JP2006169593A - 高強度および高靭性を示す鋼とそれを用いた物品 - Google Patents

Abstract

【課題】 優れた引張強度と衝撃強度をバランス良く備えた高強度および高靭性を示す鋼とそれを用いた物品を提供する。
【解決手段】 粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼であって、組織内には５０ｎｍ以下のバナジウム炭化物（ＶＣ）が析出されていることを特徴とする高強度および高靭性を示す鋼とする。
【選択図】 図４

Description

この出願の発明は、高強度および高靭性を示す鋼とそれを用いた物品に関するものである。さらに詳しくは、この出願の発明は、優れた引張強度と衝撃強度をバランス良く備えた高強度および高靭性を示す鋼とそれを用いた物品に関するものである。

構造材料には種々の特性が要求されるが、基本的な特性として、強度（引張強度）と靭性（衝撃強度）が挙げられる。一般的に、この２つの特性は相反関係にあり、強度を高めた場合には靭性が、靭性を高めた場合には強度が、低下することが知られている。したがって、鋼を高強度化する際には、いかに靭性を確保しつつ高強度化を進めるかがポイントのひとつとなる。

そして、建築・土木の分野では、たとえば、引張強度１０００ＭＰａ以上の鋼において、室温におけるシャルピー衝撃値２００Ｊ／ｃｍ²以上といった強度と靭性のバランスを
確保することがひとつの開発目標とされている。

そこで、例えば、疲労データシート（非特許文献１）に開示された従来の一般的なＪＩＳ機械構造用鋼の強度と靭性の関係を整理して、図５に例示した。図５から明らかなとおり、シャルピー衝撃値Ｅと引張強度σ_Bの関係において、低炭素鋼調質材（Ｓ３５Ｃ，Ｓ
４５Ｃ，Ｓ５５Ｃ）のシャルピー衝撃値Ｅは、おおよそ５００−０．５σ_B≦Ｅ≦６３０
−０．５σ_Bの範囲に、低合金鋼調質材（ＳＣＭ，ＳＮＣＭ）のシャルピー衝撃値Ｅは、
６３０−０．５σ_B≦Ｅ≦７２０−０．５σ_Bの範囲に分布していることがわかる。なお、フェライト／パーライト組織の炭素鋼焼鈍し材等は、図５の範囲外の低いシャルピー衝撃値を示す。

一方で、鋼の高強度化および高靭性化を実現するひとつの手段として、フェライト粒の微細化を考慮することができる。この出願の発明者らは、既に、フェライト粒径が３μｍ以下の超微細粒鋼の製造技術を確立しており、この超微細粒鋼は高強度が得られると同時に、靭性も優れていることが確認されている（たとえば、特許文献１および２）。そして、特に、引張強度と衝撃吸収エネルギーの関係に着目した場合には、０.１５Ｃ−０.３Ｃ−０.５Ｍｎを主成分とする超微細粒鋼について、引張強度８３５ＭＰａに対して、室温
でのシャルピー衝撃値が１６６Ｊ／ｃｍ²であり、同程度の強度の炭素鋼調質材に比べて
高い衝撃強度を得られることを明らかにしている（特許文献３）。また、最近では、炭素量Ｃを０.４５％にまで高め、さらに０.１％のリンＰを添加することで、引張強度が１０００ＭＰａを超える超微細粒鋼の製造にも成功しているが、この場合には、強度の向上に反して室温でのシャルピー衝撃値は１６６Ｊ／ｃｍ²を下回ってしまっていた（特許文献
４）。一方で、この出願の発明者らは、フェライト粒径が３μｍ以下の超微細粒鋼に１５０ｎｍ以下の各種炭化物等を分散させることで、上下降伏現象を示さない超微細粒鋼を既に提案しているが、この鋼のシャルピー衝撃値は１００Ｊ／ｃｍ²に満たないものであっ
た（特許文献５）。
西島敏ら，「金材技研疲労データシート資料５」、ＪＩＳ機械構造用鋼の基準的疲労特性」、科学技術庁金属材料技術研究所、平成２年３月、ｐ．４５ 特開平１１−３１５３４２号公報 特開２０００−３０９８５０号公報 特願２００３−４３５９７６号 特願２００３−４３５９７７号 特願２００３−０８０４９８号

