JP2016216812A - マルエージング鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】２３００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、靱延性及び疲労特性に優れたマルエージング鋼を提供すること。
【解決手段】マルエージング鋼は、０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。マルエージング鋼は、Ｎｉ量が６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％であり、かつ、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％であるものでも良い。
【選択図】なし
【解決手段】マルエージング鋼は、０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。マルエージング鋼は、Ｎｉ量が６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％であり、かつ、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％であるものでも良い。
【選択図】なし
Description
本発明は、マルエージング鋼に関し、さらに詳しくは、エンジンシャフトなどに用いられる強度及び靱延性に優れたマルエージング鋼に関する。
マルエージング鋼は、無炭素又は低炭素で、かつ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉなどを多量に含む鋼を固溶化熱処理及び焼入れ＋時効処理することにより得られる鋼である。
マルエージング鋼は、
（１）焼入れ状態で柔らかいマルテンサイトが生成するため、加工性が良い、
（２）時効処理によってマルテンサイト地にＮｉ3Ｍｏ、Ｆｅ2Ｍｏ、Ｎｉ3Ｔｉなどの金属間化合物が析出するため、極めて高強度である、
（３）高強度であるにもかかわらず、靱延性が高い、
という特徴がある。
そのため、マルエージング鋼は、宇宙・航空機用の構造材料（例えば、エンジンシャフト）、自動車用の構造材料、高圧容器、工具材料などに用いられている。
マルエージング鋼は、
（１）焼入れ状態で柔らかいマルテンサイトが生成するため、加工性が良い、
（２）時効処理によってマルテンサイト地にＮｉ3Ｍｏ、Ｆｅ2Ｍｏ、Ｎｉ3Ｔｉなどの金属間化合物が析出するため、極めて高強度である、
（３）高強度であるにもかかわらず、靱延性が高い、
という特徴がある。
そのため、マルエージング鋼は、宇宙・航空機用の構造材料（例えば、エンジンシャフト）、自動車用の構造材料、高圧容器、工具材料などに用いられている。
従来、エンジンシャフトとして、強度、靱延性に優れるマルエージング鋼（例えば、２５０ｋｓｉ（１７２４ＭＰａ）級１８Ｎｉマルエージング鋼／Ｆｅ−１８Ｎｉ−９Ｃｏ−５Ｍｏ−０．５Ｔｉ−０．１Ａｌ）が使用されている。しかしながら、近年の排出ガス規制強化などの大気汚染への改善志向から、航空機においても高効率化が求められている。エンジン設計上、高出力、小型化、軽量化に耐えうる高強度素材に対する要求が大きい。
上記２５０ｋｓｉ級マルエージング鋼より高特性材として、ＧＥ開発材のＧＥ１０１４（引張強度：２２００ＭＰａ程度）（特許文献１）が存在するが、更なる高強度化（引張強度：２３００ＭＰａ以上）が必要と考えられる。
また、低サイクル疲労特性が重要であり、疲労破壊の起点が介在物の種類や形状に支配されるため、介在物の制御が重要となる。
また、低サイクル疲労特性が重要であり、疲労破壊の起点が介在物の種類や形状に支配されるため、介在物の制御が重要となる。
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献２には、Ｃ：０．１８〜０．３０ｗｔ％、Ｃｏ：５〜７ｗｔ％、Ｃｒ：２〜５ｗｔ％、Ａｌ：１〜２ｗｔ％、Ｍｏ＋Ｗ／２：１〜４ｗｔ％、Ｖ：≦０．３ｗｔ％、Ｎｂ：≦０．１ｗｔ％、Ｂ：≦５０ｐｐｍ、Ｎｉ：１０．５〜１５ｗｔ％、Ｓｉ：≦０．４ｗｔ％、Ｍｎ：≦０．４ｗｔ％、Ｃａ：≦５００ｐｐｍ、希土類元素：≦５００ｐｐｍ、Ｔｉ：≦５００ｐｐｍ、Ｏ：≦２００ｐｐｍ、Ｎ：≦１００ｐｐｍ、Ｓ：≦５０ｐｐｍ、Ｃｕ：≦１ｗｔ％、及び、Ｐ：≦２００ｐｐｍを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。
同文献に記載の材料は、強度が２３００ＭＰａ程度と高強度である。しかし、Ｎｉが１０．５ｗｔ％以上と多く、Ｃｏが７ｗｔ％以下と低いため、さらに強度アップできる余地がある。また、同文献に記載の材料は、Ａｌ添加鋼のため、低サイクル疲労特性に影響する介在物としてＡｌＮが想定され、低サイクル疲労特性を悪化させる恐れがある。
例えば、特許文献２には、Ｃ：０．１８〜０．３０ｗｔ％、Ｃｏ：５〜７ｗｔ％、Ｃｒ：２〜５ｗｔ％、Ａｌ：１〜２ｗｔ％、Ｍｏ＋Ｗ／２：１〜４ｗｔ％、Ｖ：≦０．３ｗｔ％、Ｎｂ：≦０．１ｗｔ％、Ｂ：≦５０ｐｐｍ、Ｎｉ：１０．５〜１５ｗｔ％、Ｓｉ：≦０．４ｗｔ％、Ｍｎ：≦０．４ｗｔ％、Ｃａ：≦５００ｐｐｍ、希土類元素：≦５００ｐｐｍ、Ｔｉ：≦５００ｐｐｍ、Ｏ：≦２００ｐｐｍ、Ｎ：≦１００ｐｐｍ、Ｓ：≦５０ｐｐｍ、Ｃｕ：≦１ｗｔ％、及び、Ｐ：≦２００ｐｐｍを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼が開示されている。
同文献に記載の材料は、強度が２３００ＭＰａ程度と高強度である。しかし、Ｎｉが１０．５ｗｔ％以上と多く、Ｃｏが７ｗｔ％以下と低いため、さらに強度アップできる余地がある。また、同文献に記載の材料は、Ａｌ添加鋼のため、低サイクル疲労特性に影響する介在物としてＡｌＮが想定され、低サイクル疲労特性を悪化させる恐れがある。
特許文献３には、０．１０≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、１１．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｍｏ≦６．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ａｌ≦１．３ｍａｓｓ％、及び、Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１．０≦Ａ値≦１．０８を満たすマルエージング鋼が開示されている。
同文献に記載の材料は、引張強度が２４００ＭＰａ程度と高強度である。しかし、特許文献２と同様にＡｌ添加鋼のため、低サイクル疲労特性に影響する介在物としてＡｌＮが想定され、低サイクル疲労特性を悪化させる恐れがある。
同文献に記載の材料は、引張強度が２４００ＭＰａ程度と高強度である。しかし、特許文献２と同様にＡｌ添加鋼のため、低サイクル疲労特性に影響する介在物としてＡｌＮが想定され、低サイクル疲労特性を悪化させる恐れがある。
さらに、特許文献４には、Ｃ：０．２１〜０．３４ｗｔ％、Ｍｎ：≦０．２０ｗｔ％、Ｓｉ：≦０．１ｗｔ％、Ｐ：≦０．００８ｗｔ％、Ｓ：≦０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：１．５〜２．８０ｗｔ％、Ｍｏ：０．９０〜１．８０ｗｔ％、Ｎｉ：１０〜１３ｗｔ％、Ｃｏ：１４．０〜２２．０ｗｔ％、Ａｌ：≦０．１ｗｔ％、Ｔｉ：≦０．０５ｗｔ％、Ｃｅ：≦０．０３０ｗｔ％、及び、Ｌａ：≦０．０１０ｗｔ％を含み、残部がＦｅからなる時効硬化型マルテンサイト鋼が開示されている。
同文献に記載の材料は、強度が２３００ＭＰａ以上と高強度である。しかし、Ａｌ未添加であり、ＮｉＡｌ相の析出による強度上昇要素がないため、１０％以上のＮｉ添加は、得られる諸特性に見合わない。また、同文献に記載の材料では、硫化物形態抑制のためＣｅなどを添加しているが、かえってこれらの硫化物が起点となって疲労破壊が起こりやすい懸念がある。
