JP3478930B2 - 高剛性高靱性鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高い剛性ともに高
い靭性が要求される機械的構造用部材等に用いられる高
剛性高靭性鋼およびその製造方法に関するもので、特
に、ヤング率が２２０Ｇｐａから３５０Ｇｐａとなる高
剛性高靭性鋼およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】鉄鋼材料は機械的構造部材に最も多く使
用されている。機械的構造部材は建築物、輸送用機器、
各種機械等の構造物を維持するために用いられている。
これら構造物を設計する際、機械的構造部材に求められ
る重要な特性として、剛性および靱性があげられる。剛
性や靱性の高い材料を使用することにより、構造物の機
械的強度がさらに高くなり、信頼性の高い構造物を得る
ことができる。また、剛性や靱性の高い材料を構造物に
用いることにより、使用する材料を少なくすることがで
きる。例えば、自動車、鉄道等の輸送車両に用いること
により、輸送車両の軽量化が達成でき、この結果、燃費
向上による省エネルギー化、材料の節約による省資源化
を図ることができる。

【０００３】 鉄鋼材料の剛性や靱性の改善は、鉄鋼材
料への合金添加、鉄鋼材料の組織改善等により実施され
てきた。鉄鋼材料の靱性は、前記方法により飛躍的に改
善されたが、剛性の向上はそれほど大きなものでなかっ
た。剛性は材料が持つ物理的な値であるため、剛性の向
上すなわちヤング率の向上は難しいものであった。しか
し、鉄鋼材料のヤング率（約２００ＧＰａ）を少なくと
も１０％以上高めることが望まれてきた。これにより、
輸送車両の軽量化を始めとして、構造物の設計に際し、
大きなメリットが得られることによるものである。

【０００４】このため、鉄鋼材料の剛性を高めるために
種々の研究が行われ、多くの方法が提案されてきた。近
年、粉末冶金法による鉄鋼材料の剛性が数多く提案され
ている。これらの方法は、鋼のマトリックス中への高剛
性の化合物を多量に添加するものである。例えば、特開
平７−１８８８７４号公報や特開平７−２５２６０９号
公報では、マトリックス粉末と高剛性の化合物粉末との
混合粉を、成形し、その後焼結させることにより、高剛
性の化合物を分散させた鋼が得られることを開示してい
る。さらに、メカニカルアロイング法を用いて、多量の
高剛性の化合物をマトリックスに均一に分散させた鋼が
得られることが報告されている（特開平７−１８８８７
４号公報、特開平７−２５２６０９号公報および特開平
５−２３９５０４公報等参照）。なお、メカニカルアロ
イング法は、粉末の混合法の一種で、マトリックス粉末
と化合物粉末をより均一に分散させた混合物を作ること
ができ、さらにこれら粉末同志を合金化させた混合物を
得ることができる方法である。

【０００５】一方、前記粉末冶金法より、安価な製造プ
ロセスである溶製法による高剛性鋼の製造方法が提案さ
れている。特開平４−３２５６４１号公報では、高剛性
の化合物粉末を、熱間ダイス鋼や高速度工具鋼の溶湯に
分散させて鋳造する方法を開示している。得られた高剛
性鋼のヤング率は２１９ＧＰａである。

【０００６】また、金型や工具の耐摩耗性の改善のため
に、ＶＣやＮｂＣを１４ｖｏｌ％まで分散させた鋼が報
告されている（P.A.BLACKMOREら："Solidification and
casting of metals" The Metals Society 、London、1
977年；P533〜P538）。この鋼は、マレージング鋼の溶
湯中に、Ｃと、ＶまたはＮｂを添加して、ＶＣまたはＮ
ｂＣを反応生成させ製造するものである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、粉末冶
金法では、多量の化合物粉末とマトリックス粉末をＶ型
ミキサー等の混合器で混合する際に、粉末を均一に分散
させた混合粉を得ることが困難な場合がある。このた
め、混合粉中で粉末間に偏析が生じることとなる。この
混合粉は圧粉時の成形性が悪く、この混合粉を用いた焼
結体は空孔が生じやすく、化合物粉末の凝集も生じやす
くなる問題がある。このため、剛性を高めることができ
ても、空孔の発生や化合物粉末の凝集により、靭性が著
しく低下し、構造部材として使用できなくなる問題があ
る。

【０００８】また、メカニカルアロイング法では、多量
の化合物粉末とマトリックス粉末を均一に混合すること
は可能であり、圧粉時の成形性は前記粉末冶金法より優
れている。しかしながら、緻密化のために液相焼結をお
こなう必要があり、焼結過程で、ネットワーク状の析出
物が生じる場合や空孔が生じる場合がある。また，ＨＩ
Ｐ（熱間静水圧プレス）により、メカニカルアロイング
法で製造した混合粉を緻密化し、化合物が均一に分散し
た鋼を製造することは可能である。しかし、メカニカル
アロイング法は製造コストの高いプロセスであり、ＨＩ
Ｐを用いることにより、さらに製造コストが高くなる問
題がある。

【０００９】一方、高剛性の化合物粉末を、溶湯に分散
させて鋳造する方法（特開平４−３２５６４１号公報参
照）では、分散させる化合物粉末（ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔ
ａＣ等）は金属溶湯との濡れ性が悪く、添加後の化合物
は空孔を巻き込んだ凝集体となる場合がある。このた
め、空孔の存在や化合物粉末の凝集により、靭性が著し
く低下する問題がある。また、マレージング鋼中にＶＣ
またはＮｂＣを分散させた鋼（ The Metals Society 、
London、1977年；P533〜P538参照）は、粒界にネットワ
ーク状の炭化物が見られる、このネットワーク状の炭化
物により耐摩耗性が改善されている。しかし、このネッ
トワーク状の炭化物の存在により、靭性が著しく低下す
る問題がある。

