JP4055657B2 - 靱性に優れた高剛性鋼およびその製造方法 - Google Patents
靱性に優れた高剛性鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用材料、ロボット用材料、スポーツ用品用材料等の剛性を必要とする構造部材に好適な高剛性鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術およびその問題点】
材料の開発は、材料の使われる用途が新たに創設されたり、あるいはこれまでの用途にさらなる材料特性が求められたりしてなされることが多い。例えば、自動車用材料の場合、今日、燃費向上を図るための軽量化や、乗り心地の向上が強く求められ、それを実現すべく、高剛性材料の需要が増えており、その開発も活発に行われている。
【０００３】
ところで、一般にヤング率で評価される鋼の剛性を向上させる手法として、
(i) 合金元素の添加 (Cr、Co、Re、など)
(ii)集合組織の利用
(iii) 高ヤング率粒子の分散
が挙げられる。しかしながら、鋼組成にCr、Ｃo を添加してもヤング率は高々数％しか向上しない。さらに、集合組織を利用した場合には、ヤング率の異方性が大きく、構造部材への適用には限界がある。それに対して、高いヤング率を有する粒子をマトリックスに分散させた場合には、等方的に高いヤング率を得ることができる。
【０００４】
従来技術にあっても、次のように各種の手法による高剛性鋼の製造方法が提案されてきている。
例えば、特許文献１にあっては、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、凝固させることで高ヤング率化合物を鉄または鉄合金中に晶出または析出させる方法が開示されている。
【０００５】
特許文献２には、所定の割合で合金原料を配合し、真空中または不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型またはセラミックス型へ鋳造することにより製造する方法が開示されている。
【０００６】
しかし、溶鋼から晶出する初晶粒子が粗大化すると、ヤング率が低下するだけでなく、靱性が大きく低下し、構造材料に適用できない。したがって、これらの従来方法では、凝固時の冷却速度を確保して初晶粒子の微細化を図るため、水冷鋳型、金属金型、セラミックス金型、などを用いて鋳造しているが、溶製量に限界があり、大型構造物の製造には適さない。
【０００７】
【特許文献１】
特開平10−68048 号公報
【特許文献２】
特開2001−59146 号公報
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述のような従来技術の問題点に着目してなされたものであって、高ヤング率粒子のサイズと分散状態を熱間加工により制御し、高ヤング率粒子を体積分率で５％以上含む鋼であっても、良好な靱性を有する高剛性鋼とその製造方法であり、例えば、自動車用材料、ロボット用材料、およびスポーツ用品用材料等、構造部材として好適な高剛性鋼とその製造方法である。
【０００９】
ここに、Ti、ＶとともにＢを含有する高剛性鋼では、凝固時、MB2 型硼化物 (ＭはTi、Ｖなどを意味する。結晶構造は六方晶構造) が初晶となる。このMB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不良である。しかしながら、本発明者らは、このMB2 型硼化物が分散する鋳造材に対し、所定の熱間加工を加えると、MB2 型硼化物はMB型硼化物 (ＭはTi、Ｖなどを意味する。結晶構造は斜方晶構造。) に形態変化し、このMB型硼化物は鋼中に均一分散し、鋼の靱性が改善されることを知り、本発明を完成した。
【００１０】
すなわち、本発明者らは、Ｖ、Ti、Ｂなどの合金元素を含む鋼の介在物や析出物の形態、熱力学的安定性等について種々検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
【００１１】
（ａ）周期律表でＴｉなどの第４ａ族元素、およびＶなどの第５ａ族元素とさらにＢを含有させた溶鋼においては、凝固時、六方晶構造であるＭＢ２型硼化物（ＭはＴｉ、Ｖなど）が晶出する。
【００１２】
（ｂ）ＭＢ２型硼化物は高ヤング率化合物であり、ＭＢ２型硼化物を含む鋼では高ヤング率が得られるが、ＭＢ２型硼化物の含有量が数％を超えると、靱性が著しく低下する。
【００１３】
（ｃ）ＭＢ２型硼化物を含む構造材に、下記の条件で熱間加工を加えると、ＭＢ２型硼化物はＭＢ型硼化物（斜方晶構造）に形態変化する。
加熱温度：１０７５℃以上
加工温度：９５０〜１０５０℃
圧下率 ：５〜２０％
歪速度 ：１０／ｓ以下
【００１４】
（ｄ）上記の熱間加工により得られたＭＢ型硼化物は球状であり、鋼中に均一分散する。このため、靱性の低下が少なく、含有量が数％を超えても良好な靱性を維持する。ＭＢ型硼化物も高ヤング率化合物であり、鋼の高ヤング率は維持される。
【００１５】
ここに、本発明は次の通りである。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上１．７％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｖ：１％以上１２％以下、Ｂ：０．５％以上３．２％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有し、斜方晶構造のＭＢ型硼化物と立方晶構造のＭＣ型炭化物（但し、ＭはＶ）とを総量で５．５％以上１３．３％以下含有することを特徴とする高剛性鋼。
【００１７】
（２）前記鋼組成がさらにＴｉを１２％以下含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶおよびＴｉより選択された１種以上であることを特徴とする上記（１）に記載の高剛性鋼。
【００１８】