このように、従来の調質構造用鋼についてはごく一部の鋼材について、引張強度１０００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃値２００Ｊ／ｃｍ²以上の強度−靭性バランスが得られて
いるももの、そのバランスの安定性までは確保されているとは言いがたかった。

また、従来の超微細粒鋼は、強度とともに靭性にも優れ、引張強度が１０００ＭＰａを超える超微細粒鋼の製造も可能となっている。しかしながら、シャルピー衝撃値の分布については、低合金鋼調質材と炭素鋼調質材のちょうど中間に分布するレベルであり、強度の向上に伴って室温でのシャルピー衝撃値は低下する傾向にあって、引張強度１０００ＭＰａ以上で、かつ室温におけるシャルピー衝撃値２００Ｊ／ｃｍ²以上となる高強度高靭
性の超微細粒鋼は、いまだに実現されていないのが実情である。

そして何よりも、引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの高強度鋼において、室温に
おけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満足する高い衝撃強度を
示す鋼は全く存在しなかった。

そこで、この出願の発明は、以上のとおりの事情に鑑みてなされたものであり、従来技術の問題点を解消し、高強度および高靭性を同時に実現し、例えば、引張強度１０００ＭＰａ以上でかつ室温におけるシャルピー衝撃値２００Ｊ／ｃｍ²以上の強度−靭性バラン
スを確実に確保することのできる、高強度および高靭性を示す鋼を提供することを課題としている。そしてまた、引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの高強度鋼において、室
温におけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満足する高強度高靭
性鋼や、さらにはＥ＞８５０−０．５σ_Bの関係を満足する高強度高靭性鋼を提供するこ
とも課題としている。

この出願の発明は、上記の課題を解決するものとして、まず第１には、粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼であって、組織内には５０ｎｍ以下のバナジウム炭化物（ＶＣ）が析出されていることを特徴とする高強度および高靭性を示す鋼を提供する。

また、この出願の発明は、上記の発明の高強度および高靭性を示す鋼について、第２には、フェライトの平均粒径が０．７μｍ以下であることを特徴とする鋼を、第３には、バナジウム炭化物（ＶＣ）の粒径が１０ｎｍ未満であることを特徴とする鋼を、第４には、化学組成において、炭素（Ｃ）量が０．０３〜１．０質量％、バナジウム（Ｖ）量が０を超えて１．４質量％以下の範囲にあることを特徴とする鋼を、第５には、引張強度σ_Bが
９００〜１３００ＭＰａの範囲において、室温におけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満たすことを特徴とする鋼を、第６には、化学組成において、さらに、マンガン（Ｍｎ）量が０．３〜３．０質量％、シリコン（Ｓｉ）量が０〜２．０質量％以下、アルミニウム（Ａｌ）量が０．１質量％以下、クロム（Ｃｒ）量が３質量％以下、モリブデン（Ｍｏ）量が１．０質量％以下、ニッケル（Ｎｉ）量が３質量％以下、銅（Ｃｕ）量が２．５％以下、チタン（Ｔｉ）量が０．１質量％以下、ニオブ（Ｎｂ）量が０．１質量％以下、タングステン（Ｗ）量が０．５質量％以下、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物であることを特徴とする鋼を提供する。

さらにこの出願の発明は、第７には、少なくとも炭素（Ｃ）を０．０３〜１．０質量％、バナジウム（Ｖ）を０を超えて１．４質量％以下含む鋼を８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱する加熱工程と、この鋼に対してフェライトが再結晶しない温度領域で全５０％以上の多パス圧延を行い、次いで２パス以内でフェライトが動的再結晶する温度領域で圧延する圧延工程を含むことを特徴とする高強度および高靭性を示す鋼の製造方法を提供する。

加えて、この出願の発明は、上記発明の高強度および高靭性を示す鋼の製造方法において、第８には、加熱工程において、鋼に含まれるＶが完全に固溶する温度にまで加熱することを特徴とする鋼の製造方法を、第９には、圧延工程の後に、４００℃以上Ａｃ３点以下の温度範囲で３０分以上時効させる時効工程を含むことを特徴とする鋼の製造方法を提供する。

