JP2005139534A - 過共析鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】 高強度と高靭性をさらに高いレベルで両立することのできる技術を確立する。
【解決手段】 前記課題を解決できた鋼は、Ｃ：０．９〜１．５０％（質量％の意。元素の量について、以下、同じ）、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、及びＣｒ：０．０５〜２％を含有するセメンタイト及びフェライトの複合組織の鋼であって、
アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトが、全セメンタイトに対して、９０面積％以上であり、
前記アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトを、１．０×１０¹¹〜１００×１０¹¹個／ｍｍ²含有し、
前記フェライトは、１５°以上の方位差がある粒界を基準にして切片法によって測定した平均粒径が０．５μｍ以上２μｍ未満となる過共析鋼である。
【選択図】 図４

Description

本発明は鋼の強度と靭性の両方を高いレベルで満足させる技術に関するものである。

近年、自動車を初めとする構造材料に使用される軽量化鋼材は、高強度化が求められている。一般に鋼材を高強度化すると靭性が低下する。しかし高強度鋼材を構造材料として使用するためには、従来材と同等の靭性を確保する必要がある。さらに用途によっては［例えば、シャフト用鋼、ラック用鋼などの自動車用条鋼製品（棒鋼、線材など）の用途では］、優れた耐摩耗性（及び／又は面疲労特性）が求められており、高周波焼入れなどの表面硬化処理を施して所定の表面硬さを付与する必要がある。

鋼材の強度と靭性を高いレベルで満足させるため、従来、炭素濃度約０．４％程度の中炭素鋼を焼入れ焼戻しして利用している。しかし中炭素鋼の焼入れ焼戻しでは、組織は焼戻しマルテンサイトとなっており、靭性は十分であっても強度レベルは未だ満足のいくものではない。

非調質鋼を対象としたものであるが、Ｍｎ・Ｃｒバランスを調整してマトリックスの靭性を高めると共に、Ｎｂ添加によって再結晶温度を上昇させた上で未再結晶域で仕上げ圧延を行うことによってフェライト＋パーライト組織を微細化することによって強度及び靭性を改善する技術がある（特許文献１）。しかしフェライト＋パーライト組織では、強度−靭性バランスを高めるには限界がある。そこでフェライト＋パーライト組織の低靭性を回避するため、フェライト＋ベイナイト組織化した非調質鋼も知られている（特許文献２）。しかし、Ｃ量が多くなるとパーライト組織が生成して靭性が低下するため、この技術は低炭素鋼にしか利用できない。そのため高周波焼入れしても表面硬さが十分に向上せず、耐摩耗性（及び／又は面疲労特性）の点で問題がある。

耐摩耗性（及び／又は面疲労特性）を高めるためには、高炭素鋼の使用が求められる。すなわち高炭素鋼でも、強度−靭性バランスを十分に高めることが求められる。高炭素鋼はパーライト組織のものと、セメンタイト＋フェライト組織のものとに大別されるが、強度−靭性バランスを高めるためにはセメンタイト＋フェライト組織においてセメンタイトを球状化することが必要であり、加えて残るフェライト組織も微細化することが必要となる。例えば非特許文献１では、パーライト組織の高炭素鋼を冷間圧延して歪みを蓄積した後、焼き戻すことによって、球状セメンタイトと微細フェライトの複合組織を得ており、良好な高強度・高靭性バランスを得ている。しかし、この例ではフェライトは約０．１〜０．５μｍ程度にまで微細化されているにも拘わらず、引張強度約１１００ＭＰａのときの衝撃値は８０Ｊ／ｃｍ²程度であり、さらなる改良が望まれる。
特許第３０３６０６１号公報 特開２０００−２６５２４５号公報 瀬戸、外１名，「パーライトの冷延・短時間焼鈍による高炭素鋼の微細組織化と諸特性」，材料とプロセス，社団法人日本鉄鋼協会，２００３年，第１６巻，第４９８〜５０１頁