同文献に記載の材料は、強度が２３００ＭＰａ以上と高強度である。しかし、Ａｌ未添加であり、ＮｉＡｌ相の析出による強度上昇要素がないため、１０％以上のＮｉ添加は、得られる諸特性に見合わない。また、同文献に記載の材料では、硫化物形態抑制のためＣｅなどを添加しているが、かえってこれらの硫化物が起点となって疲労破壊が起こりやすい懸念がある。
本発明が解決しようとする課題は、２３００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、靱延性及び疲労特性に優れたマルエージング鋼を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る第１のマルエージング鋼は、
０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを要旨とする。
本発明に係る第２のマルエージング鋼は、
０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを要旨とする。
前記第１及び第２のマルエージング鋼は、
室温における引張強度が２３００ＭＰａ以上であり、
室温における伸びが８％以上である
ものが好ましい。
０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを要旨とする。
本発明に係る第２のマルエージング鋼は、
０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを要旨とする。
前記第１及び第２のマルエージング鋼は、
室温における引張強度が２３００ＭＰａ以上であり、
室温における伸びが８％以上である
ものが好ましい。
本発明は、Ａｌ及びＴｉを実質的に含まないので、ＡｌＮ及び／又はＴｉＮを起点とする低サイクル疲労強度の低下を抑制することができる。一方、本発明は、Ａｌを含まないために、ＮｉＡｌ相の析出による強度上昇はない。しかし、鋼中に適量の炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｃｒ炭化物など）が析出するように成分範囲を最適化しているので、高い疲労特性に加えて、高い引張強度及び高い伸びを備えたマルエージング鋼が得られる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． マルエージング鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係るマルエージング鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
［１． マルエージング鋼］
［１．１． 主構成元素］
本発明に係るマルエージング鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１） ０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％：
Ｃは、炭化物を形成することによる析出強化作用があり、強度特性を大きく支配する。ここで得られる炭化物は、Ｃｒ及びＭｏの化合物である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．２０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、強度が上昇しすぎるため、靱延性が大きく損なわれる。従って、Ｃ量は、０．３５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．３３ｍａｓｓ％以下である。
Ｃは、炭化物を形成することによる析出強化作用があり、強度特性を大きく支配する。ここで得られる炭化物は、Ｃｒ及びＭｏの化合物である。このような効果を得るためには、Ｃ量は、０．２０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．３０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ量が過剰になると、強度が上昇しすぎるため、靱延性が大きく損なわれる。従って、Ｃ量は、０．３５ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ量は、さらに好ましくは、０．３３ｍａｓｓ％以下である。
（２） Ｎｉ：
（２．１）６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％（Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％である第１のマルエージング鋼の場合）：
Ｎｉは、母相に固溶することで靱延性を向上させることができる。Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合において、このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍｓ点の低下により残留オーステナイト量が増加し、十分なマルテンサイト組織が得られない。また、Ｎｉが９．４ｍａｓｓ％を超えて含有する場合でも、サブゼロ処理を複数回繰り返すことにより十分なマルテンサイト組織を得ることはできるが、製造コスト増加を招く。従って、Ｎｉ量は、９．４ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。
（２．２）６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）：
Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合において、上記の効果を得るためには、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合は、Ｖ炭化物やＮｂ炭化物のピン止め効果により強度が向上するため、Ｎｉ含有量は、１６．０ｍａｓｓ％以下とすることができる。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、１４．５ｍａｓｓ％以下である。
（２．１）６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％（Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％である第１のマルエージング鋼の場合）：
Ｎｉは、母相に固溶することで靱延性を向上させることができる。Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合において、このような効果を得るためには、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ量が過剰になると、Ｍｓ点の低下により残留オーステナイト量が増加し、十分なマルテンサイト組織が得られない。また、Ｎｉが９．４ｍａｓｓ％を超えて含有する場合でも、サブゼロ処理を複数回繰り返すことにより十分なマルテンサイト組織を得ることはできるが、製造コスト増加を招く。従って、Ｎｉ量は、９．４ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。
（２．２）６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）：
Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合において、上記の効果を得るためには、Ｎｉ量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％超である場合は、Ｖ炭化物やＮｂ炭化物のピン止め効果により強度が向上するため、Ｎｉ含有量は、１６．０ｍａｓｓ％以下とすることができる。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、１４．５ｍａｓｓ％以下である。