また、この出願の発明は、第１０には、上記の鋼を少なくとも一部に用いて構成されていることを特徴とする物品をも提供する。

この出願の発明によると、鋼の高強度化および高靭性化を達成するために、フェライト粒径を３μｍ以下にすることによる細粒強化と、ＶＣ（バナジウム炭化物）を微細に析出させることによる析出強化の併用という全く新しい手法が、実現可能であり、また極めて有効であることが明らかとされる。そして、この出願の発明によると、従来鋼よりはるかに高強度および高靭性であって、引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの範囲において
、室温におけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満たす鋼を、確
実に提供することができる。

加えて、このような高強度高靭性鋼を用いた各種の物品を提供することができる。

以上の知見とその効果は、上記のとおりの高強度で高靭性な鋼を提供するだけではなく、今後の鋼の更なる高強度化および高靭性化を目指す上での、大きなブレークスルーとなる。

この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつものであるが、以下にその実施の形態について説明する。

この出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼は、フェライト粒径を３μｍ以下にする細粒強化に、組織中に微細析出物を析出させる析出強化を組み合わせることにより、鋼の高強度化および高靭性化を同時に実現しようという、これまでになかった全く新しい発想に基づくものである。そして、この出願の発明者等が鋭意検討を重ねた結果、細粒強化された鋼の析出強化には、各種の炭化物のうちでも、唯一、バナジウム炭化物（ＶＣ）の利用が可能であることを見出し、この出願の発明に至ったものである。すなわち、この出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼は、粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼であって、組織内には５０ｎｍ以下のバナジウム炭化物（ＶＣ）が、析出されていることを特徴としている。ここで、「粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする」とは、平均粒径が３μｍ以下の超微細なフェライト相が主となる組織から、平均粒径が３μｍ以下の超微細なフェライトの単相ないしは限りなく単相に近い組織まで包含するものとして理解することができる。より具体的には、超微細フェライト相の体積率が５０％以上の組織を意味する。そしてこの出願の発明においては、フェライトの平均粒径が０．７μｍ以下であることを、より好ましい態様としている。

また、この出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼は、たとえばこの出願の発明者等が既に提案している粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼において、析出強化元素としてのＶ（およびＣ）が添加され、その組織内に析出物として微細なＶＣ
が析出されたものとして理解することができる。なお、組織内に析出されるＶＣは、靭性を高めるためには大きさが５０ｎｍ以下のものが含まれることが必須の条件として示され、好ましくは１０ｎｍのものが高密度に析出されていることである。この出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼としては、５０ｎｍ以下のＶＣが高密度に析出されている場合には、５０ｎｍを超える大きさのＶＣが少量であれば析出されても問題ないが、５０ｎｍを超える大きさのＶＣの存在は靭性の劣化につながるため好ましくない。

このようなこの出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼は、組成について、加工によりフェライト相が主体となる組織が生成可能であって、ＶＣの析出に必要とされるＶ（バナジウム）およびＣ（炭素）が含まれている組成である限り、その他の元素組成は特に制限されることはない。そして、たとえ少量であっても、Ｖが添加されることで、鋼の靭性は確実に向上されることになる。このような化学組成は、たとえば、一般的な機械構造用鋼の成分範囲を基にし、さらにＶおよびＣ量を適切に調整するようにして決定することができる。たとえば、具体的には、ＶおよびＣ以外の成分については、マンガン（Ｍｎ）量が０．３〜３．０質量％、シリコン（Ｓｉ）量が０〜２．０質量％、アルミニウム（Ａｌ）量が０〜０．１質量％、クロム（Ｃｒ）量が０〜３質量％、モリブデン（Ｍｏ）量が０〜１．０質量％、ニッケル（Ｎｉ）量が０〜３質量％、銅（Ｃｕ）量が０〜２．５％、チタン（Ｔｉ）量が０〜０．１質量％、ニオブ（Ｎｂ）量が０〜０．１質量％、タングステン（Ｗ）量が０〜０．５質量％、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物とすることなどが、１つの目安として例示される。

