JPH11269541A

JPH11269541A - 疲労特性に優れた高強度鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH11269541A
Application number: JP7575698A
Authority: JP
Inventors: Katsuyuki Iihara; 勝之飯原; Shoichi Kadani; 昇一甲谷
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1998-03-24
Filing date: 1998-03-24
Publication date: 1999-10-05
Anticipated expiration: 2018-03-24
Also published as: JP4210362B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】亀裂伝播抵抗を向上させた高強度鋼の提供。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０、Ｃ
ｒ：０．１０〜２．００、Ｍｏ：０．１０〜１．００、
Ｎｉ：０．１０〜３．００、Ｎ：０．０００５〜０．０
２、酸可溶Ａｌ：０．０１０〜０．１０で、以下、Ｓ
ｉ：３．００、Ｍｎ：１．５０、Ｃｕ：０．５０、Ｏ：
０．０１、Ｐ：０．２０、Ｓ：０．０１０以下で、式、
Ｍｓ＝５００−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−３５×Ｖ
％−２０×Ｃｒ％−２０×Ｎｉ％−１０×Ｍｏ％＋３０
×Ａｌ％で定義されるＭｓ点が１００℃以上となるよう
に成分調整した連鋳スラブを熱間圧延してベイナイト組
織にした後、焼鈍により炭化物の平均粒径を１μｍ以下
に調整した鋼板を８００〜１１００℃でオーステナイト
化し、次いでＭｓ点以下室温まで急冷し、次いで２００
〜６００℃で焼き戻す、疲労特性に優れた高強度鋼の製
造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、亀裂伝播抵抗が高く、
刃物や工具、或いはチェーン，歯車等の各種機械部品と
して好適な強度及び靭性をもつ高強度高靭性鋼を製造す
る方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高炭素鋼等の高硬度材料は、各種機械部
品，刃物，工具等の広範な分野で使用されている。この
種の部品に要求される機械的特性には、高硬度，高強
度，高靭性，高疲労強度，耐摩耗性等がある。疲労特性
や耐摩耗性は、一般的に硬さや強度を高めることにより
向上する。しかし、硬さや強度を上昇させると、それに
伴い靭性が低下し、特に切欠き感受性の上昇に起因した
問題が大きくなる。各種機械部品等に使用される部材の
多くは、製造工程で先ず素材から打抜き，切削加工等に
よって部材形状に成形された後、熱処理によって調質さ
れる。その際、工業的な大量生産ラインにおいては表面
疵の保証が非常に困難である。たとえば、チェーンのリ
ンクプレートは、コイル状素材原板の高速打抜きにより
成形されることが通常である。打抜き後の素材端面に二
次剪断面及びそれに伴ったムシレが多発するが、これら
を完全に除去することなく製品としての使用に供するこ
とが通常である。

【０００３】生成した二次剪断面やムシレは、切欠き，
初期亀裂等として作用し、リンクプレートの靭性を著し
く低下させる原因となる。また、チェーンの高強度化を
図るためリンクプレート用材料の硬さを高めるとき、打
抜き端面の性状に起因する切欠き感受性が一層高くな
り、脆性破壊の危険を増大させる。機械部品用鋼で、引
張強さが１５００ＭＰａ以上、或いは硬さが４５ＨＲＣ
以上の高強度材を得る場合、部品成形後の熱処理により
調質することが一般的である。しかし、焼入れ・焼戻し
で得られる金属組織は、焼戻しマルテンサイト組織であ
り、亀裂伝播抵抗が低い。焼入れ・焼戻し処理によらな
い高強度鋼の強化法として、恒温変態処理による方法が
開発されている。たとえば、特公昭５１−２９４９２号
公報では、低合金炭素鋼をマルテンサイト変態温度以上
の温度に恒温保持することにより、ベイナイト組織をも
つ鋼板を製造している。得られた鋼板は、硬さＨＶ４７
３及び引張強さ１５３３ＭＰａで高い延性を示す。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ベイナイト化によって
更に引張強さを向上させるためには、恒温変態温度を下
げる必要がある。しかし、この方法では、恒温保持温度
がマルテンサイト変態温度以上に限定されているため
に、得られる引張強さに自ら限界が生じる。このような
ことから、この方法では、引張強さが１５００ＭＰａを
超える鋼板が得られない。恒温変態処理によって高強度
化する方法として、特公昭６４−８０５１号公報に「引
上げオーステンパー法」と称する方法が開示されてい
る。この方法は、オーステナイト化した鋼をマルテンサ
イト変態点以下に一旦焼き入れ、その後にベイナイト変
態温度に再加熱することにより、組織中にマルテンサイ
トを混在させて強度を高めようとするものである。しか
し、この方法は、三段階の熱処理を必要とし、温度管理
及び時間管理が厳密であるために連続熱処理ライン以外
では生産効率が悪い。