（３）前記鋼組成がさらにＮｂ：５％以下およびＴａ：１％以下より選択された１種以上を含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａより選択された１種以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高剛性鋼。
【００１９】
（４）前記鋼組成がさらにＭｏ：２％以下を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高剛性鋼。
（５）前記鋼組成がさらにＣａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下およびＮｄ：０．００７％以下より選択された１種を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高剛性鋼。
【００２０】
（６）上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋳片を１０７５℃以上に加熱後、９５０〜１０５０℃の範囲で、１０／ｓ以下の歪速度、かつ圧下率５〜２０％で熱間加工を行う工程を含むことを特徴とする高剛性鋼の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
次に本発明の実施の形態を説明するが、本明細書において鋼組成を示す「％」および晶出物・析出物の総量は特にことわりがない限り、「質量％」を示すものである。
【００２２】
本発明は、内部に斜方晶構造であるＭＢ型硼化物を含有するが、そのときのＭＢ型硼化物は、溶製時の凝固に際して晶出したＭＢ２型硼化物に由来するものである。
【００２３】
上記MB型硼化物における金属Ｍは、Ｖ、Ti、NbおよびTaより選択された１種以上である。好ましくは、ＶおよびTiの組み合わせが剛性向上の点で好ましい。
このように、本発明にあっては、鋼母地に斜方晶構造であるMB型硼化物を含む。Ti、Ｖ、Ｂなどを含む鋼では、凝固過程でMB2 型硼化物 (六方晶構造) が安定に晶出する。しかしながら、MB2 型硼化物は粗大な板状の晶出物であり、MB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不芳である。一方、MB型硼化物は、通常の凝固条件では安定に晶出しないが、MB2 型硼化物を含む鋳造材に所定の熱間加工を施すことにより、MB2 型硼化物はMB型硼化物に変化する。MB型硼化物は、球状であり、鋼中に均一分散しやすい。このため、良好な靱性が得られる。
【００２４】
ここに、「MB2 型硼化物」とは、原子比で金属元素：硼素＝１：２で結合する六方晶構造の硼化物である。Ｍは、Ｖ、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VB2 、TiB2、NbB2、TaB2および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta)B2(かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＢと1:2 の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２５】
また、「MB型硼化物」とは、原子比で金属元素：硼素＝１：１で結合する斜方晶構造の硼化物である。Ｍは、Ｖ、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VB、TiB 、NbB 、TaB および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta) Ｂ (かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＢと１：１の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２６】
序いでながら、「MC型炭化物」とは、原子比で金属元素：炭素＝１：１で結合する立方晶構造の炭化物である。Ｍは、V 、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VC、TiC 、NbC 、TaC および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta) Ｃ (かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＣと１：１の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２７】
ここで、本発明の鋼組成の限定理由について説明する。
鋼の化学組成：
Ｃ：０．０３％以上１．７％以下
Ｃは、凝固時にＭＣ型炭化物を晶出させ、やはり凝固時に晶出するＭＢ２型硼化物の粗大化を抑制する。さらに、粒界を強化し、靱性の向上に寄与する。しかし、その含有量が０．０３％未満の場合には、上記の効果は得られない。一方、その含有量が１．７％を超えると、晶出した炭化物が粗大化しやすくなって、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃの含有量は０．０３％以上、１．７％以下とする。好ましい下限は、０．０５％である。上限は、好ましくは１．３％、より好ましくは１．０％である。
【００２８】
Si：0.05％以上0.5 ％以下
Siは脱酸に有効な元素であるが、その含有量が0.05％未満ではその効果が得難い。一方、0.5 ％を超えると、靱性に悪影響を及ぼすラーベス相が形成しやすくなる。したがって、Siの含有量は0.05％以上、0.5 ％以下とする。
【００２９】
Mn：0.2 ％以上1.5 ％以下
Mnは、鋼の不純物であるＳを固定して、熱間割れを抑制する。しかし、Mnの含有量が0.2 ％未満では、上記の効果が得られない。一方、その含有量が1.5 ％を超えると、かえって、粒界を弱化させ、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Mnの含有量は0.2 ％以上、1.5 ％以下とする。
