WO2007058364A1 - 温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品 - Google Patents

温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品 Download PDF

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working
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Yuuji Kimura
Tadanobu Inoue
Kaneaki Tsuzaki
Kotobu Nagai
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Definitions

  • the present invention relates to steel used by being processed into various structures, automobile parts, and the like. More specifically, the steel for warm working to be used for warm working, its warm working method, and The present invention relates to steel materials and steel parts obtained by this warm working method.
  • grain refinement has the effect of reducing stress concentration at grain boundaries and the effect of dilution of impurity elements at grain boundaries, and can increase brittle fracture stress at the same time as yield stress increases.
  • attempts have been made to achieve high strength and long life of steel by reducing the size of flicker to 1 ⁇ m or less in low-carbon steel considering resource saving and recyclability.
  • Non-Patent Document 1-2 Patent Document 1-2
  • Patent Document 1-2 In order to obtain high strength of lOOOMPa or higher only by refining ferrite grains, it is necessary to make the grains ultrafine to 0.5 m or less. This is because it is extremely difficult to achieve ultra-miniaturization below m.
  • ultrafine grains of 0.5 m or less were obtained by ultra-strong processing methods such as powder metallurgy MM (Non-patent Document 3) and ARB (Non-patent Document 4).
  • Non-Patent Document 5 Such ultrafine-grained steel shows almost no uniform elongation, and uneven deformation due to necking becomes the main component of elongation, resulting in a significant decrease in ductility. This same early plastic instability is caused by pure iron wire strengthened by dislocation by wire drawing. Has also been confirmed! (Non-Patent Document 5).
  • High temperature tempering is performed at about 550 ° C or more and A1 point or less. According to this, (1) the internal stress introduced by quenching can be greatly reduced along with the recovery of dislocation, (2) fracture toughness There is an advantage that matched precipitation carbide (for example, film-like cementite) that lowers the thickness can be made unmatched (spheroidized). For this reason, tempering is usually carried out at around 650 ° C for mechanical structural steels that require toughness. However, in such a temperature range, the second-phase dispersed particles also grow easily during tempering, so a reduction in steel strength is inevitable. Conventionally, a method of increasing the strength by adding a large amount of carbon to increase the precipitation amount of carbide has been taken, but the toughness has been lowered. Therefore, there is a limit to increasing the strength only by high-temperature tempering. High strength can be achieved even at high temperature tempering only in steels with a large amount of special alloy elements such as maraging steel (Non-patent Documents 6-10).
  • austenite miniaturization the grain growth rate increases as the crystal grains become finer, so how to suppress the grain growth during austenite was a particularly important point. Therefore, conventionally, dispersion of pinning particles, a decrease in austenization temperature, and rapid austenitization using high-frequency heating, which are effective for suppressing austenite growth, have been generally applied. However, it is extremely difficult to suppress the growth of ultrafine austenite grains, and in reality, the fine grain size has reached its peak at about several zm. In addition, if the crystal grains are made too fine, the diffusion phase transformation at the grain boundary is promoted and it becomes difficult to burn, and the process window for austenite grain ultrafine refinement is relatively narrow. .
  • Ausfoam is a process in which austenitic steel is rapidly cooled to the metastable austenite region, heated at that temperature, and then quenched to cause martensite or bainitic transformation, followed by tempering. It has the characteristic that steel can be strengthened without significantly impairing its toughness. In this ausform, effects such as (1) miniaturization of bucket blocks, which are effective grains, (2) dislocation takeover from processed austenite to martensite, (3) dislocation pinning by carbon atoms or carbides, etc. It is thought that steels are strengthened by overlapping. Recently, an improved ausform that exerts stress in the high-temperature metastable austenite region has been applied to medium-carbon low-alloy steels, and improvements in fatigue and delayed fracture properties have been reported.
  • Non-Patent Document 14 the main factors for improving the properties by improved ausfoam are the refinement of the base structure, the suppression of coarse grain boundary cementite formation by introducing grain boundary irregularities (Non-Patent Document 14), and the formation of texture (Non-Patent Document 15) Is considered.