また、より成分を限定し、マンガン（Ｍｎ）量が０．３〜１．６質量％、シリコン（Ｓｉ）量が１．５質量％以下、クロム（Ｃｒ）量が２質量％以下、モリブデン（Ｍｏ）量が１．０質量％以下、ニッケル（Ｎｉ）量が２質量％以下、銅（Ｃｕ）量が０．２％以下、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物などとすることも例示される。もちろん化学組成はこれに限定されることはなく、さらに所望の特性等を考慮して、上記の元素の増減または削除、あるいはそれ以外の元素の添加等が検討されても良いことはいうまでもない。ただし、上記にあげた元素以外は、０．０３５質量％以下の微量とすることが好ましい。

そして、ＶおよびＣの量については、この出願の発明の鋼の靭性の向上に影響を与える点で重要とされ、以下の点を考慮して決定することができる。すなわち、原料として添加され、加熱時に固溶したＶは、４００℃〜Ａｃ３点の温度範囲で時効することにより、微細なＶＣとして組織内に析出する。このような微細（５０ｎｍ以下）なＶＣ析出物は、たとえ少量であっても鋼の強力な析出分散強化効果を発揮し、さらに高密度に析出させるほどその強化能は高くなる。なお、析出物は、延性破壊の際のディンプル形成の核となることが知られているが、原理的に数よりも寸法の因子の方が支配的となるため、この出願の発明の鋼のように、ＶＣが微細かつ高密度に析出されている場合には、靭性の劣化の心配はない。ただし、上記のとおり、５０ｎｍを超える大きさのＶＣの存在は好ましくない。

そこで、Ｆｅ−Ｃ−Ｖ系鋼における、Ｃ量ごとの、温度とＶの固溶量との関係を、例えば、市販の熱力学解析ソフト「サーモカルク」を用いた熱力学的計算により求め、図１に示した。鋼中により多くのＶを固溶させるには、図１から、Ｃ量を減らし、加熱温度を高くすることが有効であることがわかる。しかし、単にＣ量を減らしてＶを増加させると、ＶＣとして析出する際に、Ｖが過剰となり余ってしまうことになる。従って、Ｃ量に対応するＶの固溶量の上限は、化学量論的にＶ＝４．２４Ｃ（mass％）と計算することができ、図１中に、×印で示した点を、析出強化として利用可能なＶの上限とすることができる。ここで、加熱温度との兼ね合いを考慮して、この出願の発明においては、析出強化として利用可能なＶの上限を１．４mass％とすることを好ましい形態としている。また、Ｃ量を増やしたい場合には、加熱温度を１２００℃程度とすることで、１．０mass％程度まで増やせること等が例示される。

さらに、この出願の発明においては、以上のような限定理由を考慮して種々の検討を重ねた結果、この出願の発明の鋼のＣ量およびＶ量を、Ｃ量が０．０３〜１．０質量％、Ｖ量が０を超えて１．４質量％以下の範囲とすることが好適なものとしている。

そして、化学組成が、Ｃ量が０．０３〜１．０質量％、Ｖ量が０を超えて１．４質量％以下の範囲とし、たとえば、マンガン（Ｍｎ）量が０．３〜１．６質量％、シリコン（Ｓｉ）量が１．５質量％以下、クロム（Ｃｒ）量が２質量％以下、モリブデン（Ｍｏ）量が１．０質量％以下、ニッケル（Ｎｉ）量が２質量％以下、銅（Ｃｕ）量が０．２％以下、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物の、粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼とすることで、引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの範囲において、室温
におけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満たす高強度および高
靭性を示す鋼を確実に得ることができることを見出してもいる。さらには、後述の実施例に示されているように、Ｅ＞８５０−０．５σ_Bの関係を満たす高強度および高靭性を示
す鋼も実現可能とされている。

このようなこの出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼は、たとえば以下のこの出願の発明の方法により、製造することができる。すなわち、この出願の発明の提供する高強度および高靭性を示す鋼の製造方法は、少なくとも炭素（Ｃ）を０．０３〜１．０質量％、バナジウム（Ｖ）を０を超えて１．４質量％以下含む鋼を８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱する加熱工程と、この鋼に対してフェライトが再結晶しない温度領域で全５０％以上の多パス圧延を行い、次いで２パス以内でフェライトが動的再結晶する温度領域で圧延する圧延工程を含むことを特徴としている。より具体的には、たとえば、上記のとおりＶおよびＣを含み、加工によりフェライト相の生成が可能な組成を有する鋼材を、Ｖが固溶する８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱し、その後に、鋼材をフェライトが再結晶しない温度領域で多パス加工して動的再結晶に必要となる核の元を作り込んでから、動的再結晶させることにより得ることができる。