【００３０】
Ｖ：１％以上12％以下
ＶはVB型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。また、Ｃ、Ｎと結合してＶ (Ｃ、Ｎ) などの炭窒化物を形成し、さらにヤング率を向上させる。しかし、Ｖの含有量が１％未満では、上記の効果が得られない。一方、その含有量が12％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Ｖの含有量は１％以上、12％以下とする。
【００３１】
Ｂ：0.5 ％以上3.2 ％以下
ＢはTi、Ｖなどの元素と結合して硼化物を形成する。Ti、Ｖなどの硼化物は高ヤング率を有するため、これらの硼化物を分散させることにより、鋼のヤング率が向上する。しかし、その含有量が0.5 ％未満の場合には、形成させる硼化物の量が少なく、所望のヤング率 (230GPa以上) が得られない。但し、後述する実施例の比較鋼Ｆの場合、MC型炭化物の析出によりヤング率が230GPa以上となっている。比較鋼Ｇでは、ヤング率が低くなっている。一方、その含有量が3.2 ％を超えると、硼化物が粗大化し、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｂの含有量は0.5 ％以上、3.2 ％以下とする。好ましい下限は0.7 ％、上限は2.3 ％である。
【００３２】
Ｎ：0.001 ％以上0.01％以下
ＮはＣとともにTi、Ｖなどと結合して炭窒化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。しかしながら、その含有量が0.001 ％未満の場合には、前記の効果が得られない。一方、その含有量が0.01％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は0.001 ％以上、0.01％以下とする。好ましくは、0.002 〜0.007 ％、さらに好ましくは0.002 〜0.005 ％である。
【００３３】
Ti：12％以下
TiはＶと同様にTiB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｃ、Ｎと結合してTi (Ｃ、Ｎ) などの炭窒化物を形成し、さらにヤング率を向上させる。したがって、必要に応じて添加される。添加する場合には、１％以上が望ましい。しかし、Tiの含有量が12％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Ti量の上限は12％とする。
【００３４】
Nb：５％以下
NbはＶと同様NbB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.05％以上が望ましい。しかし、５％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Nbの上限は５％とする。好ましくは、２％以下である。
【００３５】
Ta：１％以下
TaはNbと同様にTaB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.1 ％以上が望ましい。しかし、１％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Taの上限は１％とする。好ましくは、0.5 ％以下である。
【００３６】
Mo：２％以下
Moは、マトリックス中に固溶した状態で存在すると、粒界を強化して靱性を改善する作用を有する。したがって、必要に応じて２％以下添加する。下限は特に規定しないが、0.1 ％以上が望ましい。しかしながら、Moの含有量が２％を超えると、靱性に悪影響を及ぼす添加物が析出しやすくなる。したがって、上限は２％とする。
【００３７】
Ca：0.007 ％以下
Caは添加すれば、鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００３８】
Mg：0.007 ％以下
MgもCaと同様に、添加すれば鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００３９】
Nd：0.007 ％以下
NdもCaと同様に、添加すれば鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００４０】
さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの総量は、５〜１４％が好ましく、さらに７〜１２％がより好ましい。
本発明にかかる製造方法においては、実際の生産ラインでは転炉、真空溶解、プラズマ溶解等を使う通常の手段によって鋼を溶製すればよく、特に制限はないが、一般にはその後は熱間加工、そして必要により冷間加工を行い、所定の形状の材料とする。
【００４１】
すでに述べたように、Ti、Ｖ、Ｂなどを含む鋼では、凝固過程でMB2 型硼化物 (六方晶構造) が安定に晶出するが、MB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不芳である。そこで本発明にあっては、上述のような溶融法により得られたMB2 型硼化物を含む鋳造材に所定の熱間加工を施すことにより、MB2 型硼化物はMB型硼化物に変化させる。
【００４２】
もちろん、本発明にあっては粉末法により得られた鋼材に上述の熱間加工を行ってもよい。
加熱加工条件
MB型硼化物の形成が本発明のポイントである。このMB型硼化物を安定に析出させるためには、以下の熱間加工が必要である。以下、溶融法により得られる鋳造材を例にとって説明する。
【００４３】
加熱温度：1075℃以上
鋳片は1075℃以上に加熱する。加熱温度が1075℃より低い場合には、熱間加工時にMB2 型硼化物からMB型硼化物への形態変化が生じない。