（３） ９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％：
Ｃｏは、母相中に固溶させておくことによって、炭化物形成元素であるＣｒやＭｏのマルテンサイトへの固溶量を減少させ、Ｍ２Ｃの析出を促進させる。その結果、引張強度及び疲労強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｏ量は、好ましくは、１１．５ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以上であり、係る範囲とすることで、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下の場合であっても、強度だけでなく、破壊靱性特性にも優れたものとなる（例えば、３５ＭＰａ√ｍ以上）。
一方、Ｃｏ量が過剰になると、強度が過剰となり、延性が著しく低下する。また、Ｃｏは高価であるため、コストが増加する。従って、Ｃｏ量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｏは、母相中に固溶させておくことによって、炭化物形成元素であるＣｒやＭｏのマルテンサイトへの固溶量を減少させ、Ｍ２Ｃの析出を促進させる。その結果、引張強度及び疲労強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ｃｏ量は、９．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｏ量は、好ましくは、１１．５ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは、１３．０ｍａｓｓ％以上であり、係る範囲とすることで、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下の場合であっても、強度だけでなく、破壊靱性特性にも優れたものとなる（例えば、３５ＭＰａ√ｍ以上）。
一方、Ｃｏ量が過剰になると、強度が過剰となり、延性が著しく低下する。また、Ｃｏは高価であるため、コストが増加する。従って、Ｃｏ量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｏ量は、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下である。
（４） Ｍｏ及びＷ：
（４．１）１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏ及びＷの１種又は２種を用いる場合）：
Ｗは、Ｗ2ＣなどのＷを含む炭化物を形成し、上記したＭｏを含む炭化物と同様に、母材強度の向上に寄与するため、Ｍｏの一部又は全部をＷに置換することができる。ただし、ｍａｓｓ％で換算すると、Ｗの添加による強度向上効果はＭｏの１／２程度である。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、ＭｏやＷ含有量が過剰になると、凝固時に析出するＭｏ2ＣやＷ2Ｃなどの炭化物を固溶させるためにより高い温度での熱処理が必要となる。この結果、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなる。このため、γ粒径の粗大化あるいは未固溶炭化物の影響により伸びが低下する。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ及びＷの含有量は、より好ましくは、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
なお、ＭｏとＷを同時に含む場合には、Ｎｉ3Ｍｏなどの金属間化合物の析出による母材強度分を確保するという理由により、Ｍｏ≧０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
（４．２）１．０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏを単独で用いる場合）：
Ｍｏは、炭化物を形成することにより、強度特性向上に寄与する。Ｍｏを単独で用いる場合、このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、固溶化熱処理のための昇温で一時的に生じる炭化物の固溶温度を上昇させ、γ粒の粗大化を防ぎつつ炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなり、操業が困難となる。また、Ｍｏは、拡散速度が遅いため、偏析残存による著しい脆化を招く。Ｍｏ量が２．０ｍａｓｓ％を超えると、偏析に起因する脆化を助長する。従って、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下である。
（４．３）２．０≦Ｗ≦４．０ｍａｓｓ％（Ｗを単独で用いる場合）：
Ｍｏと同様の理由から、Ｗを単独で用いる場合、Ｗ量は、２．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
また、Ｍｏと同様の理由から、Ｗ量は、４．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、３．６ｍａｓｓ％以下である。
（４．１）１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏ及びＷの１種又は２種を用いる場合）：
Ｗは、Ｗ2ＣなどのＷを含む炭化物を形成し、上記したＭｏを含む炭化物と同様に、母材強度の向上に寄与するため、Ｍｏの一部又は全部をＷに置換することができる。ただし、ｍａｓｓ％で換算すると、Ｗの添加による強度向上効果はＭｏの１／２程度である。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、ＭｏやＷ含有量が過剰になると、凝固時に析出するＭｏ2ＣやＷ2Ｃなどの炭化物を固溶させるためにより高い温度での熱処理が必要となる。この結果、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなる。このため、γ粒径の粗大化あるいは未固溶炭化物の影響により伸びが低下する。従って、Ｍｏ及びＷの含有量は、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ及びＷの含有量は、より好ましくは、（Ｍｏ＋Ｗ／２）として１．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．６ｍａｓｓ％以下である。
なお、ＭｏとＷを同時に含む場合には、Ｎｉ3Ｍｏなどの金属間化合物の析出による母材強度分を確保するという理由により、Ｍｏ≧０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
（４．２）１．０≦Ｍｏ≦２．０ｍａｓｓ％（Ｍｏを単独で用いる場合）：
Ｍｏは、炭化物を形成することにより、強度特性向上に寄与する。Ｍｏを単独で用いる場合、このような効果を得るためには、Ｍｏ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。
一方、Ｍｏ量が過剰になると、固溶化熱処理のための昇温で一時的に生じる炭化物の固溶温度を上昇させ、γ粒の粗大化を防ぎつつ炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなり、操業が困難となる。また、Ｍｏは、拡散速度が遅いため、偏析残存による著しい脆化を招く。Ｍｏ量が２．０ｍａｓｓ％を超えると、偏析に起因する脆化を助長する。従って、Ｍｏ量は、２．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ量は、さらに好ましくは、１．８ｍａｓｓ％以下である。