  • austenite is an austenitic yarn and weaving process
  • the alloy components and processing heat treatment conditions are precisely adjusted so that the metastable austenite phase does not cause pro-eutectoid ferrite transformation or pearlite transformation during processing. There was a need to do.
  • the applied members are limited to simple shapes such as plates and bars.
  • Non-Patent Documents 16 and 17 high-strength low-carbon wire for cold-drawing (Patent Document 5), piano wire, pure iron wire (Non-Patent Document 5), etc. Has already been proposed.
  • a material having an ultrafine structure is warm-worked or cold-worked, and a steel material having expanded grain strength with a minor axis of 3 ⁇ m or less is used as the material, and the tempering treatment is performed.
  • a method for producing a molded article characterized by performing only the shape and not subjecting the tempering treatment Patent Document 3).
  • Non-patent Document 18 Iron and Steel, 85 (1999), P.620
  • Non-Patent Document 2 ISU International, 44 (2004), P.1063
  • Non-patent document 3 Plasticity and processing (Journal of the Japan Society for Technology of Plasticity), 41 (2000), P. 13
  • Non-Patent Document 4 Iron and Steel, 88 (2002), P.359
  • Non-Patent Document 5 ASM, 62 (1969), P.623
  • Non-Patent Document 6 Trans. ASM, 61 (1968), P.798
  • Non-Patent Document 7 Metal. Trans., 1 (1970), P.2011
  • Non-Patent Document 8 Mat. Sci. Tech., 19 (2003), P. 117
  • Non-Patent Document 9 Mat. Sci. Tech., 7 (1991), P.1082
  • Non-Patent Document 10 Mat. Sci. Eng., A398 (2005), P.367
  • Non-Patent Document 11 Report of the Steel Fine Grain Refinement Subcommittee (Japan Steel Association), (1991), P. 64
  • Non-Patent Document 12 Proc. First International Conference on Advanced Stru ctural Steels, (2002), P.65
  • Non-Patent Document 14 CAMP—ISU, 12 (1999), P.565
  • Non-Patent Document 15 CAMP-ISU, 12 (1999), P.1045-1048
  • Non-Patent Document 16 ASM, 55 (1962), P654
  • Non-Patent Document 17 Met. Trans., 1 (1970), P3037
  • Non-Patent Document 18 Journal of the Japan Institute of Metals, 32 (1968), P.289.
  • Patent Document 1 JP 2004-285437 A
  • Patent Document 2 JP 2005-194547
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-60046
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 11-80903
  • Patent Document 5 Japanese Patent Publication No. 6-53915
  • Patent Document 6 US Pat. No. 5,236,520
  • prior austenite grain refinement and ausfoam are important toughness technologies for steel, and the research and invention are enormous.
  • quenching and tempering are fundamental, and high strength is restricted by the problems of hardenability, tempering cracks, and temper brittleness.
  • the amount of second phase dispersed particles such as carbide necessary for strengthening also increases, so that it is difficult to soften by spheroidizing annealing.
  • carbides are coarsened by annealing, there is a problem that cracks occur inside the material during the process of forming the material into parts by cold forging.
  • tempered martensitic steel such as tempered martensite steel with a tensile strength of 1.2 GPa or more at room temperature, because of its strength, there is a risk that it cannot be warm-worked. Application has been considered almost impossible in the past.
  • No. 1 Steel in which a particle-dispersed fiber structure is generated in the base by warm working
  • the total amount of second phase dispersed particles is at room temperature when annealing, tempering, and aging treatment are performed under the condition that the power is 1.4 X10 4 or more, or when any heat treatment is performed.
  • a steel for warm working characterized by exhibiting the above hardness.
  • Second A steel for warm working, wherein 80% by volume or more of the base structure is a single structure of martensite and bainite or a mixed structure thereof.
  • Mn 0.05 wt% or more
  • Cr 0.01 wt% or more
  • A1 0.5 wt% or less
  • O 0.3% or less
  • N 0.3 wt% or less
  • the balance being substantially Fe and inevitable impurities
  • a steel for warm working characterized by containing two or more kinds.