【００４４】
加工温度：950 〜1050℃
圧下率：５〜20％
歪速度：10/s以下。
【００４５】
MB2 型硼化物からMB型硼化物への形態変化を生じさせるためには、950 〜1050℃の範囲で加工する。加工温度が950 ℃より低い場合には、十分な圧下率がとれず、また1050℃を越える場合には、MB型硼化物への形態変化が行われない。さらに、圧下率は５〜20％、歪速度は10/s以下でなければ、MB型硼化物は得られない。圧下率は、５％未満のときは、効率的ではなく、一方、20％を越えると、MB型硼化物への形態変化が行われないため、本発明では５〜20％に規定する。好ましくは10〜15％である。
【００４６】
なお、歪速度は低ければ低いほど好ましいが、生産効率の観点から、0.1/s 以上が望ましい。
ここに、圧下率は、次のように定義される。
【００４７】
すなわち、元板厚(h1)、製品板厚(h2)の場合、
圧下率 (ｒ) ＝ (h1−h2) ／｛(h1+h2)1/2｝×100(％)
また、歪み速度も次のように定義される。
【００４８】
すなわち、元板厚(h1)から製品板厚(h2)にまでｔ秒で加工された場合、
歪速度 (ε) ＝ (h1−h2) ／｛(h1+h2)1/2｝×1/t(1/S)
本発明により靱性に優れた高剛性鋼が得られるが、通常その形態は、板状であり、その場合の上記加工はロール圧延であるが、棒材、管材の場合には、上記加工は、孔型圧延または熱間押出が望ましい。
【００４９】
次に、本発明の作用効果を実施例によってさらに具体的に説明する。
【００５０】
【実施例】
本例では、表１に示す化学組成を有する鋼を、その合金成分のうちTiおよびＢ以外の原料を真空中で溶解し、その後、ＢまたはTiおよびＢ含有合金鉄 (フェロボロン) をこの順に添加して完全に溶解し、150kg の鋼塊を得た。鋼塊のサイズは、上側直径が225mm 、下側直径が190mm 、高さが500mm である。
【００５１】
得られた鋼塊の任意の部位から、40mm厚、80mm幅、200mm 長の熱延素材を採取し、熱延素材とした。この熱延素材を、表２に示す温度に加熱後、所定の温度、圧下率、歪速度で熱間加工を加えた。熱間圧延後の冷却は、空冷である。
【００５２】
このようにして得られた板材から試験片を採取し、晶出物・析出物の同定、ヤング率の測定、硬さの測定、抗折力の測定を実施した。
晶出物・析出物の同定は、板材から10％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液で得られた残渣のＸ線回折により行った。
【００５３】
晶出物・析出物の含有量は、10％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液で得られた残渣の定量分析を行って求めた。
【００５４】
ヤング率は、厚さが1.5mm 、幅が10mm、長さが60mmのヤング率測定用サンプルを用いて、通常の横共振法で共振周波数を測定することにより求めた。
抗折力は、直径５mm、長さ70mmの抗折力測定用サンプルを用い、支点間距離50mm、曲げ速度１mm／分で荷重を加え、破断するまでの荷重 (抗折荷重) を求めた。抗折荷重Ｐ[N] のとき、抗折力σ[MPa] は下式で与えられる。
【００５５】
抗折力σ＝８Ｐ・Ｌ/ π・ｄ3
硬さは、ビッカース硬さ試験(JISB 7774に準じる) を荷重10kgf で実施した。
【００５６】
結果および効果
表２から、本発明で定める加工条件で製造された試験番号１〜9 の鋼は、ヤング率230GPaを維持しながらも、高い抗折力を維持し、抗折力／硬さの比で靱性を評価すると、いずれも5.5 以上の値を有する。
【００５７】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｇを用いた試験番号１０〜１６、および鋼Ｎｏ．１、１、３、５を用いた試験番号１７〜２０は抗折力／硬さが４．８以下の値を有し、靱性が不芳である。
図１は、鋼の硬さと抗折力の関係を示す。比較鋼に比べ、本発明鋼では、硬さに対する抗折力が高い。
【００５８】
図２は、ヤング率と抗折力／硬さの比の関係を示す。ヤング率の増加に伴い、抵抗力／硬さの比は低下する傾向を示す。しかしながら、比較鋼に比べ本発明鋼では、ヤング率に対する抗折力／硬さの比が高い値を有する。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【発明の効果】
本発明により、高ヤング率粒子を５％以上含む鋼であっても、良好な靱性を有する高剛性鋼が比較的簡便な手段でもって、大量に得られ、例えば、自動車用材料、ロボット用材料、およびスポーツ用品用材料等、大型構造部材および其の他の構造物としても好適な高剛性鋼とその製造方法が提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼の硬さと抗折力の関係を示すグラフである。
【図２】ヤング率と抗折力／硬さの関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用材料、ロボット用材料、スポーツ用品用材料等の剛性を必要とする構造部材に好適な高剛性鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術およびその問題点】
材料の開発は、材料の使われる用途が新たに創設されたり、あるいはこれまでの用途にさらなる材料特性が求められたりしてなされることが多い。例えば、自動車用材料の場合、今日、燃費向上を図るための軽量化や、乗り心地の向上が強く求められ、それを実現すべく、高剛性材料の需要が増えており、その開発も活発に行われている。
【０００３】
ところで、一般にヤング率で評価される鋼の剛性を向上させる手法として、
(i) 合金元素の添加 (Cr、Co、Re、など)
(ii)集合組織の利用
(iii) 高ヤング率粒子の分散