（４．３）２．０≦Ｗ≦４．０ｍａｓｓ％（Ｗを単独で用いる場合）：
Ｍｏと同様の理由から、Ｗを単独で用いる場合、Ｗ量は、２．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
また、Ｍｏと同様の理由から、Ｗ量は、４．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ量は、好ましくは、３．６ｍａｓｓ％以下である。
（５） １．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒも、Ｍｏと同様に炭化物を形成することにより強度特性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、延性が向上する一方で、引張強度が低下し、マルエージング鋼の特徴である高強度が得られなくなる。従って、Ｃｒ量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒも、Ｍｏと同様に炭化物を形成することにより強度特性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ量が過剰になると、延性が向上する一方で、引張強度が低下し、マルエージング鋼の特徴である高強度が得られなくなる。従って、Ｃｒ量は、４．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ量は、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以下である。
（６） Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ａｌは、金属間化合物であるＮｉＡｌを形成し、強度向上に寄与するが、不純物であるＮと結合し、ＡｌＮも形成する。ＡｌＮが存在する場合には、ＡｌＮ近傍での応力集中により疲労特性が大きく低下する。従って、Ａｌ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌは、金属間化合物であるＮｉＡｌを形成し、強度向上に寄与するが、不純物であるＮと結合し、ＡｌＮも形成する。ＡｌＮが存在する場合には、ＡｌＮ近傍での応力集中により疲労特性が大きく低下する。従って、Ａｌ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ量は、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。
（７） Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％：
ＴｉもＡｌと同様に、金属間化合物を形成し、強度向上に寄与するが、不純物であるＮと結合し、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮが存在する場合には、ＴｉＮ近傍での応力集中により疲労特性が大きく低下する。従って、Ｔｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ量は、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以下である。
ＴｉもＡｌと同様に、金属間化合物を形成し、強度向上に寄与するが、不純物であるＮと結合し、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮが存在する場合には、ＴｉＮ近傍での応力集中により疲労特性が大きく低下する。従って、Ｔｉ量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｔｉ量は、さらに好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以下である。
（８） Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％：
Ｓは不純物であり、Ｓ量が多くなると粗大な硫化物を形成する。硫化物が形成されると、疲労特性低下に繋がる他、引張強度の低下を招く。従って、Ｓ量は、０．００１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｓは不純物であり、Ｓ量が多くなると粗大な硫化物を形成する。硫化物が形成されると、疲労特性低下に繋がる他、引張強度の低下を招く。従って、Ｓ量は、０．００１０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（９） Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％：
Ｎは不純物であり、Ｎ量が多くなるとＡｌ又はＴｉ量を抑制してもＡｌＮ及びＴｉＮが形成される。窒化物が形成されると、疲労特性低下を招く。従って、Ｎ量は、０．００２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
Ｎは不純物であり、Ｎ量が多くなるとＡｌ又はＴｉ量を抑制してもＡｌＮ及びＴｉＮが形成される。窒化物が形成されると、疲労特性低下を招く。従って、Ｎ量は、０．００２０ｍａｓｓ％以下である必要がある。
［１．２． 副構成元素］
本発明に係るマルエージング鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
本発明に係るマルエージング鋼は、上述した主構成元素に加えて、以下のような元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
（１０） Ｖ及びＮｂ（０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％である第２のマルエージング鋼の場合）：
（１０．１）０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量のＶ及び／又はＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性も向上する。また、Ｖ及び／又はＮｂを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。このような効果を得るためには、Ｖ及びＮｂの総量は、０．０２ｍａｓｓ％超が好ましい。
一方、Ｖ及びＮｂの総量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ及びＮｂの総量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０．２）０．１≦Ｖ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＶを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性も向上する。また、Ｖを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。また、Ｖを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０．１）０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ及びＮｂの総量が０．０２ｍａｓｓ％以下であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量のＶ及び／又はＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性も向上する。また、Ｖ及び／又はＮｂを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。このような効果を得るためには、Ｖ及びＮｂの総量は、０．０２ｍａｓｓ％超が好ましい。