  • a steel for warm working characterized by further containing one or two of Ni: 0.05 wt% or more and Cu: 2. Owt% or less.
  • a warm working method characterized by performing an aging treatment in a temperature range of 350 ° C. or higher and an Acl point or lower after warm working.
  • a particle-dispersed fiber structure obtained by warm-working any of the above-mentioned warm-working steels A steel having a mean particle size of the minor axis of the fibrous ferrite crystal forming the base tissue below 3 mu m, fine to the second phase dispersion particles in the matrix structure at 7 X 10- 3 or more volume ratio Steel with a Vickers hardness at room temperature of HV3.7 x 10 2 or higher
  • Tenth A steel material according to any one of the above steels, wherein the steel material has a matrix structure composed of fibrous crystals having an average particle diameter of a minor axis of 0.5 m or less.
  • Twelfth A steel sheet obtained by warm-working any one of the above-mentioned warm-working steels into a plate shape, wherein a fiber structure is generated at least in the surface layer portion thereof.
  • No. 13 A rod obtained by warm-working any one of the steels for warm working into a rod shape or a line shape, and a fiber structure is formed at least on the surface layer portion thereof. Wire steel.
  • Fifteenth A steel part characterized in that the steel material according to any one of the above is cast into a part by cutting.
  • the steel for warm working of the first invention controls softness resistance when the steel is heated, that is, by controlling the thermal stability and total amount of the base tissue and the second phase dispersed particles.
  • a particle-dispersed fibrous structure can be generated, and the Vickers hardness after warm processing can be increased to 3.7 X 10 2 or more.
  • the structure of the steel for warm working as the pre-working structure is finely dispersed in the second phase dispersed particles such as carbide particles by utilizing the martensitic transformation or bainitic transformation.
  • the fiber assembly is efficiently brought into the interior when subjected to warm processing. Weaving can be generated. Together with this, it is possible to greatly improve the anti-delaying and anti-degradation characteristics.
  • the strength of the steel obtained when subjected to warm working can be achieved by an alloy composition excellent in economic efficiency and recyclability.
  • the fourth invention it is possible to disperse the second phase dispersed particles that are finer and have excellent hydrogen trapping properties, and to increase the strength and low temperature of the steel material obtained when subjected to warm working.
  • the toughness can be further improved to a low temperature region.
  • the sixth invention it is possible to obtain a high toughness by generating a fiber structure while processing the steel for warm working into a desired shape.
  • the warm processing equipment that has been put to practical use can be used as the equipment, it has extremely high practicality.
  • the aging treatment is performed in a state where the fiber structure is kept fine
  • a dense fiber structure having an average short axis average interval of 1 m or less and according to the tenth invention having a short axis average interval of 0.5 m or less has been developed.
  • a steel material with higher strength, toughness, and workability than before is realized.
  • the eleventh aspect of the invention by controlling the average particle diameter of the long axis of the second phase dispersed particles to 0.1 ⁇ m or less, it is possible to further increase the strength by dispersing a small amount of the second phase dispersed particles. And toughening can be realized.
  • a bolt having excellent impact resistance and slow resistance, in which a fiber structure is generated at the bottom of the threaded portion where stress is concentrated, is realized.
  • the present invention is applicable to high-strength steel that has been made into a multi-phase by fine dispersion of a small amount of second-phase dispersed particles, especially to ultra-high-strength steel that is difficult to soften and difficult to form.
  • the conventional spheroidizing annealing is performed by forming a predetermined shape (thin plate, thick plate, bar wire, part) by giving a predetermined deformation in the temperature range, without causing deformation resistance and cracking in the material. And omitting quenching and tempering after molding, and at the same time, develops ultra-fine multiphase structure into a fibrous shape, and has ductility, especially toughness, slow resistance; Improved high strength steel and components are provided.
