られる鋼材の高強度化と低温域での靭性、ならびに耐遅れ破壊特性を大幅に高めることができる。
[0033]
第4の発明によると、さらに低温域まで靭性を向上させることができる。
[0034]
第5の発明によると、温間加工用鋼を所望の形状に加工しながら、繊維組織を生成させて高い靱性を得ることができる。なお、設備としては従来から実用化されている温間加工設備を利用することができるので、極めて高い実用性を有するものである。
[0035]
第6の発明によると、繊維組織を微細に維持した状態で時効処理を施すことで、第5の発明より特性のばらつきの少ない鋼を製造することができる。
[0036]
第7の発明によると、高い靱性を有するのみならず、その微細繊維組織の形成によって2次加工性をも向上された鋼材が実現される。
[0037]
第8の発明によると、短軸の平均間隔が1μm以下の、第9の発明によると短軸の平均間隔が0.5μm以下の緻密な繊維組織が発達され、温間加工前よりも強度と靭性ならびに加工性がより一層高められた鋼材が実現される。
[0038]
第10の発明によると、第2相分散粒子の長軸の平均粒子径を0.1μm以下に制御することによって、少量の第2相分散粒子の分散でより一層の高強度化および強靭化が実現できる。
[0039]
第11および第12の発明によると、高い靱性と引張強度を有するのみならず、2次加工性を有することから各種の部品、製品の製造に使用が可能な、実用性が飛躍的に高められた鋼板および鋼棒線が実現された。
[0040]
第13の発明によると、とくに応力が集中するネジ部の谷底に繊維組織が生成された、耐衝撃性および耐遅れ破壊性に優れたボルトが実現される。
[0041]
第14の発明によると、複雑形状な高強度部品であっても、かつ耐衝撃性および耐遅れ破壊性に優れたものとして提供される。
[0046]
本発明の温間加工用鋼は、350℃以上Ac1点以下の所定の温度域において温間加工により粒子分散型繊維組織が生成する温間加工用鋼であって、基地組織の80体積%以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、あるいはこれらの混合組織となっており、前記温度域において下記式(1)で表される焼戻しパラメーターλ
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
が1.4×104以上となる条件で無加工のままで焼戻し処理を施すことにより、ビッカース硬さ(HV)が下記式(2)の硬さH以上となる焼戻軟化抵抗を有し、前記焼戻し処理を施すことにより、室温における第2相分散粒子の総量が体積率として7×10−3以上12×10−2以下となるように、前記第2相分散粒子を析出、分散させる合金元素を含有していることを特徴としている。
H=(5.2−1.2×10−4λ)×102・・・(2)
このように、本発明の温間加工用鋼は、これに施す温間加工中に第2相分散粒子の分散状態や基地組織が変化するため、温間加工の熱履歴を模擬した焼戻し処理で得られる無加工材の硬さ(組織)に対して式(2)の下限を設定することで、構成されている。すなわち、以下に説明するとおり、硬さにより組織状態を表すものである。
(a)温間加工用鋼の組織
温間加工により複相組織鋼の高強度化と強靭化を同時に達成するには、できるだけ少量でかつ微細な第2相分散粒子の分散による強化と、基地組織の微細化および繊維組織化を同時に行えることが重要である。そしてこの超微細複相組織化を達成するには、素材である温間加工用鋼における第2相分散粒子の微細分散または微細分散能が重要である。
[0047]
本願発明において、第2相分散粒子の微細分散または微細分散能については、
(i)温間加工用鋼において既に焼戻し処理が施され、第2相分散粒子が分散している
(ii)温間加工用鋼において第2相分散粒子は分散していないが、温間加工中に第2相分散粒子が1種または2種以上析出し、加工処理後に粒子分散型繊維組織が形成される
(iii)温間加工用鋼において既に焼戻し処理が施され、第2相分散粒子が分散しているが、温間加工中にそれとは別の粒子が析出する
の3通りを考慮することができる。
炭窒化物、金属間化合物、酸化物、Cu粒子等からなる第2相分散粒子についても同様の効果が期待できる。そしてこのような第2相分散粒子としては、たとえば、具体的には、Mo2C、V4C3、W2C、TaC、NbC、TiC等の炭化物、Fe3O4,Fe2O3,Al2O3,Cr2O3,SiO2,Ti2O3等の酸化物、AlN,CrN,TiN等の窒化物、Ni3Ti,NiAl,TiB,Fe2Mo,Ni3Nb,Ni3Mo等の金属間化合物、Cu粒子などの金属粒子等を考慮することができる。