一方、Ｖ及びＮｂの総量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ及びＮｂの総量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０．２）０．１≦Ｖ≦０．６ｍａｓｓ％：
本発明において、Ｖ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＶを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性も向上する。また、Ｖを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。また、Ｖを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。このような効果を得るためには、Ｖ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｖ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｖ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１０．３） ０．１≦Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％：
ＮｂもＶと同様に、Ｎｂ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性が向上する。また、Ｎｂを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。また、Ｎｂを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｎｂ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
ＮｂもＶと同様に、Ｎｂ量が０．０２ｍａｓｓ％以下である場合であっても、引張強度及び疲労強度は十分である。しかしながら、所定量以上のＮｂを含有させることでＭ２Ｃ炭化物を形成し、引張強度向上に寄与する他、水素脆化特性が向上する。また、Ｎｂを含有させることで、Ｍ２Ｃ炭化物によるピンニング作用により、結晶粒微細化効果がある。また、Ｎｂを含むと、破壊靱性特性に優れたものとなる。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ量が過剰になると、Ｍｏ及びＣｒの炭化物量が減少し、引張強度が低下する。従って、Ｎｂ量は、０．６ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１１） ０．００１≦Ｂ≦０．００５ｍａｓｓ％：
Ｂは、鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加しても良い。また、Ｂを含有させることで、靱延性が向上する。これは、Ｂが粒界に偏析することにより、Ｓｉ、Ｍｎの粒界偏析を抑制するためである。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、Ｎと結合してＢＮを形成し、靱延性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｂは、鋼の熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから添加しても良い。また、Ｂを含有させることで、靱延性が向上する。これは、Ｂが粒界に偏析することにより、Ｓｉ、Ｍｎの粒界偏析を抑制するためである。このような効果を得るためには、Ｂ量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が過剰になると、Ｎと結合してＢＮを形成し、靱延性が低下する。従って、Ｂ量は、０．００５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１２） ０．３≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％：
Ｓｉは、溶解時の脱酸剤としてはたらき、不純物であるＯを低減させる。また、Ｓｉは、固溶強化により引張強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間加工性の低下による鍛造工程での割れを助長する他、強度が過剰となりすぎ、靱延性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｓｉは、溶解時の脱酸剤としてはたらき、不純物であるＯを低減させる。また、Ｓｉは、固溶強化により引張強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉ量が過剰になると、熱間加工性の低下による鍛造工程での割れを助長する他、強度が過剰となりすぎ、靱延性が低下する。従って、Ｓｉ量は、１．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１３） Ｍｇ≦０．００３ｍａｓｓ％：
（１４） Ｃａ≦０．００３ｍａｓｓ％：
Ｍｇ及びＣａは、いずれも熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから、添加しても良い。また、Ｍｇ及びＣａは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
しかし、これらの元素の過剰な添加は、酸化物を形成することで鋼の清浄度を低め、疲労強度の低下を招く。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．００３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
（１４） Ｃａ≦０．００３ｍａｓｓ％：
Ｍｇ及びＣａは、いずれも熱間加工性を向上させるのに有効な元素であることから、添加しても良い。また、Ｍｇ及びＣａは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
しかし、これらの元素の過剰な添加は、酸化物を形成することで鋼の清浄度を低め、疲労強度の低下を招く。従って、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．００３ｍａｓｓ％以下が好ましい。
［１．３． 介在物］
成分及び製造条件を最適化すると、介在物として、最大径がφ５μｍより大きいＡｌＮ及びＴｉＮが存在しないマルエージング鋼が得られる。
ここで、「最大径がφ５μｍ以上より大きいＡｌＮ又はＴｉＮが存在しない」とは、５ｇの試験片を化学溶解、φ５μｍのフィルターでろ過したときに、ＡｌＮ及びＴｉＮがフィルタ上に残らないことをいう。
成分及び製造条件を最適化すると、介在物として、最大径がφ５μｍより大きいＡｌＮ及びＴｉＮが存在しないマルエージング鋼が得られる。
ここで、「最大径がφ５μｍ以上より大きいＡｌＮ又はＴｉＮが存在しない」とは、５ｇの試験片を化学溶解、φ５μｍのフィルターでろ過したときに、ＡｌＮ及びＴｉＮがフィルタ上に残らないことをいう。
［１．４． 特性］
成分及び製造条件を最適化すると、室温における引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、かつ、室温における伸びが８％以上であるマルエージング鋼が得られる。
成分及び製造条件を最適化すると、室温における引張強さが２３００ＭＰａ以上であり、かつ、室温における伸びが８％以上であるマルエージング鋼が得られる。
［１．５． 用途］
本発明に係るマルエージング鋼は、種々の用途に用いることができる。本発明に係るマルエージング鋼は、特に、航空機のエンジンシャフトとして好適である。