【００１０】さらに、前記凝集した化合物やネットワー
ク状の化合物は、構造部材の材料に要求される機械加工
性を著しく低下させ、構造部材として使用できなくする
問題もある。また、鋼マトリックス中に化合物量を増加
させるほど、凝集した化合物やネットワーク状の化合物
の発生頻度が高くなる。特に溶製法において、鋼マトリ
ックス中の化合物量の増加とともに、靱性や機械加工性
の低下が顕著である。

【００１１】 そこで、本発明は、製造コストが安価な
溶製法を用いて、高剛性の化合物を鋼中に均一分散させ
ることにより、ヤング率が２２０ＧＰａ以上からなる高
剛性高靱性鋼およびその製造方法を提供するものであ
る。特に、高剛性の化合物を分散させたことによる靱性
や機械加工性の低下を抑制し、靱性が高く、機械加工性
に優れた高剛性高靱性鋼およびその製造方法を提供する
ものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明のうちで請求項１
記載の発明は、鉄または鉄合金からなるマトリックス中
に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５
〜５０ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性高靱性
鋼であり、前記高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２の観察範囲内
に、前記化合物の凝集体が２個以下であり、かつネット
ワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以
下であることを特徴とするものである。

【００１３】 Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合
化合物を鋼（鉄または鉄合金：以下、特にことわらない
限り「鋼」を用いる）のマトリックス中に５〜５０ｖｏ
ｌ％分散させることによって、ヤング率が２２０ＧＰａ
から３５０ＧＰａとなる高剛性高靭性鋼を得ることがで
きる。ヤング率が２２０ＧＰａ以上の高剛性高靭性鋼を
得るために、前記化合物量は５ｖｏｌ％以上に分散させ
ることが必要である。さらにヤング率を高めるために１
５ｖｏｌ％以上の前記化合物を分散させることが好まし
い。さらに２０ｖｏｌ％以上の前記化合物を鋼中に分散
させることがより好ましい。一方、前記化合物量が５０
ｖｏｌ％を越えて鋼中に分散させると、靱性が低下し、
構造部材としての使用が困難となる。また、靱性と機械
加工性の観点から、前記化合物量を４０ｖｏｌ％以下に
することが好ましい。また、靱性の観点から、本発明の
高剛性高靱性鋼は相対密度が９８％以上あればよい。

【００１４】 また、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２の観察
範囲内で、化合物の凝集体が２個以下で、かつネットワ
ーク状の化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下にす
ることにより、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ^２以上の高い靱
性を持ち、機械加工性に優れた高剛性高靭性鋼を得るこ
とができる。

【００１５】本発明の鉄合金には、構造部材に用いられ
ている炭素鋼、低合金鋼を用いることができる。例え
ば、機械構造用炭素鋼（例えば、Ｓ−Ｃ材等）、ニッケ
ルクロム鋼（例えば、ＳＮＣ材等）、ニッケルモリブデ
ン鋼（例えば、ＳＮＣＭ材等）、クロム鋼（例えば、Ｓ
Ｃｒ材等）、クロムモリブデン鋼（例えば、ＳＣＭ材
等）、マンガン鋼（例えば、ＳＭｎ材等）、マンガンク
ロム鋼（例えば、ＳＭｎＣ材等）、バネ鋼（例えば、Ｓ
ＵＰ材等）、高炭素クロム鋼（例えば、ＳＵＪ材等）等
が限定例示される。本発明の高剛性高靭性鋼のマトリッ
クスに、これら炭素鋼、低合金鋼を用いることにより、
これら鉄合金が持つ特性に、高い剛性を付加できること
になる。

【００１６】

【００１７】また請求項２記載の発明は、請求項１記載
の発明の構成に、化合物の粒径が１０μｍ以下であるこ
とを加えたことを特徴とするものである。化合物の粒径
を１０μｍ以下にすることにより、高剛性高靱性鋼の靱
性および機械加工性をさらに高めることができる。靱性
および機械加工性の向上のため、化合物の粒径は５μｍ
以下であることが好ましい。より好ましくは２μｍ以下
である。

【００１８】また請求項３記載の発明は、鋼（鉄または
鉄合金）からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホ
ウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散さ
せるに際し、鉄または鉄合金中に、前記化合物を構成す
る元素が完全に溶解する温度以上に加熱し、凝固時に前
記化合物を晶出または析出させることにより、請求項１
記載の高剛性高靭性鋼を製造する製造方法である。高剛
性高靭性鋼を構成する鉄あるいは鉄合金と、化合物を構
成する元素が完全に溶解する温度は、高剛性高靭性鋼を
構成する元素の液相線温度以上の温度である。前記溶解
する温度を液相線温度＋３０℃以上にすることが好まし
い。これら高剛性高靭性鋼を構成する元素の液相線温度
は、熱分析法や計算法で求めることができる。また、前
記高剛性高靭性鋼の溶解や凝固過程では、酸化防止のた
め、不活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気を用
いることが好ましい。特に、真空雰囲気を用いることに
より、鋼（鉄あるいは鉄合金）の溶湯の脱酸、さらに還
元が容易にできる。このため、真空雰囲気の真空度は１
３Ｐａ（０．１ｔｏｒｒ）以下であることが好ましい。
さらに、本発明の高剛性高靭性鋼を構成する化合物を均
一に分散させるために、凝固時の冷却速度を速くするほ
うがよい。冷却速度を１０Ｋ／分以下にすることが好ま
しい。