[0051]
なお、MoやTiなどの金属炭化物粒子は一般に10nm前後の大きさであり、体積率が10×10−3未満の少量の分散によっても高強度化が有効に図れることは知られている。ただし、合金元素等の偏析等によって第2相分散粒子の大きさや基地組織中での分布にもばらつきがある。よって、本発明においては、第2相分散粒子の分布のばらつきがあっても温間加工により微細な結晶組織が安定して得られるように考慮して、第2相分散粒子の室温における体積率を7×10−3以上と規定している。なお、低合金マルテンサイト鋼やベイトナイト鋼については、温間加工前の一般的なセメンタイト(Fe3C)の平均粒子径が数十nm以上であることを考慮すれば、第2相分散粒子の体積率を20×10−3以上とするのが好ましい。
[0052]
また、高強度化を図る上で第2相分散粒子の体積率の上限は靭性を考慮すれば、12×10−2以下とする。また、Orowan機構による粒子分散強化は、(A)式から、数十nm以下の領域で顕著になることが予想され、平均粒子径が0.5μmより大きな第2相分散粒子の分散状態では1.2GPa以上の強度が得られにくい。よって、第2相分散柆子の平均粒子径は0.5μm以下、より好ましくは0.1μm以下であることが温間加工用鋼として望まれる。
[0053]
ただし、上記条件は350℃の焼戻第3段階以上の温度域でも第2相分散粒子が成長しないことを前提としている。つまり、温間加工後も1.2GPa以上の強度を有するためには、加熱、加工中ならびに加工後に基地組織に加え、特に第2相分散粒子が著しくオストワルド成長して強度が低下しないことが必要条件となる。よって、一般に焼戻しパラメーターとして知られている次の(1)式で表されるλを指標として組織の熱安定性を評価した場合、350℃以上Ac1点以下の所定の温度域において、λ≧1.4×104の条件で、無加工のままで焼戻しを施した場合の室温におけるビ
ッカース硬さ(HV)が下記式(2)で与えられる硬さH以上となるような焼戻軟化抵抗を示すことが前加工組織、すなわち本発明の温間加工用鋼としての必要十分条件であると考えることができる。
[0054]
λ=T(logt+20)・・・(1)
ここで、Tは温度(K)、tは時間(h)である。
[0055]
H=(5.2−1.2×10−4λ)×102・・・(2)
なお、所定の温度域においてとは、350℃からAc1点のいずれかの温度で上記条件を満たせばよいことを示し、すべての温度域にわたって上記条件を満たす必要は無いことを意味している。つまり、時効または焼戻処理した場合に、素材が顕著な時効硬化や2次硬化を起こして上記範囲内のある温度域に限って硬さH以上となる場合も、本発明の温間加工用鋼とすることができる。
[0056]
ここで、たとえば前記のTiCについて、粒成長抑制効果を考察する。一般に良く知られているZenerの関係式(D=B×d/f)より、TiCが分散(d=7×10−3μm、体積率f=7×10−3、B=4/9〜4/3)したフェライト組織の定常粒成長で得られる安定結晶粒径Dを見積もると0.4〜1.3μm程度となる。つまり、このような安定結晶粒は再結晶粒の正常粒成長に対して成立するものであるから、再結晶温度よりも低温域の温間加工では所定のひずみ付与による基地組織の微細化とTiCによる粒界ピニングの2つの効果により平均粒径が3μm以下の繊維状組織が得られることは十分に予想される。
[0057]
このように、TiC炭化物の理想分散状態による析出強化を基に、温間加工により1.2GPa以上の引張強さを有する超微細複相組織を得るには、第2相分散粒子の体積率の下限値を7×10−3とし、かつT(logt+20)≧1.4×104の条件で焼戻し処理後の鋼の硬さがHV≧(5.2−1.2×10−4λ)×102を有することを前加工組織の必要十分条件としている。すなわち、温間加工用鋼として、第2相分散粒子を基地組織中に粒子分散強化粒子として微細に分散又は析出させること、および第2相分散粒子の熱的安定性を高める組織制御が、本発明の特徴である。
[0058]
以上のような本願発明の温間加工用鋼の組織については、温間加工の処理中に第2相分散粒子の分散状態や基地組織が種々変化されるため、室温の組織形態で限定されることはないが、実際的には、パーライト組織を主組織とする鋼を除く、強度1.2
GPa以上の鋼をすべて温間加工用鋼として考慮することができる。このようなものとしては、例えば、具体的には、マルテンサイト鋼(焼戻マルテンサイト組織)ではJIS−G4053の低合金鋼、JIS−G−4801のばね鋼や、それ以上の強度レベルの2次硬化鋼、TRIP鋼、オースフォームド鋼等である。
[0059]