【０００５】また、Ａｌ，Ｎ量を規制して結晶粒の微細
化及び浸炭加熱時の粗大化防止を図り、Ｍｏ，Ｖの添加
により靭性や疲労強度を向上させた肌焼き鋼（特開平１
−２４７５６１号公報），焼戻しでＭｏ₂ Ｃ，Ｖ₄ Ｃ₃
等の析出炭化物を微細化することにより疲労強度を向上
させた構造用鋼（特開平４−６６６４６号公報）等も知
られている。しかし、特開平１−２４７５６１号公報，
特開平４−６６６４６号公報では窒化又は浸炭を前提に
しており、材料の芯部硬さは４５ＨＲＣ程度を上限とし
ているが、より高強度の材料に対する疲労強度向上策に
ついては開示されていない。本発明は、このような問題
を解消すべく案出されたものであり、特定された成分調
整及び熱処理条件の組合せにより、引張強さが１５００
ＭＰａを超え、しかも優れた亀裂伝播抵抗を示す高強度
高靭性鋼を得ることを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｃ：０．３０〜０．８０重量
％，Ｓｉ：３．００重量％以下，Ｍｎ：１．５０重量％
以下，Ｃｒ：０．１０〜２．００重量％，Ｍｏ：０．１
０〜１．００重量％，Ｎｉ：０．１０〜３．００重量
％，Ｃｕ：０．５０重量％以下，Ｎ：０．０００５〜
０．０２重量％，Ｏ：０．０１重量％以下，Ｐ：０．０
２０重量％以下，Ｓ：０．０１０重量％以下，酸可溶Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０重量％を含み、式（１）で定
義されるＭ_S 点が１００℃以上となるように成分調整し
た連鋳スラブを熱間圧延してベイナイト組織にした後、
焼鈍により炭化物の平均粒径を１μｍ以下に調整した鋼
板を８００〜１１００℃でオーステナイト化し、次いで
Ｍ_S 点以下室温まで急冷し、次いで２００〜６００℃で
焼き戻すことを特徴とする。Ｍ_S ＝５００−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−３５×Ｖ％−２０×Ｃｒ％ −２０×Ｎｉ％−１０×Ｍｏ％＋３０×Ａｌ％・・・・（１）

【０００７】また、式（１）で定義されるＭ_S が５０〜
３５０℃となるように成分調整した場合、オーステナイ
ト化温度に加熱した後の急冷及び焼戻しに替えて、２０
０〜４５０℃以下で且つＭ_S 点以下又は（Ｍ_S 点＋５０
℃）以上の温度域まで急冷し、次いで該温度域に１０〜
１２０分保持する処理を採用することもできる。本発明
で使用される鋼材は、更にＶ：０．０１〜０．５０重量
％，Ｔｉ：０．０１〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１
〜０．２０重量％，Ｂ：０．０００５〜０．０１０重量
％の１種又は２種以上を含むこともできる。また、オー
ステナイト化処理に先立って、焼鈍及び冷間圧延を施し
ても良い。