【００１９】 次に、本発明の至った研究過程を説明す
る。発明者らは、靱性および機械加工性を損なうことな
く、鉄鋼材料のヤング率を２２０ＧＰａ以上にすること
が可能な溶製法による高剛性高靭性鋼の製造方法を鋭意
研究した。まず、鉄鋼材料の剛性を高めるために、ヤン
グ率の高い化合物を鋼中に分散させる溶製法による製造
方法を研究した。次に、この溶製法により製造した高剛
性高靭性鋼中に分散させることが可能な化合物の量およ
び形態が、高剛性高靭性鋼の靱性におよぼす影響につい
て調査した。さらに、機械的構造用部材に要求される機
械加工性についても、化合物の影響について調査した。
これらの研究結果から、ヤング率が３００ＧＰａ以上の
４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはその複合化
物を、溶製法により鋼中に分散させ、ヤング率が２２０
ＧＰａ以上となり、かつ靱性および機械加工性に優れた
高剛性高靭性鋼の製造方法を見い出した。さらに、この
高剛性高靭性鋼が優れた靱性および機械加工性を持つた
めに必要な、最適な化合物の量および形態について知見
を得て本発明を完成したものである。

【００２０】 ヤング率の高い化合物を種々調査し、鋼
に分散させる化合物の種類と量を検討した。表１に示す
ような４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物が高いヤン
グ率を持つことを確認した。化合物のヤング率は高いほ
どよく、ヤング率の高い化合物を使用することにより、
少ない分散量で高いヤング率を得ることができる。特
に、３００ＧＰａ以上のヤング率を有するこれら４ａ、
５ａ族元素の炭化物、ホウ化物（表１の○印）が鉄鋼材
料の剛性を高めるのに有効である。特に、ＴｉＣ、Ｖ
Ｃ、ＴｉＢ_２、ＮｂＢ_２のヤング率が４００ＧＰａ以上
と高いので、これらの化合物を用いるにより、さらに効
果的に剛性を向上させることができる。例としてＴｉＣ
とＴｉＢ_２を鋼に分散させた場合について、複合則によ
り計算したヤング率を図２に示す。図２の結果より、２
２０ＧＰａ以上の高剛性高靭性鋼を得るために、化合物
量は５ｖｏｌ％以上に分散させることが必要であること
を確認した。さらに、ヤング率を高めるために１５ｖｏ
ｌ％以上の前記化合物を鋼に分散させることが好まし
い。さらに２０ｖｏｌ％以上の前記化合物を鋼に分散さ
せることがより好ましい。

【００２１】

【表１】

【００２２】次に、鋼に化合物量を５ｖｏｌ％以上分散
させる溶製法について検討した。鋼への化合物の分散量
の増加とともに、晶出する化合物粒子の平均粒子間距離
が小さくなるため化合物凝集体（図２参照）ができやす
くなる。また、ネットワーク状の化合物（図３参照）も
多くなる傾向がある。前記問題を解決するために、鋼と
化合物の溶解方法と、これら溶解された溶湯の凝固方法
について詳しく調査した。

【００２３】その結果、鋼と化合物の溶解方法は、鋼と
化合物を構成する元素を完全に溶解する温度（液相線温
度）以上に加熱することが重要であることを見いだし
た。鋼へ分散させる４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化
物は高融点である。従来の前述したマレージング鋼中に
ＶＣまたはＮｂＣを分散させた鋼では、溶解温度が１８
７３から２０２３Ｋ（１６００から１７５０℃）であ
り、溶解中にＶＣまたはＮｂＣ等の晶出物が晶出して、
再固溶せずに、溶湯に残ったまま鋳造されているおそれ
がある。また、前述した特開平４−３２５６４１号公報
の高剛性鋼の溶湯中には化合物粒子が存在する。この結
果、溶解中や凝固中に、溶解過程での晶出物や化合物粒
子が凝集することになる。さらに、晶出物や化合物粒子
を核にした成長により、ネットワーク状の化合物や巨大
な化合物粒が形成されることとなる。このため、本発明
の鋼（鉄あるいは鉄合金）と化合物を構成する元素が完
全に溶解する温度は、鋼と化合物を構成する元素の液相
線温度以上の温度である。本発明の高剛性高靱性鋼の溶
解は前記液相線温度以上にすることにより、高剛性高靱
性鋼を構成する元素をより完全に溶かすことができる。

【００２４】さらに、前記高剛性高靭性鋼の溶解過程に
おいて、不活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気
を用いる。不活性雰囲気や真空雰囲気を用いることによ
り、溶湯の酸化や溶湯への酸化物の晶出を防止する。酸
化物は溶湯中からの前記化合物の晶出の核となる場合が
あるので、酸化物の晶出を防止することが望ましい。ま
た、真空雰囲気を用いることにより、鋼の溶湯の脱酸を
より効率的に実施できる。炭化物を鋼に分散させる場合
は、Ｃにより、鋼や添加する４ａ、５ａ族元素を還元す
ることができ、靱性がより優れた高剛性高靭性鋼を得る
ことができる。このときの真空度は１３Ｐａ（０．１ｔ
ｏｒｒ）以下であることが好ましい。

【００２５】 次に、溶解された溶湯の凝固方法を説明
する。本発明の高剛性高靭性鋼を構成する化合物を均一
に分散させるために、凝固時の冷却速度を速くするほう
がよい。冷却速度を速くすることにより、溶湯の過冷度
を大きくして、化合物の晶出核を多く晶出させることが
できる。この結果、化合物の粒子径を小さくし、化合物
の凝集を防止することができ、さらにネットワーク状の
化合物の発生を防止することができる。このときの冷却
速度は１０Ｋ／分以下にすることが好ましい。これによ
り、化合物が均一に分散された高剛性高靭性鋼を得るこ
とができる。なお、化合物は溶湯から晶出させた化合物
だけでなく、凝固した鋼からから析出する化合物も本発
明に用いてよい。鋼から析出した化合物は微細で鋼中に
分散するので靱性への悪影響は少ない。この析出した化
合物はヤング率の向上に寄与することはいうまでもな
い。また、前記高剛性高靭性鋼の凝固過程において、不
活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気を用いるこ
とが好ましい。理由は前述のように、溶湯の酸化防止と
酸化物の発生抑制である。