  • Coarse second phase dispersed particles that cause cracking in cold working can be deformed relatively easily without cracking in warm working. Therefore, by utilizing the decomposition and reprecipitation of the second phase dispersed particles that occur during processing, the coarse film-like precipitates that are considered to be the cause of intergranular cracking are not only spherically dispersed but also finely dispersed. Can be used for strengthening.
  • Alloy elements with high carbide-forming ability such as Mo, V, W, Ta, Ti and Nb are independent of the existing cementite, and have a nano-size such as Mo2C, V4C3, W2C, TaC, NbC and TiC.
  • Alloy carbides are formed in the temperature range from 500 ° C to around 600 ° C. Addition of these alloy elements is effective for increasing the strength of steel.
  • the maximum value of precipitation strengthening due to these nano-sized alloy carbides is the strength obtained by the strengthening mechanism force ⁇ Cutting force in the transition zone to the Orowan mechanism.
  • the toughness of the is reduced. For this reason, steel is usually tempered to a sufficiently over-aged state of these carbides, even at the expense of some strength of the steel.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of a heat treatment pattern.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of a heat treatment pattern.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of a heat treatment pattern.
  • FIG. 5 is a diagram illustrating a 500 ° C. warm-worked structure (ultrafine fiber structure).
  • FIG. 6 is a diagram illustrating the relationship between tensile strength and impact value (U notch).
  • FIG. 7 is a diagram illustrating the relationship between tensile strength and absorbed energy (V notch).
  • FIG. 8 is a diagram illustrating the relationship between absorbed energy and test temperature.
  • FIG. 9 is a photograph showing an example of the fracture mode of B steel subjected to Charpy impact test (U notch).
  • FIG. 10 is a diagram illustrating the relationship between the hardness of the warm-worked material and the aging temperature.
  • FIG. 11 is a diagram illustrating an ultrafine fiber structure formed at the center of a plate material.
  • FIG. 12 is a diagram illustrating an ultrafine fiber structure formed in the surface layer portion of a bar.
  • the present invention has the characteristics as described above. Hereinafter, the requirements of the present invention will be described in detail. [0046]
  • the steel for warm working of the present invention is a steel in which a particle-dispersed fiber structure is generated in the base by warm working, and in the predetermined temperature range of 350 ° C or more and Acl point or less, the following formula ( Parameter ⁇ represented by 1)
  • phase total dispersed particles child will contain alloy components or Z and second phase dispersion particles as the as the volume ratio 7 X 10- 3 or more, and the hardness H of the Vickers hardness (HV) is the following formula (2)
  • the steel for warm working according to the present invention is obtained by heat treatment simulating the heat history of warm working because the dispersion state of the second phase dispersed particles and the matrix structure change during warm working.
  • This is configured by setting the lower limit of equation (2) for the hardness (structure) of the unprocessed material to be obtained. That is, as described below, the tissue state is represented by hardness.
  • the second-phase dispersed particles are dispersed in the steel for warm working. However, one or more second-phase dispersed particles are precipitated during the warm working, and the particles are processed after the processing. Dispersed fiber structure is formed
  • the second phase dispersed particles are already dispersed in the steel for warm working, but other particles precipitate during warm working.
  • the dispersion (precipitation) strengthening by the second phase dispersed particles depends on the dispersion state such as the volume fraction of the second phase dispersed particles, the size of the particles, the hardness and the shape.
  • the particle diameter (d) is smaller than the following formula (A) (“Steel Precipitation Control Metallurgy Frontline (Japan Iron and Steel Institute) (2001) P. 69)”).
  • the dispersion state (and dispersibility) of the second phase dispersed particles is closely related to the hardness.
  • G is the rigidity of the steel 80 GPa
  • b is the Burger spectrum 0.25 nm.
  • the force particle is too small, the dislocation will not be pinned by the particle, and the particle will be sheared by the dislocation, so the Orowan mechanism will not be established.
  • the so-called cutting mechanism in which particles are sheared by dislocation, the amount of dispersion strengthening increases as the particle size increases. In other words, the maximum amount of dispersion strengthening can be obtained with the minimum particle size at which the Orowan mechanism is established.