【０００８】

【作用】本発明においては、所定の成分，組織に調整し
た鋼材をオーステナイト化した後、焼入れ・焼戻し又は
急冷後の恒温保持で旧オーステナイト粒界の強靭化及び
旧オーステナイト粒径の微細化を図ることにより亀裂伝
播抵抗を大きくしている。換言すれば、成分及び組織の
調整と焼入れ・焼戻し又は急冷後の恒温保持との特定さ
れた組合せにより、高強度及び高靭性を呈する複合組織
としている。このように製造された鋼が優れた亀裂伝播
抵抗を示すメカニズムは明確ではないが、次のように推
察される。合金成分の含有量を適切に調整し、且つマル
テンサイト変態点以下の温度に焼入れ・焼戻し又は恒温
保持するとき、焼入れ・焼戻しでは焼戻しマルテンサイ
ト，高温保持では下部ベイナイト相又は下部ベイナイト
相と焼戻しマルテンサイトの混合組織が生成する。

【０００９】このうち、焼戻しマルテンサイトは、旧オ
ーステナイト粒径の微細化によりマルテンサイトのパケ
ットが微細になり、粒度と共に靭性が増す。また、下部
ベイナイトは、旧オーステナイト粒界破壊に起因した脆
性破壊を効果的に抑制する。本発明においては、何れの
金属組織をもっていても目標とする強度，靭性が得られ
る。金属組織に及ぼす成分の影響をみると、Ｐ含有量の
低減又はＢの添加は旧オーステナイト粒界の強度を高
め、粒界破壊を抑制する。しかし、Ｐ低減又はＢ添加の
みでは、亀裂伝播抵抗の改善が不十分である。そこで、
Ｃｒ，Ｍｏに加えてＮｉ，Ｃｕ等を添加することにより
粒内のマトリックスの強度，靭性を高め、更にＶ，Ｎ，
Ｎｂ，Ｔｉ等を添加して旧オーステナイト粒界を微細化
すると、亀裂伝播抵抗が効果的に向上する。すなわち、
旧オーステナイト粒界を強化すると共にし更に粒径を微
細化すると共に、粒内の強度，靭性を高め、更に粒径を
微細化することにより、亀裂伝播抵抗が大幅に向上す
る。また、恒温保持の場合、旧オーステナイト粒径の微
細化によってベイナイト変態が促進されるため、熱処理
時間も短縮される。

【００１０】

【実施の形態】以下、本発明の鋼材に含まれる合金成
分，含有量等を説明する。Ｃ：０．３０〜０．８０重量％鋼材の強度及び靭性に影響を及ぼす基本的な合金元素で
あり、１５００ＭＰａを超える引張強さを得るためには
０．３０重量％以上のＣ含有量が必要である。しかし、
Ｃ含有量が０．８０重量％を超えると、不可避的に粒界
セメンタイトが析出し、靭性を低下させる。Ｓｉ：３．００重量％以下鋼の脱酸元素として添加され、焼入れ性を高め、フェラ
イトの固溶強化元素としても有効であり、熱処理時に炭
化物の析出を遅延させる効果があるが、熱延や焼鈍、更
には熱処理において表面直下に内部酸化を生じる原因に
もなる元素である。内部酸化を防止するため、Ｓｉ含有
量の上限を３．００重量％に設定した。また、鋼の脱酸
はＭｎ，Ａｌ等の他の元素でも補われるので、基本的に
Ｓｉ無添加でも構わない。

【００１１】Ｍｎ：１．５０重量％以下脱酸元素として添加される合金成分であり、焼入れ性を
高める作用を呈する。しかし、Ｍｎ系の非金属介在物を
形成し、縞状組織を発達させて靭性を低下させる傾向を
示す。そのため、本発明においては、Ｍｎ含有量の上限
を１．５０重量％に設定した。なお、脱酸にはＳｉ，Ａ
ｌ等の他の元素を使用することができるので、Ｍｎは基
本的には無添加でもよい。Ｃｒ：０．１０〜２．００重量％鋼の焼入れ性，強度，靭性の向上に有効な合金元素であ
り、焼鈍中に黒鉛化を防止する作用も呈する。また、パ
ーライト変態を遅延させる作用もある。熱延時にベイナ
イト単相組織を得るための十分なパーライト変態遅延効
果を確保するためには、０．１０重量％以上のＣｒ含有
量が必要である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００重量％
を超えると、却って靭性が低下し、また球状化焼きなま
しも困難になり、中間製品の製造性が著しく悪くなる。