【００２６】 以上のように、鋼（鉄または鉄合金）か
らなるマトリックス中に、ヤング率が３００ＧＰａ以上
の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはその複合
化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、鋼中に、
前記化合物を構成する元素が完全に溶解する温度以上に
加熱し、凝固時に前記化合物を晶出または析出させる製
造方法により高剛性高靭性鋼を得ることができる。本発
明の製造方法を用いることにより、図１に示すような、
化合物の凝集やネットワーク状の化合物が存在しない高
剛性高靭性鋼を得ることができた。

【００２７】最後に、剛性と靱性および機械加工性にお
よぼす高剛性高靭性鋼の化合物の量および形態の影響に
ついて、表２により説明する。表２は、ヤング率が３０
０ＧＰａ以上の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物
（ＴｉＣ、ＶＣ、ＴｉＢ₂ 等）を１〜６５ｖｏｌ％分散
させてなる高剛性高靱性鋼を用いて剛性や靱性等の特性
を試験した結果である。

【００２８】

【表２】

【００２９】高剛性高靭性鋼のヤング率におよぼす高剛
性高靭性鋼の化合物量の影響について、試験Ｎｏ．１〜
９の試験材により説明する。試験Ｎｏ．９は化合物量が
８ｖｏｌ％でヤング率が２２５ＧＰａである。化合物量
が８ｖｏｌ％以上となる試験Ｎｏ．２〜８の試料はさら
に高いヤング率を示し、化合物量の増加とともに高いヤ
ング率を示している。この結果より２２０ＧＰａ以上の
高剛性高靭性鋼を得るために、化合物量は５ｖｏｌ％以
上に分散させることが必要であることを確認できる。ま
た、ヤング率を高めるために１５ｖｏｌ％、さらに２０
ｖｏｌ％以上の化合物を鋼に分散させることにより、よ
り高いヤング率が得られる。

【００３０】高剛性高靭性鋼の靱性および機械加工性に
およぼす高剛性高靭性鋼の化合物の形態の影響について
説明する。靱性の評価は衝撃試験により行った。構造部
材に要求される衝撃値は１００Ｊ／ｃｍ² 以上である。
機械加工性は切削試験により評価した。切削試験におけ
る切削工具の逃げ面摩耗幅は小さいほど、機械加工時の
切削工具の摩耗量が少ないことを示し、良好な機械加工
性を示すことになる。通常、逃げ面摩耗幅は１．０ｍｍ
未満であることが要求される。なお、構造部材の多くは
機械加工を施されることが多いので、機械加工性が向上
することは実用上、大変意義のあることである。

【００３１】 また、高剛性高靭性鋼の化合物の形態
は、化合物の凝集の状態（図３参照）とネットワーク状
の化合物の状態（図４参照）により評価した。すなわ
ち、化合物の凝集の状態は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２
の観察範囲内での観察される化合物の凝集体の数により
評価した。一方、ネットワーク状の化合物の状態は同じ
く高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２の観察範囲内で観察され
る、ネットワーク状の前記化合物量の全化合物量に対す
る面積率を求め、体積率として評価した。

【００３２】まず、高剛性高靭性鋼の靱性（衝撃値）を
説明する。衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ² 以上を得られる化
合物の凝集の状態は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ² の観察
範囲内での観察される化合物の凝集体の数が２個以下で
あり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合量の
２０ｖｏｌ％以下であることが判明した。試験Ｎｏ．６
で、化合物の凝集体の数が２個で、ネットワーク状の化
合物量が１８ｖｏｌ％であることより明らかである。化
合物の凝集体の数またはネットワーク状の化合物量が試
験Ｎｏ．６の試験材より多い、試験Ｎｏ．７や試験Ｎ
ｏ．１１〜１３の試験材は、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ²
未満となる。

【００３３】引き続き、高剛性高靭性鋼の機械加工性
を、試験Ｎｏ．１〜９により説明する。切削工具の逃げ
面摩耗幅は１．０ｍｍ未満となる化合物の凝集の状態
は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ² の観察範囲内での観察さ
れる化合物の凝集体の数が２個以下であり、かつネット
ワーク状の化合物量が全化合量の２０ｖｏｌ％以下であ
ることが判明した。なお、試験Ｎｏ．７は、切削試験途
中で、切削工具の摩耗量が以上に多くなったので、試験
を中止した。高剛性高靭性鋼の機械加工性についても、
高剛性高靭性鋼の衝撃値の結果と同様の結果となる。

【００３４】さらに、高剛性高靭性鋼の靱性および機械
加工性の試験結果より、高剛性高靭性鋼の化合物の最適
な量と粒径が明らかになった。衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ
² 以上で、かつ切削工具の逃げ面摩耗幅は１．０ｍｍ未
満になる高剛性高靭性鋼を得るために、高剛性高靭性鋼
の化合物量は５０ｖｏｌ％以下であることが必要であ
る。より優れた靱性を得るためには、化合物量は４０ｖ
ｏｌ％以下にすることが好ましい。同様に、高剛性高靭
性鋼の化合物の粒径は１０μｍ以下であることが必要で
あり、より優れた靱性を得るために、化合物の粒径は５
μｍ以下、さらに好ましくは２μｍ以下であることが判
明した。