そして、本発明の温間加工用鋼は、基地組織の80体積%以上をマルテンサイトとベイナイトのいずれかの単独組織あるいはこれらの混合組織とするようにしている。これは、中炭素低合金鋼では、マルテンサイトの有効結晶粒とされるブロックの幅が1μm以下である(Scripta Mater.,49(2003),P.1157)ことが最近の研究で明らかになっており、炭化物等を微細に分散した焼戻マルテンサイト組織に温間加工を施すことで繊維組織を効率よく形成できることに加え、ベイナイト組織も炭化物が微細に分散した針状や板状の組織形態を有しており、これを前加工組織とした場合も同様に繊維状組織を得ることができるためである。本発明の温間加工用鋼においては、このようなマルテンサイトとベイナイトのいずれかの単独組織あるいはこれらの混合組織が、基地組織の90体積%以上であることをより好ましい形態としている。
[0060]
とくに温間加工後に1.2GPa以上の強度を安定して維持するためには、JIS−SCM430鋼の焼戻マルテンサイト鋼と同等あるいはそれ以上の焼戻軟化抵抗を有するマルテンサイトまたはベイナイト組織を80%以上含むことが望ましい。なお、マルテンサイト又はベイナイトおよびこれらの混合組織以外の20体積%以下は、フェライト、パーライト、オーステナイト組織など、如何なる組織であってもよい。というのは、このようなフェライト、パーライト、オーステナイト組織等は温間加工熱処理中に分解・消失したり、微細な組織へと変化するため20体積%以下であれば問題ないと判断されるためである。
(b)化学組成
本発明の温間加工用鋼の好ましい化学組成とし、ては、C:0.70wt%以下、Si:0.05wt%以上、Mn:0.05wt%以上、Cr:0.01wt%以上、Al:0.5wt%以下、O:0.3wt%以下、N:0.3wt%以下を含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物であることが示される。さらに、Mo:5.0wt%以下、W:5.0wt%以下、V:5.0wt%以下、Ti:3.0wt%
以下、Nb:1.0wt%以下、Ta:1.0wt%以下から成る群より選ばれる1種または2種以上を含有することや、Ni:0.05wt%以上、Cu:2.0wt%以下の1種又は2種を含有することなどを考慮することができる。以下に、本発明の温間加工用鋼の好ましい各成分組織について述べる。
[0061]
C:Cは炭化物粒子を形成し、強度増加に最も有効な成分であるが、0.70wt%を超えると靱性劣化を招くことから、含有量を0.70wt%以下とした。強度増加を充分に期待するためには、好ましくは、0.08wt%以上、より好ましくは0.15wt%以上を含有させる。
[0062]
Si:Siは脱酸およびフェライト中に固溶して鋼の強度を高めるとともにセメンタイトを微細に分散させるのに有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を0.05wt%以上とする。鋼材の加工性を考慮して2.5wt%以下とする。
[0063]
Mn:Mnはオーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化に有効であるとともに、焼入れ性ならびにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの粗大化を抑制するのに有効な元素である。0.05wt%未満では所望の効果が得られないため、0.05wt%以上と定めた。より好ましくは0.2wt%以上を含有させる。得られる鋼材の靭性を考慮して3.0wt%以下とする。
[0064]
Cr:Crは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの成長を遅滞させる作用が強い元素である。また、比較的多く添加することでセメンタイトよりも熱的に安定な高Cr炭化物を形成したり、耐食性を向上させる、本発明では重要な元素のひとつでもある。従って、少なくとも0.01wt%以上含有させる必要がある。好ましくは0.1wt%以上であって、より好ましくは0.8wt%以上を含有させる。
[0065]
Al:Alは脱酸およびNiなどの元素と金属間化合物を形成して鋼の強度を高めるの
以上と定めた。より好ましくは0.2wt%以上を含有させる。上限については特に制限は無いが、高価な元素であるため、9wt%以下とすることが好ましい。
[0071]
Cu:Cuは熱間脆性を引き起こす有害な元素である反面、適量を添加すれば500℃〜600℃で微細なCu粒子の析出をもたらし、鋼を強化する。多量に添加すると熱間脆性を引き起こすので、フェライト中へのほぼ最大固溶量である2wt%以下とした。