【００１２】Ｍｏ：０．１０〜１．００重量％Ｃｒと同様に鋼材の焼入れ性，強度，靭性を向上させる
元素として有効な合金成分である。また、６００℃以下
でのパーライト変態を著しく遅延させる作用を呈する。
熱延時にベイナイト単相組織を得るための十分なパーラ
イト変態遅延効果を確保するためには、０．１０重量％
以上のＭｏ含有量が必要である。しかし、１．００重量
％を超える多量のＭｏが含まれると、却って靭性が低下
し、また球状化焼きなましも困難になり、中間製品の製
造性が著しく悪くなる。Ｎｉ：０．１０〜３．００重量％鋼の焼入れ性及び焼入れ後の靭性向上に有効な合金成分
である。Ｎｉ添加によって強度及び靭性が向上するた
め、疲労強度が改善される。このような効果は、０．１
０重量％以上のＮｉ含有量で顕著になるが、強度，靭
性，亀裂伝播抵抗を向上させる効果は３．００重量％で
飽和する。

【００１３】Ｃｕ：０．５０重量％以下Ｎｉと同様の効果をもち、補助的に添加される合金成分
である。しかし、過剰添加は熱間脆性の原因となるの
で、本発明においてはＣｕ含有量の上限を０．５０重量
％に設定した。Ｎ：０．０００５〜０．０２重量％Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ等と窒化物や炭窒化物を形成し、
オーステナイト粒を微細化する効果を発揮する。このよ
うなＮの効果は、これら元素と複合添加されるとき０．
０００５重量％以上の含有量で顕著となる。しかし、
０．０２重量％を超えるＮ含有量では、微細化効果が飽
和し、却って靭性，疲労特性，溶接性等を低下させる悪
影響が現れる。

【００１４】Ｏ：０．０１重量％以下Ａｌ₂ Ｏ₃ 等の非金属介在物を形成し、焼入れ・焼戻し
後の靭性を低下させ、疲労特性にも悪影響を及ぼす。そ
こで、本発明においてはＯ含有量の上限を０．０１重量
％に設定した。Ｐ：０．０２０重量％以下結晶粒界に偏析し、焼入れ・焼戻し後の靭性を低下させ
る有害元素であることから、Ｐ含有量は可能な限り低い
方が好ましい。しかし、Ｐ含有量を極端に低減すること
は、製造コストを上昇させる原因となる。そこで、本発
明においては、靭性低下に実質的な悪影響を及ぼさない
範囲を調査し、Ｐ含有量の上限を０．０２０重量％に設
定した。

【００１５】Ｓ：０．０１０重量％以下ＭｎＳ等の非金属介在物を形成し、鋼材の加工性，強
度，靭性等に悪影響を及ぼす。特に圧延材においてはＭ
ｎＳが圧延方向に展伸するため、鋼板の加工性，強度，
靭性に面内異方性が大きく現れる。これらの悪影響を防
止するためには、Ｓ含有量を０．０１０重量％以下に抑
える必要がある。酸可溶Ａｌ：０．０１０〜０．１０重量％Ａｌは、鋼の脱酸剤として有効な合金元素であり、更に
鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、熱処理時にオース
テナイト結晶粒の異常成長を抑制する作用を呈する。こ
れらの作用は、酸可溶Ａｌとして０．０１０重量％以上
で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える多量の
酸可溶Ａｌを含有させても、Ａｌの添加効果は飽和し、
製造コストの上昇やＡｌに起因する表面疵の増加等の欠
陥が発生し易くなる。

【００１６】Ｖ：０．０１〜０．５０重量％必要に応じて添加される合金成分であり、鋼中で炭化物
を形成し、強度及び靭性を向上させると共に、旧オース
テナイト結晶粒径を微細にする作用によって亀裂伝播抵
抗を向上させる。このような作用・効果は、０．０１重
量％以上のＶを含有させるとき顕著になる。しかし、
０．５０重量％を超える多量のＶが含まれると、強度，
靭性，亀裂伝播抵抗を向上させる効果が飽和し、却って
中間製品の製造性が著しく劣化する。Ｔｉ：０．０１〜０．１０重量％必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理時に固
溶しにくい炭窒化物を形成し、焼入れ加熱時のオーステ
ナイト結晶粒の粗大化を抑制し、亀裂伝播抵抗を高める
作用を呈する。また、鋼中Ｎを固定することから、添加
されたＢの有効量確保にも有効である。このようなＴｉ
の作用は、０．０１重量％以上の含有量で顕著になる。
しかし、０．１０重量％を超える多量のＴｉ含有は、粗
大な窒化物が形成される原因となり、靭性の低下を招
く。