【００３５】

【実施例】本発明の実施例を表２とともにさらにくわし
く説明する。なお、表２は、本発明の実施例と比較例に
ついて、各試験材の製造条件と試験結果をまとめたもの
である。まず、本発明の実施例の試験材の各種特性の測
定方法を以下にまとめる。 １）化合物の量および粒径、化合物の凝集体の数、ネッ
トワーク状の化合物量の測定方法 測定する高剛性高靭性鋼の試験材を中心部で切断し、断
面を研摩後、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２の視野（各試
料、１０箇所）を、顕微鏡観察により検査した。化合物
の量および粒径については、化合物とマトリッスを識別
して、例えば、画像解析装置により、化合物の量および
粒径を測定した。化合物の凝集体は図３（化合物の凝集
体の模式図）に示すように、化合物の凝集体は２個以上
の化合物粒子が、その粒径の０．０２倍以下の粒子間距
離で密接している数を数えた。ネットワーク状の化合物
は図４（ネットワーク状の化合物の模式図）に示すよう
な、図ａ）のような、ネットワーク状の化合物の面積率
を求めた。この面積率を、ネットワーク状の化合物の全
化合物量に対する体積率と仮定した。 ２）相対密度の測定方法 試験材の相対密度は、アルキメデス法により見かけ密度
を求め、次式により計算した。 相対密度＝（見かけ密度）／（真密度）×１００％ なお、真密度は相対密度が１００％であることを確認し
た試料、または文献値より求めた。 ３）ヤング率の測定方法 ヤング率は試験材から引張試験片を加工し、引張試験に
より求めた。ヤング率は引張試験片に歪ゲージを張り付
け、測定した応力−歪み曲線よりヤング率を求めた。 ４）衝撃値の測定方法 試験材から衝撃試験片を加工し、常温で、シャルピー衝
撃試験を行た。 ５）切削工具の逃げ面摩耗幅の測定方法 機械加工性の試験のため、上述の各試験材について円筒
切削試験を行った。切削試験条件は、ＴｉＮコーティン
グ超硬チップを用い、切削速度１５０ｍｍ／ｍｉｎ、送
り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み２ｍｍで実施し
た。逃げ面摩耗幅は、切削時間２５分後に超硬チップの
工具逃げ面の摩耗幅よりを測定した。

【００３６】 本実施例の試験材は、１）溶製法を用い
た本発明の方法（真空溶解、プラズマ溶解法）、比較例
として、２）他の溶製法（化合物粉末を溶湯に添加し攪
拌）、３）粉末冶金法（化合物粉末とマトリイクス粉末
をＶ型ミキサーで混合）により製造した。以下に試験材
の製造方法を説明する。 １）溶製法を用いた本発明の方法 ・真空溶解法 試験Ｎｏ．２の試験材の製造方法により説明する。５．
５ｍａｓｓ％Ｔｉ、１．４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅとな
るように、Ｔｉ、Ｃ、Ｆｅを秤量した。真空誘導炉にＦ
ｅとＣを挿入し、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐ
ａ（１０^―２〜１０^―３ｔｏｒｒ））で２２７３Ｋ（２
０００℃）まで昇温した。２２７３Ｋで５分保持し、脱
酸および還元処理を行った。なお、このときの試験Ｎ
ｏ．２の試験材の液相線温度は約２０７３Ｋ（約１８０
０℃）と推定される。つぎに低酸素含有量のＴｉ（酸素
含有量：１００ｐｐｍ以下）を添加し、真空中（真空
度：０．１３〜１．３Ｐａ）で引き続き２２７３Ｋで１
５分保持し、脱酸および還元処理を行った。このとき、
必要に応じて、前記試験材の成分になるように、Ｃを添
加し、Ｃ量を調製してもよい。次に、前記溶解した試験
材を鋳型または水冷鋳型に注湯して、１０ｋｇの鋼塊を
製造した。このようにして、試験材を製造したものであ
る。このときも、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐ
ａ）で冷却を行い、前記試験材を冷却させ、凝固中に溶
湯中より化合物を晶出させた。このときの、冷却速度は
文献より、鋳型の場合は約１０Ｋ／分程度、水冷鋳型の
場合は約４０Ｋ／分程度と推定される。この冷却中に、
化合物を晶出または析出させる。このとき、冷却速度を
速くするほど、晶出する化合物の粒径を小さくでき、化
合物の凝集を防止できる。さらに、ネットワーク状の化
合物の発生を防止できる。 ・プラズマ溶解法 試験Ｎｏ．６の試験材の製造方法により説明する。３
０．９ｍａｓｓ％Ｔｉ、７．７ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅ
となるように、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃを秤量した。プラズマ溶
解炉の水冷鋳型にＦｅ、Ｔｉ、Ｃを挿入し、真空中（真
空度：０．００１３〜０．０１３Ｐａ（１０^―４〜１０
^―５ｔｏｒｒ））で約２８７３Ｋ（２６００℃）まで昇
温し、３０分保持した。この過程で、脱酸および還元処
理を行った。次に、前記溶解した試験材を水冷鋳型中で
冷却を行い、凝固させて溶湯中より化合物を晶出させ
た。このようにして、試験材を製造した。このときの、
冷却速度は前記真空溶解法の水冷鋳型より速くなる。

【００３７】２）他の溶製法（化合物粉末を溶湯に添加
し攪拌）。 試験Ｎｏ．１１の試験材の製造方法により説明する。試
験Ｎｏ．２と同じ真空誘導炉を用い、真空雰囲気中、１
８７３Ｋ（１６００℃）で純鉄を溶解した。その後、Ｔ
ｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、５μｍのＴｉＣ粒
子を純鉄の溶湯に添加し、添加後の溶湯を攪拌し、Ｔｉ
Ｃを分散させた。この後、鋳型に注湯して、前記試験材
を凝固させた。このようにして、試験材を製造した。な
お、本製造方法も溶解および凝固過程も真空雰囲気中で
行った。

【００３８】３）粉末冶金法（化合物粉末とマトリイク
ス粉末をＶ型ミキサーで混合） 試験Ｎｏ．１３の試験材の製造方法により説明する。Ｔ
ｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、約５μｍのＴｉＣ
粉末と約４０μｍのＦｅ粉末をＶ型混合機で３０分混合
し、その混合粉を成形した。その成形体を真空中で、液
相焼結することにより、試験材を製造した。