が挙げられる。しかしながら、鋼組成にCr、Ｃo を添加してもヤング率は高々数％しか向上しない。さらに、集合組織を利用した場合には、ヤング率の異方性が大きく、構造部材への適用には限界がある。それに対して、高いヤング率を有する粒子をマトリックスに分散させた場合には、等方的に高いヤング率を得ることができる。
【０００４】
従来技術にあっても、次のように各種の手法による高剛性鋼の製造方法が提案されてきている。
例えば、特許文献１にあっては、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、凝固させることで高ヤング率化合物を鉄または鉄合金中に晶出または析出させる方法が開示されている。
【０００５】
特許文献２には、所定の割合で合金原料を配合し、真空中または不活性ガス雰囲気中で完全に溶融させた後、金型またはセラミックス型へ鋳造することにより製造する方法が開示されている。
【０００６】
しかし、溶鋼から晶出する初晶粒子が粗大化すると、ヤング率が低下するだけでなく、靱性が大きく低下し、構造材料に適用できない。したがって、これらの従来方法では、凝固時の冷却速度を確保して初晶粒子の微細化を図るため、水冷鋳型、金属金型、セラミックス金型、などを用いて鋳造しているが、溶製量に限界があり、大型構造物の製造には適さない。
【０００７】
【特許文献１】
特開平10−68048 号公報
【特許文献２】
特開2001−59146 号公報
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述のような従来技術の問題点に着目してなされたものであって、高ヤング率粒子のサイズと分散状態を熱間加工により制御し、高ヤング率粒子を体積分率で５％以上含む鋼であっても、良好な靱性を有する高剛性鋼とその製造方法であり、例えば、自動車用材料、ロボット用材料、およびスポーツ用品用材料等、構造部材として好適な高剛性鋼とその製造方法である。
【０００９】
ここに、Ti、ＶとともにＢを含有する高剛性鋼では、凝固時、MB2 型硼化物 (ＭはTi、Ｖなどを意味する。結晶構造は六方晶構造) が初晶となる。このMB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不良である。しかしながら、本発明者らは、このMB2 型硼化物が分散する鋳造材に対し、所定の熱間加工を加えると、MB2 型硼化物はMB型硼化物 (ＭはTi、Ｖなどを意味する。結晶構造は斜方晶構造。) に形態変化し、このMB型硼化物は鋼中に均一分散し、鋼の靱性が改善されることを知り、本発明を完成した。
【００１０】
すなわち、本発明者らは、Ｖ、Ti、Ｂなどの合金元素を含む鋼の介在物や析出物の形態、熱力学的安定性等について種々検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
【００１１】
（ａ）周期律表でＴｉなどの第４ａ族元素、およびＶなどの第５ａ族元素とさらにＢを含有させた溶鋼においては、凝固時、六方晶構造であるＭＢ２型硼化物（ＭはＴｉ、Ｖなど）が晶出する。
【００１２】
（ｂ）ＭＢ２型硼化物は高ヤング率化合物であり、ＭＢ２型硼化物を含む鋼では高ヤング率が得られるが、ＭＢ２型硼化物の含有量が数％を超えると、靱性が著しく低下する。
【００１３】
（ｃ）ＭＢ２型硼化物を含む構造材に、下記の条件で熱間加工を加えると、ＭＢ２型硼化物はＭＢ型硼化物（斜方晶構造）に形態変化する。
加熱温度：１０７５℃以上
加工温度：９５０〜１０５０℃
圧下率 ：５〜２０％
歪速度 ：１０／ｓ以下
【００１４】
（ｄ）上記の熱間加工により得られたＭＢ型硼化物は球状であり、鋼中に均一分散する。このため、靱性の低下が少なく、含有量が数％を超えても良好な靱性を維持する。ＭＢ型硼化物も高ヤング率化合物であり、鋼の高ヤング率は維持される。
【００１５】
ここに、本発明は次の通りである。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上１．７％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｖ：１％以上１２％以下、Ｂ：０．５％以上３．２％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有し、斜方晶構造のＭＢ型硼化物と立方晶構造のＭＣ型炭化物（但し、ＭはＶ）とを総量で５．５％以上１３．３％以下含有することを特徴とする高剛性鋼。
【００１７】
（２）前記鋼組成がさらにＴｉを１２％以下含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶおよびＴｉより選択された１種以上であることを特徴とする上記（１）に記載の高剛性鋼。
【００１８】
（３）前記鋼組成がさらにＮｂ：５％以下およびＴａ：１％以下より選択された１種以上を含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａより選択された１種以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高剛性鋼。
【００１９】
（４）前記鋼組成がさらにＭｏ：２％以下を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高剛性鋼。
（５）前記鋼組成がさらにＣａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下およびＮｄ：０．００７％以下より選択された１種を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高剛性鋼。
【００２０】
（６）上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋳片を１０７５℃以上に加熱後、９５０〜１０５０℃の範囲で、１０／ｓ以下の歪速度、かつ圧下率５〜２０％で熱間加工を行う工程を含むことを特徴とする高剛性鋼の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