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、高強度と高靭性をさらに高いレベルで両立することのできる技術を確立することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、高強度化と高靭性化をさらに高いレベルで両立するためには、高炭素の球状セメンタイト＋微細フェライト複合組織鋼において、フェライト粒界の方位差を考慮した組織制御が極めて重要であることを見出した。すなわち前記非特許文献１のような技術では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）組織は例えば図１に示す通りであってフェライト粒自体は微細化されているものの、１５°以上の方位差がある大角粒界は例えば図２に示す通りであり、該１５°以上の大角粒界でとらえたフェライト粒径（以下、有効フェライト粒径と称する）は大きくなっている。ところが靭性向上の観点からは、有効フェライト粒径は実際の（見かけの）フェライト粒径以上に極めて密接な関係があること、及び有効フェライト粒径が小さすぎても大きすぎても靭性が低下することが判明した。すなわち下記表１は後述の実施例からのデータを示すものであるが、下記表１から明らかなように、見かけのフェライト粒径が大きい場合（Ｉ〜IIIの例；吸収エネルギー＝３４〜４５Ｊ）に比べて、見かけのフェライト粒径を小さくした場合には（ＩＶの例）確かに靭性は向上するが（吸収エネルギー＝５７Ｊ）、その向上幅はほんの僅かである。それに対して、有効フェライト粒径を小さくすると（Ｖの例）、靭性は大きく向上し（吸収エネルギー＝１４３Ｊ）、有効フェライト粒径は見かけのフェライト粒径に比べてはるかに靭性に大きな影響を及ぼすことが判る。また有効フェライト粒径が大きすぎる場合（Ｉ〜ＩＶの例）及び小さすぎる場合（ＶＩ〜ＶＩＩの例）のいずれの場合にも靭性は低下することから、有効フェライト粒径は適切な範囲に保つ必要があることが判る。

以上の知見の下、本発明者らは有効フェライト粒径を所定範囲に制御した上で、炭素濃度を高めかつセメンタイトの形態及び量も所定の範囲に制御すれば、高強度化と高靭性化をさらに高いレベルで両立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過共析鋼は、
Ｃ：０．９〜１．５０％（質量％の意。元素の量について、以下、同じ）、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、及びＣｒ：０．０５〜２％を含有するセメンタイト及びフェライトの複合組織の鋼であって、
アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトが、全セメンタイトに対して、９０面積％以上であり、
前記アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトを、１．０×１０¹¹〜１００×１０¹¹個／ｍｍ²含有し、
前記フェライトは、１５°以上の方位差がある粒界を基準にして切片法によって測定した平均粒径が０．５μｍ以上２μｍ未満となっている点に要旨を有するものである。

前記過共析鋼は、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｌ：０．２％以下などを含有していてもよく、残部はＦｅ及び不可避的不純物であってもよい。また表面硬化処理を施してもよく、この場合、非硬化部が前記の成分組成及び組織を満足している。

本発明によれば、有効フェライト粒径が所定の範囲に制御されており、しかもセメンタイトの形態及び量も所定の範囲に制御されているため、高強度化と高靭性化を極めて高いレベルで両立できる。

本発明は、Ｃ：０．９〜１．５０％（質量％の意。元素の量について、以下、同じ）、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、及びＣｒ：０．０５〜２％を含有する過共析鋼を対象としている。以下、これら成分の添加理由について説明する。

Ｃは硬質相であるセメンタイトを所定量以上析出させて鋼の強度を確保する上で必要な元素であり、また表面硬化処理（高周波焼入れ処理など）の後の表面硬さを確保する上でも重要な元素である。Ｃ量は、０．９％以上、好ましくは０．９２％以上、さらに好ましくは０．９５％以上とする。一方、Ｃが過剰になると強度が高くなり過ぎて靭性が劣化する。従ってＣ量は、１．５０％以下、好ましくは１．３％以下、さらに好ましくは１．１％以下とする。

Ｓｉは製鋼時に脱酸剤として使用される元素であるため、鋼中に必ず残存する（０％超）。またＳｉは固溶強化によって鋼を高強度化するのに有効であり、かかる観点からはＳｉ量は、例えば０．１％以上、好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上とすることが推奨される。一方、Ｓｉが過剰になると、強度が高くなり過ぎて靭性が劣化する。従ってＳｉ量は、１．０％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。

ＭｎもＳｉと同様に脱酸剤と使用される元素であり、鋼中に必ず残存する（０％超）。またＭｎは鋼の強度を高める作用も有しており、かかる観点からはＭｎ量は０．１％以上、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると、強度が高くなりすぎて靭性が劣化する。従ってＭｎ量は、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．３％以下とする。

Ｃｒはセメンタイトの球状化を促進するのに有効な元素である。従ってＣｒは０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃｒが過剰になると、セメンタイトが脆くなって靭性が劣化する。従ってＣｒ量は、２％以下、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下とする。