【００３９】次に、本発明の実施例を、表１とともに説
明する。 （試験Ｎｏ．１：比較例）５．５mass％Ｔｉ、０．１４
mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２０００℃で溶解
し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＣ
を反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分
散させた鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が１
００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１ｖｏｌ％とな
り、粒径は約１μｍであった。本比較例の鋼は、ヤング
率は２１０ＧＰａで、高剛性を達成することはできなか
った。

【００４０】（試験Ｎｏ．２：本発明）５．５mass％Ｔ
ｉ、１．４mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３
Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程で
ＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、Ｔ
ｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密
度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１０ｖｏ
ｌ％となり、粒径は約１０μｍであった。本発明の鋼
は、ヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２
２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１４
７Ｊ／ｃｍ² で靭性にも優れていることを確認した。さ
らに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は
０．５５ｍｍであり、良好な機械加工性を有することを
確認した。従来の溶製法では困難と考えられている、Ｔ
ｉＣを多量に鋼中への分散させ鋼を製造することができ
た。従来、Ｃを含有するＦｅ溶湯に、Ｔｉ多量に添加す
ると、Ｔｉが含有しているＯ（酸素）とＣが急激に反応
し、ポーラスな鋳塊ができ、極端な場合は鋳型への鋳込
みが不可能になる場合が生じていた。

【００４１】（試験Ｎｏ．３：本発明）５．５mass％Ｔ
ｉ、１．４mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３
Ｋで溶解し、その後水冷鋳型に鋳込み、急冷凝固を行い
ＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、Ｔ
ｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密
度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１０ｖｏ
ｌ％となり、粒径は約１μｍであった。本発明の鋼は、
ヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０
ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１６６Ｊ
／ｃｍ² となり、さらに靭性に優れていることを確認し
た。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩
耗幅は０．２０ｍｍとなり、機械加工性をさらに改善さ
れることが判明した。

【００４２】（試験Ｎｏ．４：本発明）１７．０mass％
Ｔｉ、４．２mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７
３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程
でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、
ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対
密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は３０ｖ
ｏｌ％となり、粒径は約１５μｍであった。本発明の鋼
は、ヤング率は２６０ＧＰａとなり、ヤング率が著しく
改善された。また、衝撃値は１０８Ｊ／ｃｍ² となり、
靭性に優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼
は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．６０ｍｍであ
り、良好な機械加工性を有することが確認された。

【００４３】（試験Ｎｏ．５：比較例）１７．０mass％
Ｔｉ、４．２mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で１９２
３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程
でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、
ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。光温度計より測定し
た溶解温度は約２８７３Ｋであった。本発明の鋼は、相
対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は３０
ｖｏｌ％となり、粒径は約３０μｍであった。本比較例
の鋼は、ヤング率は２５５ＧＰａとなり、目標のヤング
率２２０ＧＰａを越えることができた。しかし、衝撃値
は７８Ｊ／ｃｍ² で靭性を満足することができなった。
さらに、本比較例の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗
幅は１．１５ｍｍとなり、難加工材であることが判明し
た。このときの、ＴｉＣの凝集体の個数は０個／ｍｍ²
であったが、ネットワーク状のＴｉＣの量が２５ｖｏｌ
％であった。ネットワーク状のＴｉＣの量が２５ｖｏｌ
％となったのは、溶解温度が１９２３Ｋであり、Ｆｅ、
Ｔｉ、Ｃを完全に溶解できなっかたためである。試験Ｎ
ｏ．１〜４の試験材では、ＴｉＣの凝集体の個数は０ま
た１個／ｍｍ²であり、ネットワーク状のＴｉＣの量は
１０ｖｏｌ％以下である。本比較例の鋼は、ネットワー
ク状のＴｉＣの量が多くなったために、靱性および機械
加工性が著しく低下したものである。

【００４４】（試験Ｎｏ．６：本発明）３０．９mass％
Ｔｉ、７．７mass％Ｃ、残部Ｆｅを水冷鋳型中で、プラ
ズマ溶解し、その後、水冷鋳型中で急冷凝固を行いＴｉ
とＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣ
を分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が
１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は５０ｖｏｌ％
となり、粒径は約２０μｍであった。ＴｉＣの凝集体の
個数は２個／ｍｍ² であったが、ネットワーク状のＴｉ
Ｃの量が１８ｖｏｌ％であった。本発明の鋼は、ヤング
率は２９０ＧＰａとなり、ヤング率をさらに著しく改善
された。また、衝撃値は１０８Ｊ／ｃｍ²であり、切削
試験での工具逃げ面摩耗幅は０．８０ｍｍとなり、本発
明の目標より高い靱性と機械加工性を有することを確認
した。

【００４５】（試験Ｎｏ．７：比較例）３７．０mass％
Ｔｉ、９．５mass％Ｃ、残部Ｆｅをプラズマ溶解し、水
冷鋳型中で、プラズマ溶解し、その後、水冷鋳型中で急
冷凝固を行いＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを
生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。光温度計
より測定した溶解温度は約２８７３Ｋであった。本比較
例の鋼は、相対密度が９９％で、生成したＴｉＣの体積
分率は６５ｖｏｌ％となり、粒径は約２５μｍであっ
た。本比較例の鋼は、ヤング率は３３０ＧＰａとなり、
ヤング率をさらに著しく改善された。しかし、本比較例
の鋼の衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ² であった。また、切削試
験では工具摩耗が著しいため、切削試験を途中で中止し
た。このため、本比較例の鋼は構造用部材に用いること
は困難であることが判明した。しかし、ＴｉＣを６５ｖ
ｏｌ％も分散させた鋼が製造できたことは注目すべきこ
とである。従来の溶製法では、このように多量に分散さ
せた鋼を実現することができなった。なお、本発明の範
囲であるＴｉＣを５０ｖｏｌ％分散させた鋼は十分な靱
性と機械加工性を有している。