次に本発明の実施の形態を説明するが、本明細書において鋼組成を示す「％」および晶出物・析出物の総量は特にことわりがない限り、「質量％」を示すものである。
【００２２】
本発明は、内部に斜方晶構造であるＭＢ型硼化物を含有するが、そのときのＭＢ型硼化物は、溶製時の凝固に際して晶出したＭＢ２型硼化物に由来するものである。
【００２３】
上記MB型硼化物における金属Ｍは、Ｖ、Ti、NbおよびTaより選択された１種以上である。好ましくは、ＶおよびTiの組み合わせが剛性向上の点で好ましい。
このように、本発明にあっては、鋼母地に斜方晶構造であるMB型硼化物を含む。Ti、Ｖ、Ｂなどを含む鋼では、凝固過程でMB2 型硼化物 (六方晶構造) が安定に晶出する。しかしながら、MB2 型硼化物は粗大な板状の晶出物であり、MB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不芳である。一方、MB型硼化物は、通常の凝固条件では安定に晶出しないが、MB2 型硼化物を含む鋳造材に所定の熱間加工を施すことにより、MB2 型硼化物はMB型硼化物に変化する。MB型硼化物は、球状であり、鋼中に均一分散しやすい。このため、良好な靱性が得られる。
【００２４】
ここに、「MB2 型硼化物」とは、原子比で金属元素：硼素＝１：２で結合する六方晶構造の硼化物である。Ｍは、Ｖ、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VB2 、TiB2、NbB2、TaB2および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta)B2(かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＢと1:2 の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２５】
また、「MB型硼化物」とは、原子比で金属元素：硼素＝１：１で結合する斜方晶構造の硼化物である。Ｍは、Ｖ、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VB、TiB 、NbB 、TaB および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta) Ｂ (かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＢと１：１の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２６】
序いでながら、「MC型炭化物」とは、原子比で金属元素：炭素＝１：１で結合する立方晶構造の炭化物である。Ｍは、V 、Ti、Nb、および／またはTaを意味し、VC、TiC 、NbC 、TaC および／または (Ｖ、Ti、Nb、Ta) Ｃ (かっこ内の元素が２種以上含まれ、合計量がＣと１：１の関係にあることを示す。以下同じ) の総称である。
【００２７】
ここで、本発明の鋼組成の限定理由について説明する。
鋼の化学組成：
Ｃ：０．０３％以上１．７％以下
Ｃは、凝固時にＭＣ型炭化物を晶出させ、やはり凝固時に晶出するＭＢ２型硼化物の粗大化を抑制する。さらに、粒界を強化し、靱性の向上に寄与する。しかし、その含有量が０．０３％未満の場合には、上記の効果は得られない。一方、その含有量が１．７％を超えると、晶出した炭化物が粗大化しやすくなって、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃの含有量は０．０３％以上、１．７％以下とする。好ましい下限は、０．０５％である。上限は、好ましくは１．３％、より好ましくは１．０％である。
【００２８】
Si：0.05％以上0.5 ％以下
Siは脱酸に有効な元素であるが、その含有量が0.05％未満ではその効果が得難い。一方、0.5 ％を超えると、靱性に悪影響を及ぼすラーベス相が形成しやすくなる。したがって、Siの含有量は0.05％以上、0.5 ％以下とする。
【００２９】
Mn：0.2 ％以上1.5 ％以下
Mnは、鋼の不純物であるＳを固定して、熱間割れを抑制する。しかし、Mnの含有量が0.2 ％未満では、上記の効果が得られない。一方、その含有量が1.5 ％を超えると、かえって、粒界を弱化させ、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Mnの含有量は0.2 ％以上、1.5 ％以下とする。
【００３０】
Ｖ：１％以上12％以下
ＶはVB型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。また、Ｃ、Ｎと結合してＶ (Ｃ、Ｎ) などの炭窒化物を形成し、さらにヤング率を向上させる。しかし、Ｖの含有量が１％未満では、上記の効果が得られない。一方、その含有量が12％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Ｖの含有量は１％以上、12％以下とする。
【００３１】
Ｂ：0.5 ％以上3.2 ％以下
ＢはTi、Ｖなどの元素と結合して硼化物を形成する。Ti、Ｖなどの硼化物は高ヤング率を有するため、これらの硼化物を分散させることにより、鋼のヤング率が向上する。しかし、その含有量が0.5 ％未満の場合には、形成させる硼化物の量が少なく、所望のヤング率 (230GPa以上) が得られない。但し、後述する実施例の比較鋼Ｆの場合、MC型炭化物の析出によりヤング率が230GPa以上となっている。比較鋼Ｇでは、ヤング率が低くなっている。一方、その含有量が3.2 ％を超えると、硼化物が粗大化し、靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｂの含有量は0.5 ％以上、3.2 ％以下とする。好ましい下限は0.7 ％、上限は2.3 ％である。