[0072]
[0073]
P(燐)およびS(硫黄)については特に規定されないが、PやSは粒界強度を低下させるため極力取り除きたい元素であり、それぞれ0.03wt%以下とすることが好ましい。
[0074]
なお、上記以外の元素についても、本発明の効果を下げない範囲で各種の元素が含有されることが許容される。
[0075]
(c)温間加工用鋼の調製
なお、以上のような温間加工用鋼の作製方法は、たとえば、JIS規格のマルテンサイト組織やベイナイト組織の製造方法等に準じて、多種多様なものを考慮することができる。
[0076]
(d)温間加工
本発明の温間加工方法は、上記いずれかの温間加工用鋼に対し、350℃以上Ac1点−20℃以下の温度域で、0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴としている。温間加工を施した後、350℃以上Ac1点以下の温度域で時効処理を施すことも考慮される。このような温間加工によると、
(1)転位の回復が適度に起こり、結晶粒微細化が図れるとともに内部応力を低減できる
(2)合金元素の拡散が比較的容易となり、炭化物等の第2相分散粒子の分解および再析出が顕著に起こり、組織の微細化を図ることができる
(3)鋼の変形抵抗(高温硬さ)が顕著に下がりクラック等の発生なく成形できる
との利点を得ることができる。
[0077]
このような加工温度について、より具体的には、例えば、一般機械構造用鋼として
用いられている中炭素低合金鋼でマルテンサイト組織を基地とする場合では、セメンタイトが析出する焼戻第3段階にほぼ相当する350℃温度以上とすることができる。特に、合金炭化物、金属間化合物やCuなどを第2相分散粒子として有効に利用するには、これらの第2相分散粒子の析出温度である500℃から650℃の温度域で加工することが望ましい。
[0078]
一方、加工中にオーステナイト変態した部分では冷却過程でパーライト変態やマルテンサイト変態などの相変態を起こし、その結果、割れ発生の原因となるような不均一な組織が形成される可能性が高い。また、加工発熱による温度上昇も考慮して、加工の上限温度はAc1点−20℃とした。ただし、素材の加工温度と時間の組み合わせとしては、焼戻しパラメーターλで硬さを整理した場合、無加工のままで素材に焼戻しを施した場合に室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以下にならない組み合わせが温間加工後に1.2GPa以上の強度を得るために好ましい。とくに高温域での加工では、素材の軟化抵抗性と加熱時間を考慮に入れて加工に要する時間を短くする必要がある。
[0079]
組織の発達の度合いは、前加工組織、加工温度とひずみ量に依存する。つまり、前加工組織や加工温度によって必要なひずみ量も変わるためここでひずみ量を厳密に規定はできないが、材料内部に繊維状組織を形成させようとする場合には、0.7以上、より好ましくは1以上のひずみを付与することが好ましい。あらかじめオーステナイトの未再結晶温度域で加工を加えるなどして旧オーステナイト結晶粒を微細な繊維状に伸長させたマルテンサイトやベイナイト組織を有する温間加工用鋼に対しては、1より小さなひずみ量の付与で微細な繊維組織を均一に生成させることができる。しかしながら、おおよその場合において、ひずみ量は好ましくは1以上、さら好適には1.5以上とするのが望ましい。
[0080]
このとき、付与するひずみは1回の加工に限らず、複数回の加工に分けて導入しても良い。また、加工の方向は常に同じ方向に限定されない。さらに、パス間の時間も特に限定するものではない。さらに、被加工材の全域でなく、特定の領域(たとえば、高強度化が必要な表層や部品のR部など)に所定のひずみを付与することも含まれる。ただし、実際のひずみ量は被加工材の材料特性、ロール(鍛造であれば金型)と被加
工材の摩擦条件(たとえば、潤滑剤の種類や有無など)、ロール(鍛造であれば金型)の変形、圧延(鍛造)速度、圧延(鍛造)温度などを考慮してはじめて理解できるものである。特に、鍛造によって部品成型を行う場合には、不均一なひずみが導入されていることは必須である。よって、ひずみの量を精度の高い数値解析技術によって予測することが望ましいが、一般的に平面ひずみ状態を前提とした板圧延の場合累積圧下率は45%以上、棒線圧延の場合累積減面率45%以上であれば、ひずみ0.7以上は被加工材の全域に導入されていると考えられる。なお、累積圧下率または累積減面率が58%以上であればひずみ1以上が被加工材の全域に導入されていると考えられる。ただし、たとえば、圧下率(減面率)45%未満であっても摩擦などの影響で0.7以上のひずみが被加工材の全域あるいは特定の領域に導入されることもあるので、その場合には数値解析によって導入されたひずみの量を定量的に検討することが必要である。