【００１７】Ｎｂ：０．０１〜０．２０重量％必要に応じて添加される合金成分であり、安定な炭窒化
物を形成し、Ｖ，Ｔｉと同様に焼入れ時の結晶粒の粗大
化を抑制し、靭性の劣化を防止する作用を呈する。この
ような作用を得るためには、０．０１重量％以上のＮｂ
含有量が必要である。しかし、０．２０を超える多量の
Ｎｂを含有させると、マトリックスに対する炭化物の固
溶が減少し、強度低下を招く原因となる。Ｂ：０．０００５〜０．０１０重量％必要に応じて添加される合金成分であり、焼入れ性を向
上させると共に、結晶粒界へのＰの偏析を抑制し、粒界
破壊に起因する靭性の低下を防止する作用を呈する。こ
のような作用は、０．０００５重量％以上のＢ添加で顕
著になり、０．０１０重量％で飽和する。Ｂを添加する
場合、添加したＢが鋼中のＮと反応して窒化物ＢＮにな
るとＢ添加の効果が発現されないので、Ｔｉの複合添加
により鋼中ＮをＴｉＮとして固定することが好ましい。

【００１８】本発明においては、転炉，電気炉等で溶製
した後、真空脱ガス装置を経て以上のように成分調整
し、連続鋳造により連鋳スラブを得る。次いで、高温の
連鋳スラブをそのまま、或いは室温まで冷却した連鋳ス
ラブを再加熱して熱間圧延する。得られた熱延板は、必
要に応じて焼鈍及び冷間圧延を繰返し施した後、所望の
板厚の製品にされる。このときの素材鋼板の平均炭化物
粒径が１μｍを超えると、鋼板の熱処理時に炭化物が固
溶不足になり、マトリックスの強度が不均一になるばか
りか、板形状を劣化させる場合がある。その結果、たと
えば刃物基板用鋼板の製造では、その後に基板を研磨及
び矯正する工程の作業が困難になり、熱処理品の材質特
性も劣化させる。他方、炭化物の分布が微細均一である
と、打抜き加工の際に打抜き面の性状が優れ、たとえば
チェーンリンク等の打抜き部品として使用する場合に疲
労寿命の向上につながる。また、打抜き工具の損耗も少
なくなり、長寿命化する。

【００１９】この点、本発明にあっては、熱延組織をベ
イナイト化することにより、焼鈍時に炭化物の分解，球
状化が微細均一に進行し、平均粒径１μｍ以下の炭化物
にすることができる。したがって、打抜き加工性及び熱
処理品の形状に優れた鋼板が得られる。特開平１−２４
７５６１号公報は、窒化を前提としており、材料芯部の
硬さは３００〜４５０ＨＶ，すなわち４５ＨＲＣ以下を
目標としている。また、特開平４−６６６４６号公報
は、浸炭・窒化を前提としており、強度水準も４０〜４
２ＨＲＣ程度の例が示されている。これに対し、本発明
は、表面効果処理を必要とすることなく、強度水準４５
ＨＲＣ以上のより高強度の材料を得ることを目標として
いる。

【００２０】本発明で得られる鋼板は、熱処理して使用
される。このときのオーステナイト化温度が８００℃に
満たないと、熱処理前に鋼中に形成された炭化物が十分
に固溶していないため、目標とする強度及び靭性が得ら
れない。また、１１００℃を超える温度域では、オース
テナイト粒が極度に粗大化するため、十分な亀裂伝播抵
抗が得られない。このようなことから、８００〜１１０
０℃の範囲にオーステナイト化温度を設定する必要があ
る。鋼材のＭ_S 点は成分系によって異なるが、本発明で
規定した成分系では前式（１）に従ってＭ_S 点が得られ
ることが調査・研究の結果として判明した。