【００３２】
Ｎ：0.001 ％以上0.01％以下
ＮはＣとともにTi、Ｖなどと結合して炭窒化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。しかしながら、その含有量が0.001 ％未満の場合には、前記の効果が得られない。一方、その含有量が0.01％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は0.001 ％以上、0.01％以下とする。好ましくは、0.002 〜0.007 ％、さらに好ましくは0.002 〜0.005 ％である。
【００３３】
Ti：12％以下
TiはＶと同様にTiB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、Ｃ、Ｎと結合してTi (Ｃ、Ｎ) などの炭窒化物を形成し、さらにヤング率を向上させる。したがって、必要に応じて添加される。添加する場合には、１％以上が望ましい。しかし、Tiの含有量が12％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Ti量の上限は12％とする。
【００３４】
Nb：５％以下
NbはＶと同様NbB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.05％以上が望ましい。しかし、５％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Nbの上限は５％とする。好ましくは、２％以下である。
【００３５】
Ta：１％以下
TaはNbと同様にTaB 型硼化物を形成し、鋼のヤング率を高めるのに有効な元素である。さらに、凝固組織の微細化に寄与する。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.1 ％以上が望ましい。しかし、１％を超えると、硼化物や炭窒化物の粗大化を招き、靱性を劣化させる。したがって、Taの上限は１％とする。好ましくは、0.5 ％以下である。
【００３６】
Mo：２％以下
Moは、マトリックス中に固溶した状態で存在すると、粒界を強化して靱性を改善する作用を有する。したがって、必要に応じて２％以下添加する。下限は特に規定しないが、0.1 ％以上が望ましい。しかしながら、Moの含有量が２％を超えると、靱性に悪影響を及ぼす添加物が析出しやすくなる。したがって、上限は２％とする。
【００３７】
Ca：0.007 ％以下
Caは添加すれば、鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００３８】
Mg：0.007 ％以下
MgもCaと同様に、添加すれば鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００３９】
Nd：0.007 ％以下
NdもCaと同様に、添加すれば鋼の不純物であるＳおよびＯを固定して鋳造性や熱間加工性を高める。したがって、必要に応じて添加する。添加する場合には、0.004 ％以上が望ましい。しかし、その含有量が0.007 ％を超えると介在物が粗大化し、靱性を劣化させる。したがって、上限は0.007 ％とする。
【００４０】
さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの総量は、５〜１４％が好ましく、さらに７〜１２％がより好ましい。
本発明にかかる製造方法においては、実際の生産ラインでは転炉、真空溶解、プラズマ溶解等を使う通常の手段によって鋼を溶製すればよく、特に制限はないが、一般にはその後は熱間加工、そして必要により冷間加工を行い、所定の形状の材料とする。
【００４１】
すでに述べたように、Ti、Ｖ、Ｂなどを含む鋼では、凝固過程でMB2 型硼化物 (六方晶構造) が安定に晶出するが、MB2 型硼化物を含む鋼の靱性は不芳である。そこで本発明にあっては、上述のような溶融法により得られたMB2 型硼化物を含む鋳造材に所定の熱間加工を施すことにより、MB2 型硼化物はMB型硼化物に変化させる。
【００４２】
もちろん、本発明にあっては粉末法により得られた鋼材に上述の熱間加工を行ってもよい。
加熱加工条件
MB型硼化物の形成が本発明のポイントである。このMB型硼化物を安定に析出させるためには、以下の熱間加工が必要である。以下、溶融法により得られる鋳造材を例にとって説明する。
【００４３】
加熱温度：1075℃以上
鋳片は1075℃以上に加熱する。加熱温度が1075℃より低い場合には、熱間加工時にMB2 型硼化物からMB型硼化物への形態変化が生じない。
【００４４】
加工温度：950 〜1050℃
圧下率：５〜20％
歪速度：10/s以下。
【００４５】
MB2 型硼化物からMB型硼化物への形態変化を生じさせるためには、950 〜1050℃の範囲で加工する。加工温度が950 ℃より低い場合には、十分な圧下率がとれず、また1050℃を越える場合には、MB型硼化物への形態変化が行われない。さらに、圧下率は５〜20％、歪速度は10/s以下でなければ、MB型硼化物は得られない。圧下率は、５％未満のときは、効率的ではなく、一方、20％を越えると、MB型硼化物への形態変化が行われないため、本発明では５〜20％に規定する。好ましくは10〜15％である。
【００４６】
なお、歪速度は低ければ低いほど好ましいが、生産効率の観点から、0.1/s 以上が望ましい。
ここに、圧下率は、次のように定義される。
【００４７】
すなわち、元板厚(h1)、製品板厚(h2)の場合、
圧下率 (ｒ) ＝ (h1−h2) ／｛(h1+h2)1/2｝×100(％)
また、歪み速度も次のように定義される。
【００４８】
すなわち、元板厚(h1)から製品板厚(h2)にまでｔ秒で加工された場合、