【００４６】（試験Ｎｏ．８：本発明）５．３mass％Ｔ
ｉ、２．４mass％Ｂ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３
Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程で
ＴｉとＢを反応させることによりＴｉＢ₂ を生成させ、
ＴｉＢ₂ を分散させた鋼を製造した。本発明ではフェロ
ボロンの形でＢ（ボロン）を添加したが、純Ｂ（ボロ
ン）のまま添加してもよい。本発明の鋼は、相対密度が
１００％で、生成したＴｉＢ₂ の体積分率は１２ｖｏｌ
％となり、粒径は約１２μｍであった。本比較例の鋼
は、ヤング率は２３５ＧＰａとなり、目標のヤング率２
２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１５
７Ｊ／ｃｍ² となり、靭性に優れていることを確認し
た。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩
耗幅は０．６０ｍｍであり、良好な機械加工性を有する
ことを確認した。ＴｉＢ₂ を鋼中に１２ｖｏｌ％分散す
ることができたは、注目すべき点である。ＴｉＣの鋼中
へ多量に分散させることより、さらに難しいものであ
る。ＴｉＢ ₂ は熱伝導性が良く、耐凝着摩耗性（耐焼付
き性）に優れており、ＴｉＢ₂ を分散させた本発明の高
剛性高靱性鋼は、さらに高温での使用で優れた性能を期
待できる。

【００４７】（試験Ｎｏ．９：本発明）５．５mass％
Ｖ、１．４mass％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３
Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程で
ＶとＣを反応させることによりＶＣを生成させ、ＶＣを
分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１
００％で、生成したＶＣの体積分率は８ｖｏｌ％とな
り、粒径は約８μｍであった。本発明の鋼は、ヤング率
は２２５ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを
越えることができた。また、衝撃値は１５７Ｊ／ｃｍ²
で靭性にも優れていることを確認した。さらに、本発明
の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．５５ｍｍ
であり、良好な機械加工性を有することを確認した。

【００４８】（試験Ｎｏ．１０：比較例）５mass％Ｃ、
残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳
型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＦｅとＣを反応させる
ことによりＦｅ₃ Ｃを生成させ、セメンタイト、パーラ
イト組織の鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が
１００％で、生成したＦｅ₃ Ｃの体積分率は２０ｖｏｌ
％となった。本比較例の鋼は、ヤング率は２００ＧＰａ
であり、目標のヤング率２２０ＧＰａを得ることができ
なかった。

【００４９】（試験Ｎｏ．１１：他の溶製法での比較
例）純鉄を真空誘導炉で１８７３Ｋで溶解し、溶湯中に
約５μｍのＴｉＣ粒子を体積分率で１０％となるように
添加し、添加後の溶湯を攪拌することによりＴｉＣを分
散させた。この後鋳型に鋳込み、冷却、凝固を行いＴｉ
Ｃを分散させた鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密
度が９６％であり、ＴｉＣの体積分率は８ｖｏｌ％であ
り、粒径は約３μｍであった。ＴｉＣの凝集体は１３個
／ｍｍ² 観察された。本比較例の鋼はヤング率は２３０
ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えるこ
とができた。しかし、衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ² で靭性の
低下が著しかった。これは、本比較例の鋼の相対密度が
９６％であり、ＴｉＣの凝集体が１３個あったことに起
因する。

【００５０】（試験Ｎｏ．１２：：他の溶製法での比較
例）純鉄を真空誘導炉で１８７３Ｋで溶解し、この溶湯
中に約１２μｍのＴｉＣ粉末を体積分率で８％となるよ
うに添加し、その後の溶湯を攪拌し ＴｉＣ粉末を純鉄
を溶湯中に分散させた。この後鋳型に鋳込み、冷却、凝
固を行いＴｉＣを分散させた鋼を製造した。さらに、こ
のＴｉＣ分散させた鋼にＨＩＰ処理による緻密化を行っ
た。得られた本比較例の鋼は、相対密度が９７％とな
り、ＴｉＣの体積分率は７ｖｏｌ％であり、粒径は約１
０μｍであった。ＴｉＣの凝集体は４個／ｍｍ² 観察さ
れた。本比較例の鋼はヤング率は２３０ＧＰａとなり、
目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。し
かし、衝撃値は８８Ｊ／ｃｍ² で靭性の低下が著しい。
これは、本比較例の鋼の相対密度が９７％であり、Ｔｉ
Ｃの凝集体が４個／ｍｍ² であったことに起因する。試
験Ｎｏ．１１と１２の結果より、衝撃値が１００Ｊ／ｃ
ｍ² 以上得るためには、鋼の相対密度は９８％以上必要
であることが判明した。

【００５１】（試験Ｎｏ．１３：粉末冶金法での比較
例）ＴｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、約５μｍの
ＴｉＣ粉末と約４０μｍのＦｅ粉末をＶ型混合機で混合
し、その混合粉を成形した。その成形体を真空中で、液
相焼結することにより、ＴｉＣを分散させた鋼を製造し
た。本比較例の鋼は、相対密度が９５％であり、ＴｉＣ
の体積分率は１０ｖｏｌ％であり、粒径は約１０μｍで
あった。ＴｉＣの凝集体およびネットワーク状のＴｉＣ
は認められなった。 本比較例の鋼はヤング率は２３０
ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えるこ
とができた。しかし、衝撃値は８８Ｊ／ｃｍ² で靭性の
低下が著しい。これも、本比較例の鋼の相対密度が９５
％であったことに起因する。