加熱工程においては、鋼の組成に応じて、含まれるＶが完全に固溶する温度にまで加熱することが、５０ｎｍ以下の微細なＶＣを多量に析出できるためにより好ましい。また、加熱工程の後に引き続き圧延工程を行っても良いし、加熱工程は、圧延工程の前処理として行うこともできる。たとえば、（１）８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、空冷もしくはそれ以上の急冷としてもよいし、（２）８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱した後、鍛造もしくは熱間加工を施すことなども可能とされる。

圧延加工としては、一般的には、温間温度域での多パス溝ロール圧延などで加工し、焼鈍しすることなどが例示される。さらに、フェライトを等軸粒にするために、溝ロール圧延時に楕円孔を通すことなどが有効である。

また、この出願の発明が提供する方法は、圧延工程の後に、４００℃以上Ａｃ３点以下の温度範囲で３０分以上時効させる時効工程を施すことができる。この出願の発明の方法では、上記の圧延工程での圧延温度が鋼の時効温度と一致するため、ＶＣの析出のために特別な時効処理は必要としていない。しかしながら、４００℃以上Ａｃ３点以下の温度範囲で３０分以上、たとえば、３０〜９０分程度の時効処理を施すことで、鋼の更なる高強度化が期待できる。

そしてまたこの出願の発明が提供する物品は、上記のこの出願の発明の高強度および高靭性を示す鋼を少なくとも一部に用いて構成されていることから、たとえば、引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの範囲において、室温におけるシャルピー衝撃値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を確実に満たすという高強度および高靭性を備えていることから、高性能な構造部品とすることができる。さらに限定的には、Ｅ＞８５０−０．５σ_Bの関係を満たす高強度および高靭性を示す部品とすることが可能とされる。

以下、添付した図面に沿って実施例を示し、この出願の発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。もちろん、この発明は以下の例に限定されるものではなく、細部については様々な態様が可能であることは言うまでもない。

表１に、実施例で用いた供試材Ｖ１〜Ｖ４の化学成分を示した。残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。供試材におけるＣ量は０．０５〜０．１５mass％、Ｖ量は０．２〜０．５mass％の範囲とした。

これらの供試材に対し、特許文献１−３と同様の温間多パス溝ロール（楕円孔）圧延を施し、フェライト粒の細粒化を行った。圧延条件の詳細を表２に示した。

Ｖ１〜Ｖ４材に対しては、９００℃への加熱後に温間多パス溝ロール圧延を施す標準的な圧延条件Ａで圧延を施し、別途用意した供試材Ｖ２については、１２００℃への加熱後に圧延する圧延条件Ｂでも圧延を行った。Ｖ２材については、このように加熱温度を９００℃から１２００℃に引き上げることにより、Ｖの固溶量、すなわち微細析出するＶＣの量を増やせることが期待できる。

このようにして得た各供試材の機械的性質、微細組織、衝撃強度を調べた。

まず、機械的性質を調べた結果を表３に示した。

引張試験は、試験部直径３．５ｍｍ、平行部長さ２４．５ｍｍのＪＩＳ １４Ａ号試験片
について行った。硬さ測定には、ビッカース硬さ試験機を使用し、荷重１０ｋｇｆで測定した。いずれの供試材についても、引張強度は９００ＭＰａ以上を示し、最高で１２４５ＭＰａにも達した。また、供試材Ｖ１とＶ２、Ｖ３とＶ４は、Ｖ以外の化学組成がほぼ同じであるが、Ｖ量がより多いＶ２，Ｖ４の方が高い引張強度および硬度が得られた。そして、圧延条件をＢとしたＶ２に至っては、さらに高い値が得られた。