  • the minimum particle size at which maximum dispersion strengthening can be achieved depends on the hardness of the particles, and decreases in inverse proportion to the hardness of the particles (The Forefront of Steel Precipitation Control Metering (Japan Iron and Steel Institute) (2001) p. 69). Therefore, when compared at the same volume ratio, the harder the particles, the smaller the minimum particle diameter at which the Orowan mechanism is established, so the maximum particle dispersion strengthening amount increases.
  • TiC is known to be capable of effective strengthening of dispersed particles because of its high hardness and low density among alloy carbides.
  • 7nm is obtained as a minimum particle size that can be applied in Orowan mechanism TiC, about 0. 9 GPa in a distributed volume ratio of 7 X 10- 3 (TS (GPa ) 0. 0032HV, HV2. 8 X A particle dispersion strengthening amount of 10 2 ) can be expected.
  • the density of the TiC is 4. 94MgZm 3, the atomic weight of Ti 47. 9, C atomic weight 12, the Ti required to deposit a TiC body factor 7 X 10- 3 0. 35wt%, C is 0. 087wt%.
  • the strength of the base of practical ferritic steel is about 0.3 GPa (about HVO. 9 X 10 2 )
  • the room temperature strength of the steel in which the above TiC is dispersed in the ferrite base is 1.2 GPa or more (HV 3 7 X 10 2 or more) Therefore, considering an ideal dispersion state for TiC, be only dispersion strengthening of a small amount of body factor of 7 X 10- 3 if 7nm in size in dispersed particles can be applied Orowan mechanism HV3. 7 X 10 2 Can be fully satisfied. This is, Similar effects can be expected for the second phase dispersed particles such as carbonitrides, intermetallic compounds, oxides, and Cu particles.
  • second phase dispersed particles for example, specifically, carbon dioxide such as Mo2C, V4C3, W2C, TaC, NbC, TiC, Fe304, Fe203, Al 203, Cr203, Si02, Ti203, etc. O2 oxides, nitrides such as A1N, CrN, and TiN, intermetallic compounds such as Ni3Ti, NiAl, TiB, Fe2Mo, Ni3Nb, and Ni3Mo, and metal particles such as Cu particles can be considered.
  • carbon dioxide such as Mo2C, V4C3, W2C, TaC, NbC, TiC, Fe304, Fe203, Al 203, Cr203, Si02, Ti203, etc.
  • O2 oxides, nitrides such as A1N, CrN, and TiN
  • intermetallic compounds such as Ni3Ti, NiAl, TiB, Fe2Mo, Ni3Nb, and Ni3Mo
  • metal particles such as Cu particles
  • the metal carbide particles such as Mo and Ti are generally the size of the front and rear LOnm, have is also known that a high strength can be achieved effectively by a small amount of the dispersion of the volume ratio is less than 10 X 10- 3
  • the size of the second phase dispersed particles and the distribution in the matrix structure also vary due to segregation of alloy elements. Therefore, in the present invention, even if there is a variation in the distribution of the second phase dispersed particles, the second phase dispersed particles at room temperature are considered so that a fine crystal structure can be stably obtained by warm working.
  • the volume ratio is defined as 7 X 10- 3 or more.
  • the second phase dispersed particles the volume ratio preferably set to 20 X 10- 3 or more.
  • the second phase upper limit of the volume fraction of the dispersed particles is not particularly limited in achieving high strength, considering the toughness, it is preferable that the 12 X 10- 2 below.
  • the particle dispersion strengthening by the Orowan mechanism is expected to become remarkable in the region of several tens of nm or less from the formula (A), and the dispersion state of the second phase dispersed particles having an average particle diameter larger than 0.5 m is expected. Then, it is difficult to obtain strength of 2GPa or higher. Therefore, it is desired for the steel for warm working that the average particle size of the second phase dispersed particles is not more than 0, more preferably not more than 0.1 ⁇ m.
  • the above conditions are based on the premise that the second-phase dispersed particles do not grow even in the temperature range of 350 ° C or higher in the third stage of tempering.