必須添加元素は上述した通りであるが、強度−靭性バランスを維持できる限り、さらに種々の元素を添加してもよく、添加可能な元素は実験的に容易に確認できる。かかる追加の元素としては、例えば、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＡｌ：０．２％以下などが挙げられる。なおこれらＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＡｌは、単独で追加してもよく、適宜組み合わせて追加してもよい。以下、これら追加の元素の添加理由について説明する。

Ｎｉ及びＣｕは鋼の靭性を改善して靭性を向上させるのに有効である。Ｎｉ及び／又はＣｕを添加する場合（０％超とする場合）、添加量はそれぞれ、例えば０．１％以上、好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上とする。しかしＮｉを過剰に添加しても効果が飽和し、コスト高となる。またＣｕを過剰に添加すると微細な析出物が増え、強度が上昇し過ぎて靭性が低下する。従ってＮｉ量及びＣｕ量は、それぞれ、１％以下、好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．５％以下とする。

Ｍｏは固溶強化によって、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＡｌは析出強化によって鋼の強度を高めるのに有効である。これら強化元素を添加する場合（０％超とする場合）、Ｍｏについては、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。Ｖについては、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。Ｎｂについては、例えば０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上とする。Ｔｉについては、例えば０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１％以上とする。Ａｌについては、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。一方、これら強化元素が過剰となると鋼の強度が上昇し過ぎて靭性が低下する。従ってＭｏについては、１％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。Ｖについては、０．５％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２％以下とする。Ｎｂについては、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。Ｔｉについては、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。Ａｌについては、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下とする。

残部はＦｅ及び不可避不純物であってもよい。

また本発明の過共析鋼は、セメンタイト及びフェライトの複合組織（以下、“セメンタイト＋フェライト組織”と記載する場合がある）となっている。セメンタイト＋フェライト組織とすることは、高強度及び高靭性を高いレベルで満足するための前提条件であり、パーライト組織と区別される。セメンタイト＋フェライト組織とすることによって、変形能の小さいパーライト組織を消失させ、その変わりに変形能の大きなフェライト組織を生成させ、靭性を高めることができる。

そして本発明の過共析鋼では、前記セメンタイトが略完全に球状化されており、しかも該球状化セメンタイトが略均一に微細分散している。セメンタイトを球状化するのは、非球状（例えば板状）セメンタイトは変形時に亀裂の発生源となって靭性を低下させるためであり、セメンタイトを球状化することによって靭性を高めることができる。なおセメンタイトを球状化すると強度が低下するが、本発明では高強度化は他の改善［例えば高炭素化、セメンタイトの均一微細分散化など（均一微細分散性については後述）］によって達成することとし、靭性確保の観点からセメンタイトを球状化することとした。セメンタイトの球状化の程度は、走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）を撮影し、全セメンタイトに対する球状セメンタイトの割合を測定することによって把握できる。本発明では、アスペクト比（長軸／短軸比）が１．５以下のセメンタイトを球状セメンタイトと称することとし、該球状セメンタイト（アスペクト比１．５以下）の面積率を、全セメンタイトの面積を１００％としたとき、９０％以上、好ましくは９５％以上、さらに好ましくは９８％以上（特に１００％）とする。

また本発明の過共析鋼では、前記球状セメンタイトが略均一に微細分散している。このことによって、析出強化を利用して鋼の強度を高めることができる。すなわち本発明は過共析鋼を対象としているため、セメンタイト＋フェライト組織としたときにはセメンタイトの面積率自体は高く、このことによってある程度の高強度化は達成されるが、該セメンタイトを略均一に微細分散させることによって（すなわち単位面積当たりの球状セメンタイトの数を多くすることによって）、さらなる高強度化を達成している。ただし単位面積当たりの球状セメンタイトの数が過剰になると、強度が高くなり過ぎて靭性が低下する。従って球状セメンタイトの数は所定の範囲に制御されている必要がある。本発明では、ＳＥＭ写真によって球状セメンタイトの個数をカウントしており、球状セメンタイト（アスペクト比１．５以下のセメンタイト）の数は、１．０×１０¹¹個／ｍｍ²以上（好ましくは５×１０¹¹個／ｍｍ²以上、さらに好ましくは１０×１０¹¹個／ｍｍ²以上）、１００×１０¹¹個／ｍｍ²以下（好ましくは７０×１０¹¹個／ｍｍ²以下、さらに好ましくは５０×１０¹¹個／ｍｍ²以下）とする。