【００２１】焼入れ・焼戻し処理では、Ｍ_S 点が１００
℃に達しないと、焼入れ後に未変態オーステナイトが残
留し易く不安定な組織となるため、強度や靭性が低下す
る場合がある。また、焼戻し温度が２００℃に達しない
と、十分な靭性が得られず、亀裂伝播抵抗も低い。逆に
６００℃を超える焼戻し温度では、１５００ＭＰａの引
張強さが得られない。恒温保持処理で１５００ＭＰａ以
上の引張強さをもつベイナイト組織を得るためには、保
持温度を調節する必要がある。恒温保持処理した鋼材の
引張強さと保持温度との関係は、低合金炭素鋼の場合で
は成分系に拘らずほぼ一定しているが、本発明に従った
成分系の鋼では４５０℃以下で保持することにより１５
００ＭＰａの引張強さが確保される。

【００２２】保持温度がＭ_S 点直上である場合、ベイナ
イト変態速度が著しく低下する。この温度域で恒温保持
すると、ベイナイト変態が不十分になり、保持処理終了
後の冷却段階で未変態オーステナイトがマルテンサイト
変態を起こし易い。このとき精製するマルテンサイト
は、不安定な残留オーステナイトを伴ったＭＡ相と称さ
れるものであり、靭性に乏しい。この点からＭ_S 点直上
での恒温保持は、材料の靭性を低下させるため好ましく
ない。これに対し、Ｍ_S 点直下の温度で恒温保持する
と、保持温度に焼入れされたときに生成するマルテンサ
イトが直ちに焼き戻され、靭性が向上する。また、未変
態オーステナイトは、迅速に下部ベイナイトに変態す
る。したがって、Ｍ_S 点直下の温度で恒温保持すること
により、靭性の高い材料が得られる。しかし、２００℃
を下回る保持温度では冷却時に生成するマルテンサイト
の靭性が低下する。逆に４５０℃を超える恒温保持温度
では、マルテンサイトが生成しないためベイナイト変態
を促進させる効果が得られず、また下部ベイナイトが得
られなくなり、上部ベイナイトが生じるため靭性が低下
する。

【００２３】恒温保持処理の場合、Ｍ_S 点が５０℃に達
しないと、下部ベイナイトを生成するための保持温度が
低くなり、著しい変態速度の低下によって不安定で靭性
の乏しい組織になる。保持温度を上げると、粗い上部ベ
イナイトが生成し、靭性が低下する。また、Ｍ_S 点が３
５０℃を超えると、下部ベイナイトを得るためのマルテ
ンサイト量が過剰になり、靭性が低下する。所定のＭ_S
点に成分調整した鋼を２００〜４００℃で且つＭ_S 点以
下又は（Ｍ _S 点＋５０℃）以上の温度域に１０〜１２０
分保持するとき、十分な量の下部ベイナイトが得られ
る。恒温保持による効果は、１２０分で飽和し、それ以
上の時間をかけて保持しても特性の実質的な向上がみら
れない。

【００２４】

【実施例１】表１に示した組成及びＭ_S 点をもつ鋼を転
炉で溶製し、スラブに連続鋳造した。この連鋳スラブを
通常のホットストリップミルで熱間圧延し、板厚３．５
ｍｍの熱延板を製造した。得られた熱延板を酸洗後、球
状化焼鈍を施し、表２に示した焼入れ・焼戻し処理を施
した。

【００２５】

【００２６】

【００２７】熱処理後の各種鋼材について、硬さ，引張
強さ，旧オーステナイト粒度番号，亀裂伝播抵抗値を調
査した。亀裂伝播抵抗の評価には、素材鋼板から４５ｍ
ｍ×１８０ｍｍの試験片を切り出し、図１に示す寸法で
中央部に開けた孔部に放電加工によって溝部を付けたも
のを使用した。この試験片に油圧式疲労試験機で繰返し
引張荷重を加えることにより、疲労予亀裂を付与した。
その後、熱処理を施して調質し、引張試験に供した。亀
裂伝播抵抗値には、引張試験における破断までの最大荷
重を初期断面積で除した値を使用した。調査結果を、表
３に示す。また、各鋼材の熱延金属組織を表４に示す。