本発明に係るマルエージング鋼は、種々の用途に用いることができる。本発明に係るマルエージング鋼は、特に、航空機のエンジンシャフトとして好適である。
［２． マルエージング鋼の製造方法］
本発明に係るマルエージング鋼の製造方法は、溶解工程と、再溶解工程と、均質化工程と、鍛造工程と、固溶化熱処理工程と、サブゼロ処理工程と、時効処理工程とを備えている。
本発明に係るマルエージング鋼の製造方法は、溶解工程と、再溶解工程と、均質化工程と、鍛造工程と、固溶化熱処理工程と、サブゼロ処理工程と、時効処理工程とを備えている。
［２．１． 溶解工程］
溶解工程は、所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・鋳造する工程である。使用する原料の履歴や溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。強度及び耐疲労性に特に優れたマルエージング鋼を得るためには、鋼の清浄度を高めるのが好ましい。そのためには、原料の溶解は、真空中（例えば、真空誘導炉溶解法）で行うのが好ましい。
溶解工程は、所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・鋳造する工程である。使用する原料の履歴や溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。強度及び耐疲労性に特に優れたマルエージング鋼を得るためには、鋼の清浄度を高めるのが好ましい。そのためには、原料の溶解は、真空中（例えば、真空誘導炉溶解法）で行うのが好ましい。
［２．２． 再溶解工程］
再溶解工程は、溶解工程で得られた鋳塊を再度、溶解・鋳造する工程である。再溶解工程は、必ずしも必要ではないが、再溶解を行うことにより鋼の清浄度がさらに向上し、鋼の耐疲労性が向上する。そのためには、再溶解は、真空中（例えば、真空アーク再溶解法）で行い、かつ、複数回繰り返すのが好ましい。
再溶解工程は、溶解工程で得られた鋳塊を再度、溶解・鋳造する工程である。再溶解工程は、必ずしも必要ではないが、再溶解を行うことにより鋼の清浄度がさらに向上し、鋼の耐疲労性が向上する。そのためには、再溶解は、真空中（例えば、真空アーク再溶解法）で行い、かつ、複数回繰り返すのが好ましい。
［２．３． 均質化工程］
均質化工程は、溶解工程又は再溶解工程で得られた鋳塊を所定の温度で加熱する工程である。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理条件は、特に限定されるものではなく、凝固偏析を除去可能な条件であれば良い。均質化熱処理条件は、通常、加熱温度：１１５０〜１３５０℃、加熱時間：１０時間以上、である。均質化熱処理後の鋳塊は、通常、空冷されるか、あるいは、赤熱状態のまま次工程に送られる。
均質化工程は、溶解工程又は再溶解工程で得られた鋳塊を所定の温度で加熱する工程である。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理条件は、特に限定されるものではなく、凝固偏析を除去可能な条件であれば良い。均質化熱処理条件は、通常、加熱温度：１１５０〜１３５０℃、加熱時間：１０時間以上、である。均質化熱処理後の鋳塊は、通常、空冷されるか、あるいは、赤熱状態のまま次工程に送られる。
［２．４． 鍛造工程］
鍛造工程は、均質化熱処理後の鋳塊を鍛造し、所定の形状に加工する工程である。鍛造は、通常、熱間で行われる。また、熱間鍛造条件は、通常、加熱温度：９００〜１３５０℃、加熱時間：１ｈｒ以上、終止温度：８００℃以上である。熱間鍛造後の冷却方法は、特に限定されない。熱間鍛造は、１回のみ行っても良く、あるいは４〜５工程を連続して行っても良い。
鍛造後、必要に応じて、焼鈍が行われる。焼鈍条件は、通常、加熱温度：５５０〜９５０℃、加熱時間：１〜３６ｈｒ、冷却方法：空冷、である。
鍛造工程は、均質化熱処理後の鋳塊を鍛造し、所定の形状に加工する工程である。鍛造は、通常、熱間で行われる。また、熱間鍛造条件は、通常、加熱温度：９００〜１３５０℃、加熱時間：１ｈｒ以上、終止温度：８００℃以上である。熱間鍛造後の冷却方法は、特に限定されない。熱間鍛造は、１回のみ行っても良く、あるいは４〜５工程を連続して行っても良い。
鍛造後、必要に応じて、焼鈍が行われる。焼鈍条件は、通常、加熱温度：５５０〜９５０℃、加熱時間：１〜３６ｈｒ、冷却方法：空冷、である。
［２．５． 固溶化熱処理工程］
固溶化熱処理工程は、所定の形状に加工された鋼を所定の温度で加熱する工程である。固溶化熱処理は、母材をγ相単相とし、かつ、Ｍｏ炭化物などの析出物を固溶させるために行われる。固溶化熱処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する。固溶化熱処理条件は、通常、加熱温度：８００〜１２００℃、加熱時間：１〜１０ｈｒ、冷却方法：空冷（ＡＣ）、衝風冷却（ＢＣ）、水冷（ＷＣ）又は油冷（ＯＣ）である。
固溶化熱処理工程は、所定の形状に加工された鋼を所定の温度で加熱する工程である。固溶化熱処理は、母材をγ相単相とし、かつ、Ｍｏ炭化物などの析出物を固溶させるために行われる。固溶化熱処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する。固溶化熱処理条件は、通常、加熱温度：８００〜１２００℃、加熱時間：１〜１０ｈｒ、冷却方法：空冷（ＡＣ）、衝風冷却（ＢＣ）、水冷（ＷＣ）又は油冷（ＯＣ）である。
［２．６． サブゼロ処理］
サブゼロ処理は、固溶化熱処理後の鋼を室温以下の温度に冷却する工程である。サブゼロ処理は、残留しているγ相をマルテンサイト相に変態させるために行われる。マルエージング鋼は、Ｍs点が低いため、室温に冷却した時点では、通常、多量のγ相が残留している。多量のγ相が残ったまま時効処理を行っても、大きな強度の向上は期待できない。そのため、固溶化熱処理後にサブゼロ処理を行い、残留γ相をマルテンサイト相に変態させる必要がある。サブゼロ処理条件は、通常、冷却温度：−１９７〜−７３℃、冷却時間：１〜１０ｈｒ、である。
サブゼロ処理は、固溶化熱処理後の鋼を室温以下の温度に冷却する工程である。サブゼロ処理は、残留しているγ相をマルテンサイト相に変態させるために行われる。マルエージング鋼は、Ｍs点が低いため、室温に冷却した時点では、通常、多量のγ相が残留している。多量のγ相が残ったまま時効処理を行っても、大きな強度の向上は期待できない。そのため、固溶化熱処理後にサブゼロ処理を行い、残留γ相をマルテンサイト相に変態させる必要がある。サブゼロ処理条件は、通常、冷却温度：−１９７〜−７３℃、冷却時間：１〜１０ｈｒ、である。
［２．７． 時効処理］
時効処理は、マルテンサイト相が生成した鋼を所定の温度で加熱する工程である。時効処理は、Ｍｏ2Ｃなどの炭化物を析出させるために行われる。時効処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する．時効処理条件は、通常、時効処理温度：４００〜６００℃、時効処理時間：０．５〜２４ｈｒ、冷却方法：空冷、である。
時効処理は、マルテンサイト相が生成した鋼を所定の温度で加熱する工程である。時効処理は、Ｍｏ2Ｃなどの炭化物を析出させるために行われる。時効処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する．時効処理条件は、通常、時効処理温度：４００〜６００℃、時効処理時間：０．５〜２４ｈｒ、冷却方法：空冷、である。
［３． 作用］
本発明は、Ａｌ及びＴｉを実質的に含まないので、ＡｌＮ及び／又はＴｉＮを起点とする低サイクル疲労強度の低下を抑制することができる。一方、本発明は、Ａｌを含まないために、ＮｉＡｌ相の析出による強度上昇はない。しかし、鋼中に適量の炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｃｒ炭化物など）が析出するように成分範囲を最適化しているので、高い疲労特性に加えて、高い引張強度及び高い伸びを備えたマルエージング鋼が得られる。