加えて本発明の鋼では、１５°以上の大角粒界でとらえたフェライト粒径（有効フェライト粒径）が小さくなっている。すなわち本発明の鋼のＳＥＭ組織は例えば図３に示す通りであり、また１５°以上の方位差がある大角粒界は例えば図４に示す通りであり、見かけの（ＳＥＭ写真による）フェライト粒径のみならず、有効フェライト粒径までもが小さくなっている。有効フェライト粒径を微細化することによって延性−脆性遷移温度を低下させることができ、室温における靭性を高めることができる［例えば後述の図７に示すように、有効フェライト粒径が大きい実験例４（有効フェライト粒径＝１８．３μｍ；白三角印）に比べ、有効フェライト粒径を小さくしたＮｏ．１（有効フェライト粒径＝０．８μｍ；黒丸印）は延性−脆性遷移温度が大きく低下しており、室温における靭性が高くなっている］。加えて有効フェライト粒径の微細化は、引張強度の向上にも寄与している。一方、フェライト粒径を小さくし過ぎると、延性−脆性遷移温度はさらに低下するものの、上部棚エネルギーが低下してくるため室温における靭性は却って低下する［例えば後述の図７に示すように、有効フェライト粒径が小さすぎるＮｏ．２３（有効フェライト粒径＝０．３２μｍ；白四角印）は上部棚エネルギーが大きく低下している］。

なお有効フェライト粒径は、ＳＥＭに付属する方位差測定ソフトを利用してフェライト粒（見かけのフェライト粒）の方位差を測定し、１５°以上の方位差がある粒界をセレクトして表示させた後、該１５°以上の方位差がある粒界を基準にして切片法によって測定する。具体的には視野（６０μｍ×６０μｍ）の領域に対して、図５（ａ）に示すような縦、横５本づつの等間隔の格子状の直線２を引く。そうすると図５（ｂ）に示すように、１５°以上の方位差がある粒界１と、直線２とが複数の箇所で交差するため、該粒界１で区切られた直線２の長さａ１、ａ２、ａ３…などを測定し、これらを平均することによって有効フェライト粒径（平均粒径）を求める。なお厳密にいえば、前記大角粒界は途中で切れている場合もあり、粒界１で区切られた直線２の長さは必ずしも粒径を表していない場合もあるが（例えば、図５（ｂ）に示す長さａ２、ａ３など）、本発明ではそのような場合であっても、粒界１で区切られた直線２の長さ全てを粒径と見なして平均粒径とした。有効フェライト粒径（平均粒径）は、０．５μｍ以上（好ましくは０．６μｍ以上、さらに好ましくは０．７μｍ以上）、２μｍ未満（好ましくは１．８μｍ以下、さらに好ましくは１．５μｍ以下）である。

なおＳＥＭ写真に基づく以外は、上記と同様にして切片法によって求めることができる見かけの（実際の）平均フェライト粒径は、上記有効フェライト粒径が所定範囲内となる限り、特に限定されないが、例えば０．４μｍ以上２．０μｍ未満程度、好ましくは０．５〜１．８μｍ程度、さらに好ましくは０．６〜１．５μｍ程度である。

本発明の過共析鋼は、例えば半製品（線材、棒鋼など。特にシャフト用鋼、ラック用鋼などの自動車用条鋼）の形態であってもよく、前記半製品を加工して得られる製品（例えば、シャフト、ラックなどの自動車部品）の形態であってもよい。また製品形態の場合、必要に応じて、硬化処理（例えば高周波焼入処理処理など）によって表面が硬化していてもよい。

本発明の過共析鋼は、有効フェライト粒径が所定の範囲に制御されており、しかもセメンタイトの形態及び量も所定の範囲に制御されているため、高強度化と高靭性を極めて高いレベルで両立できる。例えば本発明の過共析鋼は、表面硬化処理を施す前の引張強度を、例えば１０００ＭＰａ以上（好ましくは１１００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１２００ＭＰａ以上）とすることができ、また表面硬化処理を施す前の室温でのシャルピー吸収エネルギー（ＪＩＳ３号試験片、２ｍｍＵノッチによる）を、例えば１２０Ｊ以上（好ましくは１３０Ｊ以上、さらに好ましくは１４０Ｊ以上）とすることができる。なお引張強度及びシャルピー吸収エネルギーの上限は特に限定されないが、例えば、１５００ＭＰａ程度、２００Ｊ程度であってもよい。