[0081]
(e)鋼材
本発明の鋼材は、上記のとおりに温間加工用鋼を温間加工して得られる鋼材であって、短軸の平均粒径が3μm以下の繊維状結晶からなる基地組織を有し、第2相分散粒子が室温において7×10−3以上の体積率で基地組織内に微細に分散し、室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以上であることを特徴としている。なお、本発明の鋼材における基地組織は、伸展度(アスペクト比)が2を超え、代表的にはアスペクト比5以上の繊維状フェライト結晶からなり、これに第2相分散粒子が微細に分散されているものと理解することができる。
[0082]
鋼の機械的特性に及ぼす結晶粒微細化の効果は、数μm以下の結晶粒領域において顕著になることが知られており、本発明では繊維状結晶からなる基地組織の平
(a)高温焼戻し
高温焼戻しは、約550℃以上、A1点以下で行われ、これによれば、(1)焼入れで導入される内部応力を転位の回復を伴って大幅に低減できる、(2)破壊靱性を低下させる整合析出炭化物(例えば、フィルム状セメンタイト)を非整合化(球状化)できることなどの利点がある。このため、靱性が特に必要とされる機械構造用鋼では通常650℃付近で焼戻しが行われる。ただし、このような温度域では焼戻し中に第2相分散粒子も容易に成長するので鋼の強度低下は免れない。また、従来は、炭素を多量に添加して炭化物の析出量を増して強度を増加する手法が取られたが靱性は低下した。したがって、高温焼戻しのみによる高強度化には限界があった。高温焼戻しでも高強度化が達成できるのはマルエージング鋼(非特許文献6−10)などの特殊な合金元素を多量に添加した鋼に限られていた。
(b)結晶粒微細化
鋼の高強度化に際しては十分な靱性が確保できるように旧オーステナイト粒を微細化しておくことは不可欠である。オーステナイト粒の微細化手法としては、(1)加工オーステナイトの再結晶による方法と(2)相変態を利用する方法がある。なかでも後者に分類される、マルテンサイト組織を冷間または温間域で加工した後、オーステナイト化処理を行う加工熱処理が最も効果的にオーステナイト粒を微細化できる(非特許文献11、12)と考えられていた。たとえば、数μm以下のオーステナイト粒の微細化により焼戻マルテンサイト鋼の靱性が向上(非特許文献13)するとともに遅れ破壊特性が改善(特許文献4)されることが知られている(特許文献3)。オーステナイトの微細化では、結晶粒が微細になるほど粒成長速度も大きくなるのでオーステナイト時の粒成長を如何にして抑制するかが特に重要なポイントであった。そこで、従来では、オーステナイトの成長を抑制するために有効なピンニング粒子の分散やオーステナイト化温度の低下、高周波加熱を利用した急速短時間のオーステナイト化などが一般に適用されていた。しかしながら超微細オーステナイト粒の成長を抑制することは極めて困難であり、実際には細粒化は数μm程度で頭打ちになっている。また結晶粒を微細化しすぎると粒界での拡散型相変態が促進されて焼きが入りにくくなるなどの問題点もあり、オーステナイト粒超微細化のプロセスウインドウは比較的狭いものであった。
(c)オースフォーム
オースフォームは、オーステナイト化した鋼を準安定オーステナイト域まで急冷し、その温度で加工した後焼入れしてマルテンサイトまたはベイナイト変態を起こさせ、しかる後に焼戻しを行う処理であり、鋼を、その靱性をあまり損なうことなしに強化できるという特徴を有している。このオースフォームでは、(1)有効結晶粒とされるパケットやブロックの微細化、(2)加工オーステナイトからマルテンサイトへの転位引継ぎ、(3)炭素原子または炭化物による転位のピン止めなどの効果が重複して起こり鋼が強化されていると考えられている。最近では、高温の準安定オーステナイト域で加工を行う改良オースフォームが中炭素低合金鋼に適用され、疲労や遅れ破壊特性の改善が報告されている。また、改良オースフォームによる特性改善の主要因としては、基地組織の微細化、粒界凹凸の導入による粗大粒界セメンタイトの形成抑制(非特許文献14)や集合組織の形成(非特許文献15)が考えられている。ただし、オースフォームはオーステナイト組織の加工であるため、加工中に準安定なオーステナイト相が初析フェライト変態やパーライト変態などを起こさないように合金成分や加工熱処理条件を厳密に調整する必要があった。しかも加工後の冷却中に焼割れを生じる問題もあることから、適用される部材も板や棒などの単純形状のものに限定されていた。