  • the second phase dispersed particles will not grow significantly due to Ostwald growth. Is a necessary condition.
  • thermo stability of yarn and weave is evaluated using ⁇ expressed by the following equation (1), which is generally known as a tempering parameter, as an index, a predetermined temperature range of 350 ° C or more and Acl point or less In the condition of ⁇ 1.4 ⁇ 10 4 , at least one of annealing, tempering, and aging heat treatment is still possible. It is the pre-worked structure, that is, the warm working of the present invention, that exhibits soft resistance such that the Vickers hardness (HV) at room temperature when it is processed is not less than the hardness H given by the following formula (2) It can be considered necessary and sufficient conditions for steel.
  • HV Vickers hardness
  • H (5. 2- 1. 2 X 10— 4 ⁇ ) ⁇ ⁇ 2 ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • the specified temperature range means that if the above condition is satisfied at any one of the temperatures of 350 ° C force Ac, it does not have to satisfy the above condition over the entire temperature range. is doing. In other words, when aging or tempering treatment is performed, the material undergoes remarkable age hardening or secondary hardening and becomes a hardness H or higher only in a certain temperature range within the above range. It can be steel for processing.
  • the grain growth suppressing effect of the TiC will be considered.
  • D stable grain size
  • B 4Z9 ⁇ 4Z3
  • 4 X 10 4 It is necessary and sufficient for the pre-worked structure that the hardness of the steel after annealing, tempering, or aging heat treatment is HV ⁇ (5.- 1. 2 X 10— 4 ⁇ ) X 10 2 As a condition.
  • the second phase dispersed particles are finely dispersed or precipitated as the particle dispersion strengthened particles in the base structure, and the structure control for improving the thermal stability of the second phase dispersed particles is performed. It is a feature of the present invention
  • the second warm working steel of the present invention is such that 80% by volume or more of the base structure is either a single structure of martensite and bainite, or a mixed structure thereof.
  • the Recent research reveals that for medium carbon low alloy steels, the width force of the block, which is the effective grain of martensite, is less than Sl / zm (Scripta Mater., 49 (2003), P. 1157).
  • the bainite structure In addition to being able to efficiently form a fiber structure by warming the tempered martensite yarn and weave finely dispersed with carbide, etc., the bainite structure also has needle-like and finely dispersed carbides.
  • the single structure of such martensite and bainite or the mixed structure thereof is 90% by volume or more of the base structure.
  • martensite with a tempering softness resistance equivalent to or higher than tempered martensitic steel of JIS-SC M430 steel It is desirable to include at least 80% of the site or bainitic structure.
  • 20 volume% or less other than martensite or bainite and their mixed structure may be any structure such as ferrite, pearlite, and austenite structure. This is because such a ferrite, pearlite, austenite structure, etc. decomposes or disappears during the warm working heat treatment or changes to a fine structure, so it was judged that there was a problem if it was 20% by volume or less. It is.
  • the third to fifth warm working steels of the present invention are alloys designed based on the above knowledge, and the gist thereof is that the chemical composition is C: 0.70 wt% or less, Si: 0 05wt% or more, Mn: 0.05wt% or more, Cr: 0.01wt% or more, A1: 0.5wt% or less, 0: 0.3wt %, N: 0.3 wt% or less, and the balance is steel for warm working, characterized by being substantially Fe and inevitable impurities.
  • this steel for warm working is further composed of Mo: 5. Owt% or less, W: 5. Owt% or less, V: 5. Owt% or less, Ti: 3. Owt% or less, Nb: l.
  • C forms carbide particles and is the most effective component for increasing the strength. However, if it exceeds 0.70 wt%, the toughness is deteriorated, so the content was made 0.770 wt% or less. In order to sufficiently expect an increase in strength, the content is preferably 0.08 wt% or more, more preferably 0.15 wt% or more.
  • Si is an element effective for deoxidizing and dissolving in ferrite to increase the strength of steel and finely disperse cementite. Therefore, the content, including those added as deoxidizers and remaining in the steel, shall be 0.05 wt% or more.