【００２８】

【００２９】

【００３０】表３にみられるように、本発明で規定した
組成を満足しない比較鋼Ａは、Ｃ含有量が低いことから
１５００ＭＰａ以上の引張強さが得られなかった。比較
鋼Ｂは、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕを含まず、またベイナ
イトではなくフェライト＋パーライトの熱延金属組織を
もつため、熱処理前の平均炭化物粒径が１μｍを超えて
おり、結果として低い靭性を示している。比較鋼Ｃは、
Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不純物含有量が多いため靭性が低く
なっている。比較鋼Ｄは、Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉを
過剰に含み、またＭ_S 点が低く、残留オーステナイトを
含む不安定な組織になっているため、１５００ＭＰａ以
上の引張強さが得られているものの、靭性の低い鋼材で
あった。これに対し、使用する鋼材の成分・組成，Ｍ_S
点及び熱処理条件共に本発明で規定した条件を満足する
鋼材Ｅ〜Ｈは、何れも１５００ＭＰａ以上の強度を確保
しており、旧オーステナイト粒が微細で亀裂伝播抵抗も
優れていた。しかし、同じ鋼材であっても、焼戻し温度
が低い熱処理条件３を施した鋼材Ｆでは強度は高いもの
の靭性に劣っており、焼入れ温度が低い熱処理条件４を
施した鋼材Ｆではオーステナイト化が不完全になって強
度，靭性共に低下しており、焼入れ温度が高い熱処理条
件５を施した鋼材Ｆではオーステナイト粒が粗大化して
亀裂伝播抵抗が劣化していた。このことから、明らかな
ように、特定された成分と熱処理条件との組み合わせに
より、初めて強度，靭性，亀裂伝播特性等の全てにおい
て優れた鋼材が得られることが確認された。

【００３１】

【実施例２】実施例１と同じ熱延板を酸洗後、球状化焼
鈍を施し、表５に示した恒温保持処理を施した。熱処理
後の各種鋼材について、実施例１と同様に硬さ，引張強
さ，オーステナイト粒度番号，亀裂伝播抵抗値を調査し
た。調査結果を、表６に示す。また、各鋼材の熱延金属
組織を表７に示す。

【００３２】

【００３３】

【００３４】

【００３５】表６にみられるように、本発明で規定した
組成を満足しない比較鋼Ａは、Ｃ含有量が低いことから
１５００ＭＰａ以上の引張強さが得られず、Ｍ_S 添加高
いためにマルテンサイト量が多くなり靭性も劣ってい
た。比較鋼Ｂは、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕを含まず、ベ
イナイトではなくフェライト＋パーライトの熱延金属組
織を持っていたため熱処理前の平均炭化物粒径が１μｍ
を超えており、靭性が劣っていた。比較鋼Ｃは、Ｐ，
Ｓ，Ｏ，Ｎ等の不純物含有量が多いため、靭性に劣って
いた。比較鋼Ｄは、Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｉを過剰に含有
し、またＭ_S 点が低く残留オーステナイトを含む不安定
な組織になっているため、１５００ＭＰａ以上の引張強
さをもつものの靭性に劣っていた。

【００３６】これに対して、使用する鋼材の成分・組
成，Ｍ_S 点及び熱処理条件共に本発明で規定した条件を
満足する鋼材Ｅ〜Ｈは、何れも表７に示すように熱延で
ベイナイト組織となり、１５００ＭＰａ以上の強度を確
保しており、旧オーステナイト粒が微細であり、優れた
亀裂伝播抵抗を示した。しかし、同じ鋼材であっても、
恒温保持温度が低い熱処理条件３を施した鋼材Ｆでは強
度は高いものの靭性に劣っており、オーステナイト化温
度が低い熱処理条件４を施した鋼材Ｆではオーステナイ
ト化が不完全になって強度，靭性共に低下しており、オ
ーステナイト化温度が高い熱処理条件５を施した鋼材Ｆ
ではオーステナイト粒が粗大化して亀裂伝播抵抗が劣化
していた。以上の結果から、恒温保持処理の場合でも、
特定された成分と熱処理条件との組み合わせにより、初
めて強度，靭性，亀裂伝播特性等の全てにおいて優れた
鋼材が得られることが確認された。