(d)繊維状組織化
鋼の強靭化には冷間や温間での加工よって繊維組織を内部に生成させることも有効である。このことは、オースフォーム処理された鋼(非特許文献16、17)や強冷間伸線用高強度低炭素線材(特許文献5)、ピアノ線、純鉄線(非特許文献5)などにおいてすでに提案されている。
鉄と鋼、85(1999),P.620 ISIJ International,44(2004),P.1063 塑性と加工(日本塑性加工学会誌)、41(2000),P.13 鉄と鋼、88(2002),P.359 ASM、62(1969),P.623 Trans.ASM,61(1968),P.798 Metal.Trans.,1(1970),P.2011 Mat.Sci.Tech.,19(2003),P.117 Mat.Sci.Tech.,7(1991),P.1082 Mat.Sci.Eng.,A398(2005),P.367 鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書(日本鉄鋼協会)、(1991),P.64 Proc.First International Conference on Advanced Structural Steels,(2002)、P.65 Ultrafine−Grain Metals,Proc.the 16th Sagamore Army Materials Conference,(1969),P.138 CAMP−ISIJ、12(1999),P.565 CAMP−ISIJ、12(1999),P.1045−1048 ASM、55(1962)、P654 Met.Trans.、1(1970)、P3037 日本金属学会誌、32(1968)、P.289
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
H=(5.2−1.2×10−4λ)×102・・・(2)
第6:基地組織の80体積%以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、またはこれらの混合組織であることを特徴とする温間加工用鋼。
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
第14:鋼材を切削加工した鋼加工品であって、前記鋼材が、上記鋼材、鋼製板材、鋼製棒材または鋼製ボルトのいずれかであることを特徴する鋼加工品。
(a)温間加工による結晶粒超微細化と繊維状基地組織の形成
ある特定の条件を満たす素材であれば、従来のオースフォーム鋼などと比較しても靭性や耐遅れ破壊性がはるかに優れた粒子分散型繊維組織を部材に形成できるとの知見を得た。すなわち、第2相分散粒子の微細分散または析出によるピンニング効果を有効に利用し、変形で導入された転位の回復は適度に起こるものの1次再結晶や顕著な粒成長が起こらない温度域で材料を変形させて所定のひずみを付与し結晶粒を微細化すると、内部応力の低い、割れ発生起点のない超微細粒複相組織を作りこむことができる。特にこのような超微細粒において、さらに結晶粒界間隔の狭い繊維組織を発達させることで、亀裂の発生だけでなく亀裂の伝播を抑制して破壊靱性を大幅に高めることができる。
(b)粗大第2相の微細化
冷間加工では割れ発生の原因となるような粗大な第2相分散粒子でも温間加工では割れ発生なく比較的容易に変形させることができる。そこで、特に加工中に生じる第2相分散粒子の分解および再析出を利用して、粒界割れの原因と考えられている粗大なフィルム状析出物を球状化するだけでなく微細に分散させて強化に利用することができる。
(c)合金炭化物および金属間化合物等の超微細分散
Mo、V、W、Ta、Ti、Nbなどの炭化物形成能の高い合金元素は、すでに存在しているセメンタイトとは独自に、Mo2C、V4C3、W2C、TaC、NbC、TiCなどのナノサイズの合金炭化物を500℃から600℃付近の温度域で形成する、それゆえ、これらの合金元素の添加は鋼の高強度化には有効である。これらのナノサイズの合金炭化物による析出強化の極大値は、強化機構がCuttingからOrowan機構への遷移域で得られるが、このような時効段階では析出物のまわりに整合ひずみが多く存在し鋼の靱性は低下する。そのため、鋼の強度を多少犠牲にしても、鋼はこれらの炭化物の十分な過時効状態まで焼戻されるのが通常である。一方、温間加工によるこれらの合金炭化物の動的析出を利用すれば、上記析出遷移温度域であっても炭化物の成長をあまりともなわずに炭化物を非整合析出させることも可能である。すなわちOrowan機構による合金炭化物の析出強化を最大限有効に使うことも可能である。また、上記合金元素とNi,Alなどからなる金属間化合物や窒化物、酸化物、Cu粒子等の析出に対しても同様の効果が期待できる。