  • the upper limit is not particularly limited for increasing the strength, but considering the workability of the steel material, it is preferably 2.5 wt% or less.
  • Mn is an element effective in lowering the austenite temperature and making the austenite finer, and also in hardenability and solid solution in the cementite to suppress the cementite coarsening. If less than 0.05 wt%, the desired effect cannot be obtained, so 0.05 wt% or more was determined. More preferably, 0.2 wt% or more is contained. The upper limit is not particularly limited for increasing the strength, but considering the toughness of the obtained steel, it is preferably 3. Owt% or less.
  • Cr is an element effective for improving the hardenability and is an element having a strong effect of delaying the growth of cementite by being dissolved in cementite.
  • it is one of the important elements in the present invention that, when added in a relatively large amount, forms a high Cr carbide that is more thermally stable than cementite and improves corrosion resistance. Therefore, it is necessary to contain at least 0.01 wt% or more. Preferably it is 0.8% or more, more preferably 0.8% by weight or more.
  • A1 increases the strength of steel by deoxidizing and forming intermetallic compounds with elements such as Ni Is an effective element. However, excessive loading strength decreases toughness, so it was made 0.5 wt% or less.
  • A1 nitrides, oxides, etc. as the second phase dispersed particles, 0.02 wt% or less, and more specifically 0.0 ⁇ % The following is preferable.
  • 0: 0 oxygen
  • the toughness is lowered, so the content was made 0.3 wt% or less.
  • the content is preferably 0.01 wt% or less.
  • N nitrogen
  • N nitrogen
  • the toughness is lowered, so the content was made 0.3 wt% or less.
  • the content is preferably 0.01 wt% or less.
  • Mo is an element effective in increasing the strength of steel in the present invention, and by simply improving the hardenability of the steel, a small amount is dissolved in the cementite to stabilize the cementite thermally. . In particular, it separates from cementite and reinforces the steel by causing secondary hardening by nucleating alloy carbides on the dislocations newly in the matrix phase.
  • the alloy carbides that are also formed are effective not only for fine grains but also for hydrogen substitution. Therefore, preferably 0.1 wt% or more, more preferably 0.5 wt% or more is contained, but it is an expensive element and excessive addition forms coarse undissolved carbides or intermetallic compounds to deteriorate toughness. Therefore, the upper limit of the addition amount was set to 5 wt%. From the economical point of view, it is preferable to set it to 2 wt% or less.
  • W, V, Ti, Nb and Ta also showed the same effect as Mo, and the upper limit of the amount added was determined for each. Furthermore, the combined addition of these elements is effective in finely dispersing the dispersion strengthening particles.
  • Ni is an element effective for improving the hardenability and also effective for improving the toughness and the corrosion resistance by reducing the austenite temperature and making the austenite finer. Moreover, if it is contained in an appropriate amount, it is an effective element for forming an intermetallic compound with Ti and A1 to strengthen the precipitation of steel. If less than 0.01wt%, the desired effect cannot be obtained. It was determined as above. More preferably, 0.2 wt% or more is contained. The upper limit is not particularly limited, but is preferably 9 wt% or less because it is an expensive element.
  • Cu is a harmful element that causes hot brittleness, but if added in an appropriate amount, it causes precipitation of fine Cu particles at 500 ° C to 600 ° C, strengthening the steel. Addition of a large amount causes hot brittleness, so it was set to 2 wt% or less, which is almost the maximum solid solution amount in the flight.
  • P and S are not particularly defined, but P and S are elements that should be removed as much as possible to reduce the grain boundary strength, and it is preferable that each be 0.03 wt% or less. Yes.
  • a variety of methods can be considered for producing the warm working steel as described above in accordance with, for example, the manufacturing method of JIS martensite structure and bainite structure. This is not limited to melting and forging, and other manufacturing methods such as powder metallurgy can be used. Specifically, for example, after producing a powder in which most undissolved compounds such as oxides are dispersed in steel in a nanometer size using a technique such as ball milling (ISU) International, 39 (1999), p. 176), it is also possible to obtain the desired Balta body by solidifying and molding such mechanically milled powder in an appropriate temperature range.