本発明は、Ａｌ及びＴｉを実質的に含まないので、ＡｌＮ及び／又はＴｉＮを起点とする低サイクル疲労強度の低下を抑制することができる。一方、本発明は、Ａｌを含まないために、ＮｉＡｌ相の析出による強度上昇はない。しかし、鋼中に適量の炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｃｒ炭化物など）が析出するように成分範囲を最適化しているので、高い疲労特性に加えて、高い引張強度及び高い伸びを備えたマルエージング鋼が得られる。
（実施例１〜２８、比較例１〜２０）
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を高周波誘導炉（ＶＩＦ）にて溶解し、５０ｋｇの鋼塊を得た。得られたＶＩＦ鋼塊を、１２００℃×２０ｈｒの条件にて均質化処理を行った。その後、破壊靱性試験片用は７０ｍｍ角棒に、他の試験片用はφ２２の丸棒に鍛造した。鍛造後は、軟化のため、６５０℃×１６ｈｒの焼鈍処理を施した。
その後、９３０℃×１ｈｒ／空冷の溶体化処理、−１００℃×１ｈｒのサブゼロ処理、及び、４５０℃×９ｈｒの時効処理を行った。
なお、表１及び表２のＢ量に関し、「＜０．００１」は検出限界未満であることを意味する。
［１． 試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を高周波誘導炉（ＶＩＦ）にて溶解し、５０ｋｇの鋼塊を得た。得られたＶＩＦ鋼塊を、１２００℃×２０ｈｒの条件にて均質化処理を行った。その後、破壊靱性試験片用は７０ｍｍ角棒に、他の試験片用はφ２２の丸棒に鍛造した。鍛造後は、軟化のため、６５０℃×１６ｈｒの焼鈍処理を施した。
その後、９３０℃×１ｈｒ／空冷の溶体化処理、−１００℃×１ｈｒのサブゼロ処理、及び、４５０℃×９ｈｒの時効処理を行った。
なお、表１及び表２のＢ量に関し、「＜０．００１」は検出限界未満であることを意味する。
［２． 試験方法］
［２．１． 硬さ］
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に定めるビッカース硬さ試験方法に準じて、硬さ測定を実施した。荷重：４．９Ｎで、φ２２の丸棒の１／４直径位置にて測定を行った。測定は、５点の平均値を採用した。
［２．１． 硬さ］
ＪＩＳ Ｚ ２２４４に定めるビッカース硬さ試験方法に準じて、硬さ測定を実施した。荷重：４．９Ｎで、φ２２の丸棒の１／４直径位置にて測定を行った。測定は、５点の平均値を採用した。
［２．２． 引張試験］
ＪＩＳ Ｚ ２２４１の金属引張試験方法に準じて、引張試験を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ １４Ａ号試験片とした。試験温度は、室温とした。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１の金属引張試験方法に準じて、引張試験を行った。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ １４Ａ号試験片とした。試験温度は、室温とした。
［２．３． 低サイクル疲労試験（ＬＣＦ）］
試験片の長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）に準拠して試験片を作製した。これを用いて試験を実施した。試験温度は、２００℃とした。また、歪波形は、三角波とし、周波数＝０．１Ｈｚ、歪＝０．９％とした。
試験片の長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＪＩＳ法（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）に準拠して試験片を作製した。これを用いて試験を実施した。試験温度は、２００℃とした。また、歪波形は、三角波とし、周波数＝０．１Ｈｚ、歪＝０．９％とした。
［２．４． 化学抽出試験］
１５ｍｍ×１５ｍｍ×０．１ｍｍ厚の試験片を複数枚採取し、酸洗にて表層の付着物を除去した。この試験片（合計５ｇ）を臭素メタノールにて化学溶解を行い、φ５μｍの抽出フィルタにて介在物の抽出試験を行った。抽出残渣をＳＥＭにて観察し、介在物を調査した。介在物を同定するため、ＥＤＸ分析を行った。
フィルター上に最大径が５μｍを超えるＡｌＮ又はＴｉＮが存在する場合は「×」とし、５μｍを超えるＡｌＮ及びＴｉＮが存在しない場合は「○」と評価した。
［２．５． 破壊靱性試験］
試験片の切欠き方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＡＳＴＭ法（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）に準拠してコンパクトテンション（ＣＴ）試験片を作製した。これを用いて試験を実施し、破壊靱性値Ｋ1Cを測定した。試験温度は、室温とした。
１５ｍｍ×１５ｍｍ×０．１ｍｍ厚の試験片を複数枚採取し、酸洗にて表層の付着物を除去した。この試験片（合計５ｇ）を臭素メタノールにて化学溶解を行い、φ５μｍの抽出フィルタにて介在物の抽出試験を行った。抽出残渣をＳＥＭにて観察し、介在物を調査した。介在物を同定するため、ＥＤＸ分析を行った。
フィルター上に最大径が５μｍを超えるＡｌＮ又はＴｉＮが存在する場合は「×」とし、５μｍを超えるＡｌＮ及びＴｉＮが存在しない場合は「○」と評価した。
［２．５． 破壊靱性試験］
試験片の切欠き方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＡＳＴＭ法（ＡＳＴＭ Ｅ３９９）に準拠してコンパクトテンション（ＣＴ）試験片を作製した。これを用いて試験を実施し、破壊靱性値Ｋ1Cを測定した。試験温度は、室温とした。
［３． 結果］
表３及び表４に、結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）Ｃ含有量が少ない場合には、炭化物による析出強化を十分得ることができないため、十分な強度を得ることができない。また、Ｃ含有量が過剰の場合は、強度が過剰となり延性が著しく低下する。
（２）Ｓｉについては、含有することで強度上昇に寄与するが、含有量が過剰になると、延性が著しく低下する。
表３及び表４に、結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）Ｃ含有量が少ない場合には、炭化物による析出強化を十分得ることができないため、十分な強度を得ることができない。また、Ｃ含有量が過剰の場合は、強度が過剰となり延性が著しく低下する。
（２）Ｓｉについては、含有することで強度上昇に寄与するが、含有量が過剰になると、延性が著しく低下する。
（３）Ｓ、Ａｌ、Ｔｉの含有量が過剰であると、硫化物及び窒化物が形成され、低サイクル疲労寿命が著しく低下する。そのため、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉについては、それぞれ、０．００１０ｍａｓｓ％以下、０．１ｍａｓｓ％以下、及び０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。
（４）Ｎｉ含有量が少ない場合には、十分な延性を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、十分な強度を得ることができなくなる。
（４）Ｎｉ含有量が少ない場合には、十分な延性を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、十分な強度を得ることができなくなる。
（５）Ｍｏ、Ｃｒについては炭化物を構成する元素であり、これらの含有量が少ない場合は十分な強度を得ることができない。また、Ｍｏについては含有量が過剰になると、炭化物が過剰析出することに加え、偏析も残存していまい、延性（伸び）が著しく低下する。Ｃｒについては、含有量が過剰になると、十分な強度が得られなくなる。