また、供試材の電解研磨面の微視組織をＦＥ−ＳＥＭで観察した。代表として、供試材Ｖ２の圧延条件ＡおよびＢで得た試料について、その観察結果を図２（ａ）（ｂ）にそれぞれ示した。得られた全ての試料で、フェライト粒径は０．７μｍ以下であり、各試料間でフェライト粒径に大きな違いは見られなかった。一方で、ＶＣの析出状態については、圧延条件Ａで圧延したＶ２のみに、ＦＥ−ＳＥＭで識別可能な比較的粗大なＶＣが析出している様子が観察された。この粗大な炭化物の大きさは、５０〜１００ｎｍ程度であった。そして、圧延条件Ｂで圧延したＶ２については、そのような粗大なＶＣは観察されず、ＦＥ−ＳＥＭでかすかに識別できるような微細なＶＣが高密度で見られた。これらの微細なＶＣは、大きいものでも５０ｎｍ以下であり、ほとんどのものは１０ｎｍ以下であると見積もることができた。他の試料（Ｖ１，Ｖ３，Ｖ４）もほぼ同じ様相を呈していた。ここで、実際には、いずれの試料においてもＦＥ−ＳＥＭでは観察不可能な数ｎｍ以下の寸法のＶＣも無数に析出していると考えられる。

ＶＣの析出状態について理論的に考察すると、図１を参考に、Ｃ量が０．１５mass％のＶ２材を９００℃に加熱した場合、Ｖの固溶量は０．４mass％程度となる。従って、圧延条件Ａで圧延したＶ２材では、約０.１mass％のＶが固溶できずに加熱時に先に炭化物を
形成していることになり、それらが図２（ａ）の組織図上で５０ｎｍ以上の粗大なＶＣとして観察されたものと考えられる。これに対し、Ｖ２材を１２００℃まで加熱する場合には、０．５mass％を超えるＶ固溶量が得られるため、圧延条件Ｂで圧延したＶ２材では粗大なＶＣが観察されなかったと考えられる。すなわち、表３に示すＶ２材の引張強度の差は、図２に示したＶＣの析出状態の違いから説明することができ、またこれらの結果は、圧延条件および図１に示す「サーモカルク」によるＶ量計算結果と良い一致を示すものであった。

図３（ａ）（ｂ）に、シャルピー衝撃試験の結果を示した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ４号Ｖノッチ試験片を用い、−１９４℃から５０℃の温度範囲で各温度２点ずつの試験を行った。延性脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）は、全ての材料で−５０℃以下となり、実用上、低温脆性の危険性がないことが確認された。上部棚エネルギーは、圧延条件ＡのＶ１，Ｖ２でやや低くなったが、全ての材料について、室温付近で２００Ｊ／ｃｍ²を超える高いシャルピー衝撃値を示した。Ｖ２材については、同じ組成であってもシャルピー衝撃特性が大きく異なることが注目される。このことから、組成に応じて加熱温度を調整することで、鋼内にＶＣを微細に析出させることが、靭性の向上に極めて有効であることが確認された。

また、室温におけるシャルピー衝撃値を引張強度に対して整理した結果を図４に示した。室温におけるシャルピー衝撃値は、各材料の０℃と５０℃で測定した計４点の平均値として求めた。比較のため、図５に示した従来の一般的なＪＩＳ機械構造用鋼についての値も併せて示した。この従来鋼は、特許文献３〜５に開示の超微細粒鋼と、非特許文献１の疲労データシートに開示の低合金鋼調質材（ＳＣＭ，ＳＮＣＭ）および低炭素鋼調質材（Ｓ３５Ｃ，Ｓ４５Ｃ，Ｓ５５Ｃ）である。これら従来鋼のシャルピー衝撃値は、図４から明らかなとおり、Ｃｒ−Ｍｏ系もしくはＣｒ−Ｍｏ−Ｎｉ系の低合金鋼調質材が最も高く、炭素鋼調質材はそれよりも全体的に低い。一方の従来の超微細粒鋼のシャルピー衝撃値は、低合金鋼調質材と炭素鋼長質材のちょうど中間に分布する形となっている。また、図中には示していないものの、フェライト／パーライト組織の炭素鋼焼鈍し材等は、図４の範囲外の低いシャルピー衝撃値を示す。この図４から明らかなとおり、この出願の発明のＶ１〜Ｖ４材は、いずれも従来鋼よりシャルピー衝撃値と引張強度のバランスが著しく高いことが明らかとなった。図４中には、低合金調質鋼のシャルピー強度分布の上限を示すＥ＝７５０−０．５σ_Bの線が示されているが、Ｖ１〜Ｖ４材はいずれもこの線を大きく上回ることが確認された。また、Ｖ４材と圧延条件Ｂで圧延したＶ２材については、Ｅ＝８５０−０．５σ_Bの線を上回るものであった。