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
H=(5.2−1.2×10−4λ)×102・・・(2)
このように、本発明の温間加工用鋼は、これに施す温間加工中に第2相分散粒子の分散状態や基地組織が変化するため、温間加工の熱履歴を模擬した焼戻し処理で得られる無加工材の硬さ(組織)に対して式(2)の下限を設定することで、構成されている。すなわち、以下に説明する通り、硬さにより組織状態を表すものである。
温間加工により複相組織鋼の高強度化と強靭化を同時に達成するには、できるだけ少量でかつ微細な第2相分散粒子の分散による強化と、基地組織の微細化および繊維組織化を同時に行えることが重要である。そしてこの超微細複相組織化を達成するには、素材である温間加工用鋼における第2相分散粒子の微細分散または微細分散能が重要である。
(i)温間加工用鋼において既に焼戻し処理が施され、第2相分散粒子が分散している
(ii)温間加工用鋼において第2相分散粒子は分散していないが、温間加工中に第2相分散粒子が1種または2種以上析出し、加工処理後に粒子分散型繊維組織が形成される
(iii)温間加工用鋼において既に焼戻し処理が施され、第2相分散粒子が分散しているが、温間加工中にそれとは別の粒子が析出する
の3通りを考慮することができる。
ここで、Gは鋼の剛性率80GPa、bはバーガースペクトル0.25nmである。
ところが、粒子がある臨界粒子径よりも小さくなりすぎると転位が粒子によってピン止めされなくなり、転位によって粒子がせん断されるようになるためOrowan機構が成立しなくなる。転位によって粒子がせん断される、いわゆるCutting機構では粒子径が大きくなるほど分散強化量は増加する。すなわちOrowan機構が成立する最小粒子径で最大の分散強化量が得られることになる。最大の分散強化が達成できる最小粒子径は粒子の硬さに依存し、粒子の硬さに逆比例して小さくなる(鉄鋼の析出制御メタラジー最前線(日本鉄鋼協会)(2001)P.69)。したがって、同一体積率で比較した場合、硬い粒子ほどOrowan機構が成立する最小粒子径も小さくなるため最大の粒子分散強化量も大きくなる。
ここで、Tは温度(K)、tは時間(h)である。
なお、所定の温度域においてとは、350℃からAc1点のいずれかの温度で上記条件を満たせばよいことを示し、すべての温度域にわたって上記条件を満たす必要は無いことを意味している。つまり、時効または焼戻処理した場合に、素材が顕著な時効硬化や2次硬化を起こして上記範囲内のある温度域に限って硬さH以上となる場合も、本発明の温間加工用鋼とすることができる。
(b)化学組成
本発明の温間加工用鋼の好ましい化学組成としては、C:0.70wt%以下、Si:0.05wt%以上、Mn:0.05wt%以上、Cr:0.01wt%以上、Al:0.5wt%以下、O:0.3wt%以下、N:0.3wt%以下を含有し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物であることが示される。さらに、Mo:5.0wt%以下、W:5.0wt%以下、V:5.0wt%以下、Ti:3.0wt%以下、Nb:1.0wt%以下、Ta:1.0wt%以下から成る群より選ばれる1種または2種以上を含有することや、Ni:0.05wt%以上、Cu:2.0wt%以下の1種または2種を含有することなどを考慮することができる。以下に、本発明の温間加工用鋼の好ましい各成分組織について述べる。
なお、以上のような温間加工用鋼の作製方法は、たとえば、JIS規格のマルテンサイト組織やベイナイト組織の製造方法等に準じて、多種多様なものを考慮することができる。
本発明の温間加工方法は、上記いずれかの温間加工用鋼に対し、350℃以上Ac1点−20℃以下の温度域で、0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴としている。温間加工を施した後、350℃以上Ac1点以下の温度域で時効処理を施すことも考慮される。このような温間加工によると、
(1)転位の回復が適度に起こり、結晶粒微細化が図れるとともに内部応力を低減できる
(2)合金元素の拡散が比較的容易となり、炭化物等の第2相分散粒子の分解および再析出が顕著に起こり、組織の微細化を図ることができる
(3)鋼の変形抵抗(高温硬さ)が顕著に下がりクラック等の発生なく成形できる
との利点を得ることができる。