上述のようなセメンタイト＋フェライト組織が制御された本発明の過共析鋼は、概略、図６に示すような方法、すなわち（１）上述の化学組成に制御された鋼（例えば熱延材）をオーステナイト＋セメンタイト２相域に加熱してセメンタイトを球状化する工程（セメンタイトの球状化工程）、（２）球状化処理後、フェライト＋セメンタイト領域に冷却し、オーステナイトがフェライトに変態しない間に熱間で高歪み加工してオーステナイトを微細化する工程（熱間加工工程）、（３）熱間加工後、マルテンサイト組織やベイナイト組織の形成を避けながら冷却して微細オーステナイトを微細フェライトにする工程（フェライト化工程）からなる方法を利用することによって製造でき、より具体的には、以下のような条件とすることによって製造できる。

すなわち（１）セメンタイトの球状化工程では、加熱温度：Ａ_e1点＋３０℃以上（好ましくはＡ_e1点＋４０℃以上）、Ａ_cm点−３０℃以下（好ましくはＡ_cm点−４０℃以下）；保持時間：１０分以上（好ましくは２０分以上）、１００分以下（好ましくは５０分以下）の条件とする。加熱温度が低すぎたり、保持時間が短すぎると、セメンタイトの球状化が不十分となり、全セメンタイトに対する球状化セメンタイトの割合が不足し、さらには単位面積当たりの球状化セメンタイトの個数も不足する場合もある。一方、加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎると、セメンタイトが粗大化して単位面積当たりの球状セメンタイトの数が不足する。

（２）セメンタイトの球状化終了後は、直ちに５〜３０℃／秒（好ましくは７〜２０℃／秒）の速度で、Ａ_e1点−５０℃以下（好ましくはＡ_e1点−６０℃以下）、Ａ_e1点−１００℃以上（好ましくはＡ_e1点−９０℃以上）の温度まで冷却し、該温度範囲で真歪み（ｌｎＡ₀／Ａ；ただしＡ₀は加工前の断面積、Ａは加工後の断面積）が０．５以上（好ましくは０．６以上）１以下（好ましくは０．８以下）、歪速度が２秒^-1以上（好ましくは３秒^-1以上）２０秒^-1以下（好ましくは１０秒^-1以下）となる条件で熱間加工を行う。なお熱間加工は１パスの圧延若しくはパス時間が１秒以内の２パス以上の連続圧延によって行う。球状化終了後の冷却速度（以下、第１の冷却速度と称する場合がある）が速すぎると、冷却終了温度を前記所定の加工温度の範囲内に制御するのが困難となり、逆に第１の冷却速度が遅すぎると、冷却途中でオーステナイトがフェライトに変態してしまうため、最終的に得られる鋼において有効フェライト粒径が大きくなり過ぎる。また熱間加工温度が高すぎる場合、熱間加工の歪量が少なすぎる場合、或いは歪速度が遅すぎる場合には有効フェライト粒径が大きくなり過ぎる。逆に熱間加工温度が低すぎる場合、熱間加工の歪量が大きすぎ場合、または歪速度が速すぎる場合には、加工設備に過度な負担をかけるだけでなく、有効フェライト粒径が小さくなり過ぎる。

（３）熱間加工後は、直ちに１〜２０℃／秒（好ましくは３〜１０℃／秒）の速度で冷却する。熱間加工後の冷却速度（以下、第２の冷却速度と称する場合がある）が速すぎるとマルテンサイト組織やベイナイト組織が形成され、靭性が低下する。逆に第２の冷却速度が遅すぎると、変態前のオーステナイトが粗大化し、有効フェライト粒径が大きくなりすぎる。

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。

実験例１
１５０ｋｇ真空溶解炉を用いて下記表２に示す種々の化学成分の鋼を溶製した。得られた鋼を熱間で鍛造し、板状（幅３０ｍｍ×厚さ２０ｍｍ）の供試材を得た。この供試材を、図６に示すパターン（セメンタイトの球状化工程、熱間加工工程、フェライト化工程）で処理し、薄板に加工した。詳細な数値設定は下記表３に示した通りであり、セメンタイトの球状化工程での加熱温度は加熱炉の温度を示しており、熱間加工工程での加工温度は鋼材の表面温度を示している。また熱間加工工程では、１パスの圧延によって所定の真歪量を加えた。