（６）Ｃｏについては、含有量が少ない場合は、炭化物を十分に析出させることができず、強度不足に繋がる。また、過剰添加は、延性（伸び）が不足することに加え、高価なＣｏ合金を使用することで製造コストが増加する。また、Ｃｏ量を１１．０ｍａｓｓ％以上とすることで、高強度、高い伸び及び高耐疲労性に加えて、高い破壊靱性値を得ることができる。
（６）Ｃｏについては、含有量が少ない場合は、炭化物を十分に析出させることができず、強度不足に繋がる。また、過剰添加は、延性（伸び）が不足することに加え、高価なＣｏ合金を使用することで製造コストが増加する。また、Ｃｏ量を１１．０ｍａｓｓ％以上とすることで、高強度、高い伸び及び高耐疲労性に加えて、高い破壊靱性値を得ることができる。
（７）Ｂは、熱間加工性改善のために添加しても良いが、過剰添加をすることで、延性が低下する。
（８）Ｖ及びＮｂについては、それぞれ、０．３ｍａｓｓ％以下の範囲で含有している場合は、含有量が増加するにつれ強度上昇に寄与する。しかし、添加量が過剰になると、強度が著しく低下する。
（８）Ｖ及びＮｂについては、それぞれ、０．３ｍａｓｓ％以下の範囲で含有している場合は、含有量が増加するにつれ強度上昇に寄与する。しかし、添加量が過剰になると、強度が著しく低下する。
（実施例５１〜８０、比較例５１〜６９）
［１． 試料の作製及び試験方法］
表５及び表６に示す組成の合金を用い、時効処理を下記条件とした以外は、実施例１と同様にして、試料を作製した。得られた試料を用いて、実施例１と同様にして、特性の評価を行った。
（ａ）４５０℃×９ｈｒ： 実施例５８、５９及び比較例５５
（ｂ）４５０℃×５ｈｒ： 実施例５１〜５７、６０〜８０及び比較例５１〜５４、５６〜５９
［１． 試料の作製及び試験方法］
表５及び表６に示す組成の合金を用い、時効処理を下記条件とした以外は、実施例１と同様にして、試料を作製した。得られた試料を用いて、実施例１と同様にして、特性の評価を行った。
（ａ）４５０℃×９ｈｒ： 実施例５８、５９及び比較例５５
（ｂ）４５０℃×５ｈｒ： 実施例５１〜５７、６０〜８０及び比較例５１〜５４、５６〜５９
［２． 結果］
表７及び表８に、結果を示す。表７及び表８より、０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％の場合において、Ｃｏ：９．５ｍａｓｓ％の実施例６６に比べて、Ｃｏ≧１１．５ｍａｓｓ％である他の実施例は、優れた引張強さを有するだけでなく、優れた破壊靱性（３５以上）となることがわかる。
表７及び表８に、結果を示す。表７及び表８より、０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％の場合において、Ｃｏ：９．５ｍａｓｓ％の実施例６６に比べて、Ｃｏ≧１１．５ｍａｓｓ％である他の実施例は、優れた引張強さを有するだけでなく、優れた破壊靱性（３５以上）となることがわかる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
本発明に係るマルエージング鋼は、２３００ＭＰａ以上の非常に高い引張強度を持つため、高強度が要求される部材、例えば、宇宙・航空機用の構造材料、自動車エンジンの無段変速機用部品、耐圧容器、工具材料、金型等に用いることができる。
具体的には、本発明に係るマルエージング鋼は、航空機のエンジンシャフト、固体燃料ロケット・モーター・ケース、航空機昇降装置、エンジン・バルブ・スプリング（弁バネ）、強力ボルト、伝達軸、石油・化学工業用高圧容器などに用いることができる。
具体的には、本発明に係るマルエージング鋼は、航空機のエンジンシャフト、固体燃料ロケット・モーター・ケース、航空機昇降装置、エンジン・バルブ・スプリング（弁バネ）、強力ボルト、伝達軸、石油・化学工業用高圧容器などに用いることができる。
Claims (10)
- ０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
Ｖ＋Ｎｂ≦０．０２ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルエージング鋼。 - ０．２０≦Ｃ≦０．３５ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦１６．０ｍａｓｓ％、
９．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦（Ｍｏ＋Ｗ／２）≦２．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｃｒ≦４．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％、
Ｓ≦０．００１０ｍａｓｓ％、
Ｎ≦０．００２０ｍａｓｓ％、及び、
０．０２＜Ｖ＋Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるマルエージング鋼。 - 前記Ｖの含有量は、
０．１≦Ｖ≦０．６ｍａｓｓ％
である請求項２に記載のマルエージング鋼。 - 前記Ｎｂの含有量は、
０．１≦Ｎｂ≦０．６ｍａｓｓ％
である請求項２又は３に記載のマルエージング鋼。 - 室温における引張強度が２３００ＭＰａ以上であり、
室温における伸びが８％以上である請求項１から４までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。 - 介在物として、最大径がφ５μｍより大きいＡｌＮ及びＴｉＮが存在しない請求項１から５までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。
- ０．００１≦Ｂ≦０．００５ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から６までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。 - ０．３≦Ｓｉ≦１．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から７までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。 - Ｍｇ≦０．００３ｍａｓｓ％、及び／又は、
Ｃａ≦０．００３ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から８までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。 - 航空機のエンジンシャフトに使用される請求項１から９までのいずれか１項に記載のマルエージング鋼。
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|---|---|---|---|---|
| CN115679209A (zh) * | 2022-10-14 | 2023-02-03 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种低合金含钨超高强钢及其生产方法 |
-
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| CN115679209A (zh) * | 2022-10-14 | 2023-02-03 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种低合金含钨超高强钢及其生产方法 |
| CN115679209B (zh) * | 2022-10-14 | 2024-02-09 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 一种低合金含钨超高强钢及其生产方法 |
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