以上のことから、超微細粒鋼にＶを添加したこの出願の発明鋼は、引張強度９００〜１３００ＭＰａの範囲で室温におけるシャルピー衝撃値ＥがＥ＞７５０−０．５σ_Bの線を確実に満足することが実証された。

Ｆｅ−Ｃ−Ｖ系鋼における、Ｃ量ごとの、温度とＶの固溶量との関係を熱力学的計算により求めた結果を例示した図である。 （ａ）（ｂ）は、実施例において得られたこの発明の鋼の微視組織を例示した図である。 （ａ）（ｂ）は、実施例において得られたこの発明の鋼のシャルピー衝撃試験の結果を例示した図である。 実施例において得られたこの発明の鋼と従来鋼の室温におけるシャルピー衝撃値と引張強度のバランスを例示した図である。 従来鋼の室温におけるシャルピー衝撃値と引張強度のバランスを例示した図である。

Claims (10)

1. 粒径が３μｍ以下のフェライトを主体とする超微細組織鋼であって、組織内には５０ｎｍ以下のバナジウム炭化物（ＶＣ）が析出されていることを特徴とする高強度および高靭性を示す鋼。
2. フェライトの平均粒径が０．７μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の高強度および高靭性を示す鋼。
3. バナジウム炭化物（ＶＣ）の粒径が１０ｎｍ未満であることを特徴とする請求項１または２記載の高強度および高靭性を示す鋼。
4. 化学組成において、炭素（Ｃ）量が０．０３〜１．０質量％、バナジウム（Ｖ）量が０を超えて１．４質量％以下の範囲にあることを特徴とする請求項１ないし３いずれかに記載の高強度および高靭性を示す鋼。
5. 引張強度σ_Bが９００〜１３００ＭＰａの範囲において、室温におけるシャルピー衝撃
   値Ｅが、Ｅ＞７５０−０．５σ_Bの関係を満たすことを特徴とする請求項１ないし４いず
   れかに記載の高強度および高靭性を示す鋼。
6. 化学組成において、さらに、マンガン（Ｍｎ）量が０．３〜３．０質量％、シリコン（Ｓｉ）量が０〜２．０質量％、アルミニウム（Ａｌ）量が０〜０．１質量％、クロム（Ｃｒ）量が０〜３質量％、モリブデン（Ｍｏ）量が０〜１．０質量％、ニッケル（Ｎｉ）量が０〜３質量％、銅（Ｃｕ）量が０〜２．５％、チタン（Ｔｉ）量が０〜０．１質量％、ニオブ（Ｎｂ）量が０〜０．１質量％、タングステン（Ｗ）量が０〜０．５質量％、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物であることを特徴とする請求項１ないし５いずれかに記載の高強度および高靭性を示す鋼。
7. 少なくとも炭素（Ｃ）を０．０３〜１．０質量％、バナジウム（Ｖ）を０を超えて１．４質量％以下含む鋼を８００℃〜１２００℃の温度範囲に加熱する加熱工程と、
   この鋼に対してフェライトが再結晶しない温度領域で全５０％以上の多パス圧延を行い、次いで２パス以内でフェライトが動的再結晶する温度領域で圧延する圧延工程を含むことを特徴とする高強度および高靭性を示す鋼の製造方法。
8. 加熱工程において、鋼に含まれるＶが完全に固溶する温度にまで加熱することを特徴とする請求項７記載の高強度および高靭性を示す鋼の製造方法。
9. 圧延工程の後に、４００℃以上Ａｃ３点以下の温度範囲で３０分以上時効させる時効工程を含むことを特徴とする請求項７または８記載の高強度および高靭性を示す鋼の製造方法。
10. 請求項１ないし６いずれかに記載の鋼を少なくとも一部に用いて構成されていることを特徴とする物品。