得られた圧延材の組織、及び材料特性を以下のようにして測定した。

［セメンタイト及び見かけのフェライト粒径］
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；日本電子株式会社製ＪＳＭ−５４１０）を用いて、３箇所（視野：２５μｍ×２０μｍ、倍率：５０００倍）を測定した。測定結果を画像解析ソフト（ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＣＳ^TM社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｒｕｓ）で解析し、全セメンタイト面積に占めるアスペクト比１．５以下のセメンタイトの面積率を算出すると共に、単位面積当たりのアスペクト比１．５以下のセメンタイトの個数を算出した。またＳＥＭ写真を用い、切片法によって平均フェライト粒径（見かけのフェライト粒径）を算出した。

［有効フェライト粒径］
走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製ＪＳＭ−５４１０）に付属する方位差測定ソフト（ＴＳＬ社製のＯＩＭ^TM）を用いて、３箇所（視野：６０μｍ×６０μｍ、倍率：１５００倍）でのフェライト粒（見かけのフェライト粒）の方位差を測定し、１５°以上の方位差がある粒界をセレクトして表示させた。この表示結果を用い、切片法によって有効フェライト粒径を算出した。

［引張強さ］
圧延材をＪＩＳ４号試験片に加工した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張強さを測定した。

［シャルピー吸収エネルギー］
圧延材をＪＩＳ３号試験片（２ｍｍＵノッチ）に加工した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して室温でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。

［表面硬さ］
圧延材を高周波焼入れ（周波数：７．４ｋＨｚ、出力：５０ｋＷ、加熱時間：７．５秒）した。焼入れ表面のビッカース硬さを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（荷重：５０ｋｇｆ）に準拠して測定した。

結果を表４に示す。

表２〜４から明らかなように、これらの例では適切な成分組成の鋼を適切な条件で処理しているため、有効フェライト粒径、並びにセメンタイトの形態及び量が適切となっていた。このような鋼は、高強度化と高靭性化を極めて高いレベルで両立できていた。また表面硬さにも優れていた。

実験例２
上記表２に示した鋼種Ａを用い、下記表５に示す種々の条件で処理し、得られた圧延材の組織、及び材料特性を実験例１と同様にして調べた。結果を表６に示す。

Ｎｏ．１１の例では加熱温度が低すぎるために、またＮｏ．１２の例では加熱保持温度が短すぎるために、いずれもセメンタイトの球状化が不十分となり、靭性が不十分であった。Ｎｏ．１３の例では加熱温度が高すぎるために、またＮｏ．１４の例では加熱保持時間が長すぎるために、いずれもセメンタイトが粗大化し、強度不足となった。Ｎｏ．１５の例では第１冷却速度が遅すぎるため、Ｎｏ．１６の例では加工温度が高すぎるため、Ｎｏ．１７の例では加工量不足のため、Ｎｏ．１８の例では第２冷却速度が遅すぎるため、いずれも有効フェライト粒径が大きくなりすぎ、靭性が低下した。また強度不足となったものもあった（Ｎｏ．１６，１７）。Ｎｏ．１９の例では、第２冷却速度が速すぎるためにマルテンサイト化し、靭性が著しく低下した。Ｎｏ．２０の例では歪速度が遅すぎるために、有効フェライト粒径が大きくなりすぎ、靭性が低下した。Ｎｏ．２１の例では歪速度が速すぎるため、Ｎｏ．２２の例では加工し過ぎているため、Ｎｏ．２３の例では加工温度が低すぎるため、いずれも有効フェライト粒径が小さくなり過ぎ、靭性が低下した。これらのことから明らかなように、適切な方法によらなければ、有効フェライト粒径、並びにセメンタイトの形態及び量の全てを適切にすることができない。そのため強度−靭性バランスが崩れることとなる。

実験例３
下記表７に示す種々の鋼種を用い、実験例１と同様に適切な条件で処理し（詳細は下記表８参照）、得られた圧延材の組織、及び材料特性を実験例１と同様にして調べた。結果を表９に示す。