本発明の鋼材は、上記の通りに温間加工用鋼を温間加工して得られる鋼材であって、短軸の平均粒径が3μm以下の繊維状結晶からなる基地組織を有し、第2相分散粒子が室温において7×10-3以上の体積率で基地組織内に微細に分散し、室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以上であることを特徴としている。なお、本発明の鋼材における基地組織は、伸展度(アスペクト比)が2を超え、代表的にはアスペクト比5以上の繊維状フェライト結晶からなり、これに第2相分散粒子が微細に分散されているものと理解することができる。
Claims (15)
- 温間加工により粒子分散型繊維組織が生成される鋼であって、350℃以上Ac1点以下の所定の温度域において下記式(1)で表されるパラメーターλ
λ=T(logt+20)(T;温度(K)、t;時間(hr))・・・(1)
が1.4×104以上となる条件で無加工のままで焼鈍、焼戻し、および時効処理のうちのいずれかの熱処理を施した場合の室温における第2相分散粒子の総量が体積率として7×10-3以上となる合金元素又は/及び第2相分散粒子を含有し、ビッカース硬さ(HV)が下記式(2)の硬さH以上であることを特徴とする温間加工用鋼。
H=(5.2−1.2×10-4λ)×102・・・(2) - 基地組織の80体積%以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、あるいはこれらの混合組織であることを特徴とする請求項1記載の温間加工用鋼。
- 化学組成が、C:0.70wt%以下、Si:0.05wt%以上、Mn:0.05wt%以上、Cr:0.01wt%以上、Al:0.5wt%以下、O:0.3wt%以下、N:0.3wt%以下を含有し、残部は実質的にFe及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項1または2に記載の温間加工用鋼。
- さらに、Mo:5.0wt%以下、W:5.0wt%以下、V:5.0wt%以下、Ti:3.0wt%以下、Nb:1.0wt%以下、Ta:1.0wt%以下から成る群より選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項3に記載の温間加工用鋼。
- さらに、Ni:0.05wt%以上、Cu:2.0wt%以下の1種又は2種を含有すること特徴とする請求項3または4に記載の温間加工用鋼。
- 請求項1ないし5いずれかの温間加工用鋼に対し、350℃以上Ac1点−20℃以下の温度域で、0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴とする温間加工方法。
- 温間加工を施した後、350℃以上Ac1点以下の温度域で時効処理を施すことを特徴とする請求項6記載の温間加工方法。
- 請求項1ないし5いずれかの温間加工用鋼から作製された粒子分散型繊維組織を有する鋼であって、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が3μm以下で、第2相分散粒子が7×10-3以上の体積率で基地組織内に微細に分散され、室温におけるビッカース硬さがHV3.7×102以上であることを特徴とする鋼材。
- 短軸の平均粒径が1μm以下の繊維状フェライト結晶からなる基地組織を有することを特徴とする請求項8記載の鋼材。
- 短軸の平均粒径が0.5μm以下の繊維状フェライト結晶からなる基地組織を有することを特徴とする請求項8または9に記載の鋼材。
- 請求項8ないし10いずれかに記載の鋼であって、第2相分散粒子の長軸の平均粒径が0.1μm以下であることを特徴とする鋼材。
- 請求項8ないし11いずれかに記載の鋼材であって、板状であり、少なくともその表層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とする鋼板。
- 請求項8ないし11いずれかに記載の鋼材であって、棒状または線状であり、少なくともその表層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とする棒線鋼。
- 請求項8ないし11いずれかに記載の鋼材からなるボルトであって、少なくともネジ部の表層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とするボルト。
- 請求項8ないし11いずれかに記載の鋼材の切削加工品であることを特徴する鋼部品。
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