【００３７】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、鋼中の成分を特定し、Ｍ_S 点を調整すると共に、熱
処理前の平均炭化物粒径と焼入れ・焼戻し又は恒温保持
処理の熱処理条件とを調整することにより、１５００Ｍ
Ｐａ以上の強度と靭性をもち、しかも熱処理後の形状や
打ち抜き面性状に優れ、工具の長寿命化が可能な鋼材が
得られる。このようにして得られた鋼材は、その優れた
特性を活用して、各種機械部品，刃物等の広範な分野で
使用される。

【図面の簡単な説明】

【図１】亀裂伝播抵抗を調査した試験片

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：０．３０〜０．８０重量％，Ｓｉ：
３．００重量％以下，Ｍｎ：１．５０重量％以下，Ｃ
ｒ：０．１０〜２．００重量％，Ｍｏ：０．１０〜１．
００重量％，Ｎｉ：０．１０〜３．００重量％，Ｃｕ：
０．５０重量％以下，Ｎ：０．０００５〜０．０２重量
％，Ｏ：０．０１重量％以下，Ｐ：０．０２０重量％以
下，Ｓ：０．０１０重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．０１
０〜０．１０重量％を含み、式（１）で定義されるＭ_S
点が１００℃以上となるように成分調整した連鋳スラブ
を熱間圧延してベイナイト組織にした後、焼鈍により炭
化物の平均粒径を１μｍ以下に調整した鋼板を８００〜
１１００℃でオーステナイト化し、次いでＭ_S 点以下室
温まで急冷し、次いで２００〜６００℃で焼き戻すこと
を特徴とする疲労特性に優れた高強度鋼の製造方法。Ｍ_S ＝５００−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−３５×Ｖ％−２０×Ｃｒ％ −２０×Ｎｉ％−１０×Ｍｏ％＋３０×Ａｌ％・・・・（１）
【請求項２】Ｃ：０．３０〜０．８０重量％，Ｓｉ：
３．００重量％以下，Ｍｎ：１．５０重量％以下，Ｃ
ｒ：０．１０〜２．００重量％，Ｍｏ：０．１０〜１．
００重量％，Ｎｉ：０．１０〜３．００重量％，Ｃｕ：
０．５０重量％以下，Ｎ：０．０００５〜０．０２重量
％，Ｏ：０．０１重量％以下，Ｐ：０．０２０重量％以
下，Ｓ：０．０１０重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．０１
０〜０．１０重量％を含み、式（１）で定義されるＭ_S
点が５０〜３５０℃となるように成分調整した連鋳スラ
ブを熱間圧延してベイナイト組織にした後、焼鈍により
炭化物の平均粒径を１μｍ以下に調整した鋼板を８００
〜１１００℃でオーステナイト化し、次いで２００〜４
５０℃で且つＭ_S 点以下又は（Ｍ_S 点＋５０℃）以上の
温度域まで急冷し、次いで該温度域に１０〜１２０分保
持することを特徴とする疲労特性に優れた高強度鋼の製
造方法。Ｍ_S ＝５００−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−３５×Ｖ％−２０×Ｃｒ％ −２０×Ｎｉ％−１０×Ｍｏ％＋３０×Ａｌ％・・・・（１）
【請求項３】更にＶ：０．０１〜０．５０重量％，Ｔ
ｉ：０．０１〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．
２０重量％，Ｂ：０．０００５〜０．０１０重量％の１
種又は２種以上を含む連鋳スラブを使用する請求項１又
は２記載の疲労特性に優れた高強度鋼の製造方法。
【請求項４】オーステナイト化処理に先立って焼鈍又
は冷間圧延する請求項１〜３の何れかに記載の疲労特性
に優れた高強度鋼の製造方法。