【００５２】以上の本発明の実施例で得られた結果につ
いて以下にまとめた。本発明は、従来の溶製法では不可
能であった、４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物を６
５ｖｏｌ％（本発明の範囲は５０ｖｏｌ％）まで鋼中に
分散できることを示したものである。特に、溶製法でＴ
ｉＣを多量に鋼中への分散させることは不可能と考えら
れていたが、本発明では５〜５０ｖｏｌ％ＴｉＣの高剛
性高靱性鋼が得られた。また、ＴｉＣは硬質の化合物で
あるので、本発明の高剛性高靱性鋼は耐摩耗性の向上が
期待される。同様に、他の４ａ、５ａ族元素の炭化物、
ホウ化物の分散した鋼も耐摩耗性の向上が期待される。
なお、本実施の比較例である、他の溶製法（化合物粉末
を溶湯に添加し攪拌）、粉末冶金法（化合物粉末とマト
リイクス粉末をＶミキサーで混合）では、満足な結果が
得られなかった。

【００５３】また、ＴｉＢ₂ を鋼中に３０ｖｏｌ％分散
することができることも、注目すべき点である。溶製法
では、ＴｉＣの鋼中へ多量に分散させることより、Ｔｉ
Ｂ₂を分散させることは、さらに難しいものである。Ｔ
ｉＢ₂ は熱伝導性が良く、耐凝着摩耗性（耐焼付き性）
に優れており、ＴｉＢ₂ を分散させた本発明の高剛性高
靱性鋼は、さらに高温での使用で優れた性能を期待でき
る。

【００５４】本実施例では、鉄中に各種４ａ、５ａ族元
素の炭化物、ホウ化物を分散させたが、機械的構造部材
に用いられている炭素鋼や低合金鋼中に前記各種４ａ、
５ａ族元素の炭化物、ホウ化物を分散させてもよい。こ
れら炭素鋼や低合金鋼を用いることにより、これら鉄鋼
材料が持つ特性に、高い剛性を付加できる。また、４ａ
族元素の代表としてＴｉを実施例としたが、同様の性質
を有するＺｒ、Ｈｆの炭化物、ホウ化物を、本発明の高
剛性高靱性鋼に用いることができる。また、５ａ族元素
の代表としてＶを実施例としたが、同様の性質を有する
Ｎｂ、Ｔａの炭化物、ホウ化物を、本発明の高剛性高靱
性鋼に用いることができる。さらに、これら、４ａ、５
ａ族元素の炭化物、ホウ化物の複合化物を本発明の高剛
性高靱性鋼に用いることができる。なお、４ａ、５ａ族
元素の炭化物、ホウ化物の複合化物に、本発明の高剛性
高靱性鋼を構成するＦｅが固溶していてもよい。通常、
溶製法ではこれら化合物にＦｅが固溶される。また、同
様に、前記炭素鋼や低合金鋼を構成する元素（例えば、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ等）が４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホ
ウ化物の複合化物が含まれてもよい。

【００５５】本実施例では、溶解や凝固過程で真空雰囲
気を用いたが、これに限定されることなく、不活性ガス
雰囲気（減圧状態も含む）を用いてもよい。

【００５６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明は、従来の
溶製法では不可能であった、４ａ、５ａ族元素の炭化
物、ホウ化物またはその複合化物を５〜５０ｖｏｌ％分
散させてなる高剛性高靱性鋼を実現できた．さらに本発
明は、高剛性高靱性鋼の化合物の凝集体およびネットワ
ーク状の化合物量を、本発明の範囲に調製することによ
り、高い剛性に加え、靱性が高く、機械加工性に優れ
た、機械的構造用部材等に用いられる高剛性高靭性鋼を
得ることを可能とするものである。この高剛性高靭性鋼
を用いることにより、鉄鋼材料の剛性が制約になってい
た輸送車両の軽量化をさらに進めることが可能となり、
また構造物の設計に際し、大きなメリットをあたえるこ
とを可能とするものである。

【００５７】さらに本発明は、溶製法でＴｉＣを多量に
鋼中への分散させることは不可能と考えられていた、５
〜５０ｖｏｌ％ＴｉＣの高剛性高靱性鋼を得ることを可
能とするものである。ヤング率の高いＴｉＣを鋼に分散
させることができ、より高いヤング率の高剛性高靱性鋼
を得ることを可能とするものである。また、ＴｉＢ₂ の
鋼中へ分散させた高剛性高靱性鋼は、さらに、ＴｉＢ₂
が持つ良好な熱伝導性、耐凝着摩耗性（耐焼付き性）を
持つ効果もある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例で得られた本発明の高剛性高靱
性鋼の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：５０倍）で
ある。

【図２】複合則により計算したＴｉＣまたはＴｉＢ₂ を
鋼に分散させた場合のヤング率を示す図である。

【図３】高剛性高靱性鋼の化合物の凝集体の模式図であ
って、図ａ）は化合物の凝集体の状態を示す図であり、
図ｂ）は化合物粒子径と粒子間距離を示す図である。

【図４】高剛性高靱性鋼のネッワ−ク状の化合物の形態
の模式図であって、図ａ）はネッワ−ク状の化合物を示
す図であり、図ｂ）は分散している化合物を示す図であ
る。

フロントページの続き (72)発明者 森本 啓之 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所 神戸総合研究所 地区内 (56)参考文献 特開 平７−228946（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C22C 33/04

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】鉄または鉄合金からなるマトリックス中
   に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５
   〜５０ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性高靱性
   鋼であり、 前記高剛性高靱性鋼の１ｍｍ^２の観察範囲内に、前記化
   合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の
   前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下であるこ
   とを特徴とする高剛性高靭性鋼。
2. 【請求項２】前記化合物の粒径が１０μｍ以下である請
   求項１記載の高剛性高靭性鋼。
3. 【請求項３】鉄または鉄合金からなるマトリックス中
   に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５
   〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、 鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完
   全に溶解する温度以上に加熱し、冷却、凝固時に前記化
   合物を晶出または析出させることにより、請求項１記載
   の高剛性高靭性鋼を製造する製造方法 。