Ｎｏ．２４の例ではＣ量が少なすぎるため、球状セメンタイトの数が不足し、強度不足となった。Ｎｏ．２５〜２７の例では、Ｓｉ量、Ｍｎ量、又はＣｒ量が多すぎるため、靭性が低下した。Ｎｏ．２８の例ではＣ量が多すぎ、セメンタイト数が多くなり過ぎて、強度が強くなりすぎ、靭性が低下した。これらの結果から明らかなように、成分組成を適切にしなければ、強度−靭性バランスが崩れることとなる。

実験例４
前記表２に示した鋼種Ａを用い、温度１２００℃に加熱した後、圧延（仕上圧延終了温度：１０００℃）した。次いで冷間圧延（圧下率：５０％）した後、温度６５０℃、加熱時間１時間の条件で焼戻しした。

実験例５
中炭素鋼（Ｃ：０．４２％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．７８％、Ｃｒ：０．１８％、残部Ｆｅ及び不可避不純物）を焼入れ焼戻しした。

実験例６
低炭素鋼（Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：２．３２％、Ｃｒ：１．１２％、Ｎｉ：１．０３％、Ｍｏ：０．３２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物）を温度１２００℃に加熱し、圧延（仕上げ圧延終了温度：１０００℃）した後、風冷した。

実験例４〜６によって得られた鋼材の組織、及び材料特性を実験例１と同様にして調べた。結果を表１０に示す。

表１０から明らかなように、有効フェライト粒径が大きすぎると、たとえ見かけのフェライト粒径が小さくても靭性は不十分である（実験例４）。また中炭素鋼の焼入れ焼戻し材（実験例５）は、強度不足である。またフェライト＋ベイナイト組織の低炭素鋼（実験例６）は、表面硬さに劣る。

実験例７
実験例１のＮｏ．１、実験例２のＮｏ．２３、及び実験例４で得られた鋼材について、測定温度を代えてシャルピー吸収エネルギーを調べた。結果を図７に示す。

図７から明らかなように有効フェライト粒径が大きな場合（実験例４；白三角印）に比べて有効フェライト粒径を小さくすると（実験例１のＮｏ．１；黒丸印）、延性−脆性遷移温度が低下する結果、室温での靭性が向上する。しかし有効フェライト粒径を小さくし過ぎると（実験例２のＮｏ．２３）、上部棚エネルギーが低下する結果、室温での靭性は低下してしまう。

図１は、従来の、球状セメンタイト＋微細フェライト組織の過共析鋼の走査型電子顕微鏡写真である。 図２は、従来の、球状セメンタイト＋微細フェライト組織の過共析鋼の大角粒界（１５°以上）を示す図である。 図３は、本発明の、球状セメンタイト＋微細フェライト組織の過共析鋼の一例の走査型電子顕微鏡写真である。 図４は、本発明の、球状セメンタイト＋微細フェライト組織の過共析鋼の一例の大角粒界（１５°以上）を示す図である。 図５（ａ）は、有効フェライト粒径を切片法によって測定方法するに際して、直線の引き方を説明するための模式図である。 図５（ｂ）は、有効フェライト粒径を切片法によって測定方法するに際して、個々の粒径の求め方を説明するための模式図である。 図６は本発明の鋼の製造方法を説明するための概念図である。 図７は実験例で得られた有効フェライト粒径の異なる種々の鋼材に関して、シャルピー吸収エネルギーと測定温度の関係を示すグラフである。

符号の説明

１ 方位差１５°以上の粒界
２ 直線

Claims (4)

1. Ｃ：０．９〜１．５０％（質量％の意。元素の量について、以下、同じ）、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、及びＣｒ：０．０５〜２％を含有するセメンタイト及びフェライトの複合組織の鋼であって、
   アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトが、全セメンタイトに対して、９０面積％以上であり、
   前記アスペクト比１．５以下の球状セメンタイトを、１．０×１０¹¹〜１００×１０¹¹個／ｍｍ²含有し、
   前記フェライトは、１５°以上の方位差がある粒界を基準にして切片法によって測定した平均粒径が０．５μｍ以上２μｍ未満となるものであることを特徴とする過共析鋼。
2. Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＡｌ：０．２％以下から選択された少なくとも１種を含有する請求項１に記載の過共析鋼。
3. 残部はＦｅ及び不可避的不純物である請求項１又は２に記載の過共析鋼。
4. 表面硬化処理を施した過共析鋼であって、非硬化部が請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成及び組織を満足するものである過共析鋼。