歪速度 (ε) ＝ (h1−h2) ／｛(h1+h2)1/2｝×1/t(1/S)
本発明により靱性に優れた高剛性鋼が得られるが、通常その形態は、板状であり、その場合の上記加工はロール圧延であるが、棒材、管材の場合には、上記加工は、孔型圧延または熱間押出が望ましい。
【００４９】
次に、本発明の作用効果を実施例によってさらに具体的に説明する。
【００５０】
【実施例】
本例では、表１に示す化学組成を有する鋼を、その合金成分のうちTiおよびＢ以外の原料を真空中で溶解し、その後、ＢまたはTiおよびＢ含有合金鉄 (フェロボロン) をこの順に添加して完全に溶解し、150kg の鋼塊を得た。鋼塊のサイズは、上側直径が225mm 、下側直径が190mm 、高さが500mm である。
【００５１】
得られた鋼塊の任意の部位から、40mm厚、80mm幅、200mm 長の熱延素材を採取し、熱延素材とした。この熱延素材を、表２に示す温度に加熱後、所定の温度、圧下率、歪速度で熱間加工を加えた。熱間圧延後の冷却は、空冷である。
【００５２】
このようにして得られた板材から試験片を採取し、晶出物・析出物の同定、ヤング率の測定、硬さの測定、抗折力の測定を実施した。
晶出物・析出物の同定は、板材から10％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液で得られた残渣のＸ線回折により行った。
【００５３】
晶出物・析出物の含有量は、10％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液で得られた残渣の定量分析を行って求めた。
【００５４】
ヤング率は、厚さが1.5mm 、幅が10mm、長さが60mmのヤング率測定用サンプルを用いて、通常の横共振法で共振周波数を測定することにより求めた。
抗折力は、直径５mm、長さ70mmの抗折力測定用サンプルを用い、支点間距離50mm、曲げ速度１mm／分で荷重を加え、破断するまでの荷重 (抗折荷重) を求めた。抗折荷重Ｐ[N] のとき、抗折力σ[MPa] は下式で与えられる。
【００５５】
抗折力σ＝８Ｐ・Ｌ/ π・ｄ3
硬さは、ビッカース硬さ試験(JISB 7774に準じる) を荷重10kgf で実施した。
【００５６】
結果および効果
表２から、本発明で定める加工条件で製造された試験番号１〜9 の鋼は、ヤング率230GPaを維持しながらも、高い抗折力を維持し、抗折力／硬さの比で靱性を評価すると、いずれも5.5 以上の値を有する。
【００５７】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｇを用いた試験番号１０〜１６、および鋼Ｎｏ．１、１、３、５を用いた試験番号１７〜２０は抗折力／硬さが４．８以下の値を有し、靱性が不芳である。
図１は、鋼の硬さと抗折力の関係を示す。比較鋼に比べ、本発明鋼では、硬さに対する抗折力が高い。
【００５８】
図２は、ヤング率と抗折力／硬さの比の関係を示す。ヤング率の増加に伴い、抵抗力／硬さの比は低下する傾向を示す。しかしながら、比較鋼に比べ本発明鋼では、ヤング率に対する抗折力／硬さの比が高い値を有する。
【００５９】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明により、高ヤング率粒子を５％以上含む鋼であっても、良好な靱性を有する高剛性鋼が比較的簡便な手段でもって、大量に得られ、例えば、自動車用材料、ロボット用材料、およびスポーツ用品用材料等、大型構造部材および其の他の構造物としても好適な高剛性鋼とその製造方法が提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼の硬さと抗折力の関係を示すグラフである。
【図２】ヤング率と抗折力／硬さの関係を示すグラフである。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０３％以上１．７％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．５％以下、Ｖ：１％以上１２％以下、Ｂ：０．５％以上３．２％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼組成を有し、斜方晶構造のＭＢ型硼化物と立方晶構造のＭＣ型炭化物（但し、ＭはＶ）とを総量で５．５％以上１３．３％以下含有することを特徴とする高剛性鋼。
- 前記鋼組成がさらにＴｉを１２％以下含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶおよびＴｉより選択された１種以上であることを特徴とする請求項１に記載の高剛性鋼。
- 前記鋼組成がさらにＮｂ：５％以下およびＴａ：１％以下より選択された１種以上を含有し、前記ＭＢ型硼化物およびＭＣ型炭化物におけるＭがＶ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴａより選択された１種以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高剛性鋼。
- 前記鋼組成がさらにＭｏ：２％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高剛性鋼。
- 前記鋼組成がさらにＣａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下およびＮｄ：０．００７％以下より選択された１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高剛性鋼。
- 請求項１ないし５のいずれかに記載の鋼組成を有する鋳片を１０７５℃以上に加熱後、９５０〜１０５０℃の範囲で、１０／ｓ以下の歪速度、かつ圧下率５〜２０％で熱間加工を行う工程を含むことを特徴とする高剛性鋼の製造方法。
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