  • ISU ball milling
  • any one of the above-described warm working steels is subjected to warm working that gives a strain of 0.7 or more in a temperature range of 350 ° C. or more and Ac 1 point 20 ° C. or less. It is characterized by this. After warm processing, it is also considered to perform aging treatment in the temperature range of 350 ° C or more and Acl point or less. According to such warm processing,
  • a processing temperature for example, when used as a steel for general mechanical structures and is based on a martensite structure in a medium carbon low alloy steel, cementite precipitates.
  • the temperature can be raised to 350 ° C or higher, which corresponds to the third stage of tempering.
  • calorie is produced in the temperature range of 500 ° C to 650 ° C, which is the precipitation temperature of these second phase dispersed particles. It is desirable to
  • a phase transformation such as pearlite transformation or martensite transformation occurs in the cooling process in the austenite transformed part during processing, and as a result, an uneven structure that causes cracking is formed. Probability is high.
  • the upper limit temperature of processing was set to Acl point 20 ° C.
  • the combination of the processing temperature and time of the material can be obtained at room temperature when the hardness is arranged by tempering parameters, or when the material is annealed, tempered or aging treated without processing. Combinations in which the Vickers hardness does not become HV3.7 X 10 2 or less are preferred for obtaining a strength of 2 GPa or more after warm working. Particularly in high temperature processing, it is necessary to shorten the time required for force by taking into account the soft resistance of the material and the heating time.
  • the degree of tissue development depends on the pre-cage structure, the processing temperature, and the amount of strain.
  • the amount of strain required varies depending on the pre-processed structure and processing temperature, so the amount of strain cannot be strictly defined here, but when trying to form a fibrous structure inside the material, 0.7 or more, More preferably, a strain of 1 or more is applied.
  • a strain of 1 or more is applied for warm-working steels with martensite and bainitic structures in which prior austenite grains are elongated into fine fibers by processing in advance in the non-recrystallization temperature range of austenite, etc.
  • the amount of strain is preferably 1 or more, more preferably 1 5 or more is desirable.
  • the applied strain is not limited to one machining, and may be introduced in a plurality of machining.
  • the processing direction is not always limited to the same direction.
  • the time between passes is not particularly limited.
  • it includes applying a predetermined strain to a specific area across the entire workpiece (for example, the surface layer that requires high strength or the R part of the part).
  • the actual amount of strain depends on the material characteristics of the workpiece, the friction conditions of the roll (for forging die) and the workpiece (for example, the type and presence of lubricant), and the roll (for forging). This can only be understood in consideration of the deformation of the mold), rolling (forging) speed, rolling (forging) temperature, and the like.
  • the cumulative rolling reduction is 45% or more. If the cumulative area reduction rate is 45% or more, it is considered that a strain of 0.7 or more is introduced throughout the entire area of the workpiece. If the cumulative rolling reduction or cumulative area reduction is 58% or more, it is considered that a strain of 1 or more has been introduced throughout the workpiece. However, for example, even if the rolling reduction (area reduction) is less than 45%, a strain of 0.7 or more may be introduced to the entire work piece or a specific region due to friction, etc. Therefore, it is necessary to quantitatively examine the amount of strain introduced by numerical analysis.
  • the steel material of the present invention is a steel obtained by warm-working the steel for warm working as described above, and has a matrix structure composed of fibrous crystals having a minor axis average particle size of 3 m or less, the second phase dispersion particles finely dispersed in a base within the tissue 7 X 10- 3 or more volume ratio at room temperature, is characterized in that Vickers hardness at room temperature HV3. 7 X 10 2 or more.
  • the base structure in the steel material of the present invention is composed of fibrous ferrite crystals having an extensibility (aspect ratio) of more than 2, typically having an aspect ratio of 5 or more, and the second phase dispersed particles are fine. It is possible to understand that it is distributed to
  • the effect of grain refinement on the mechanical properties of steel is known to be significant in the crystal grain region of several ⁇ m or less.
  • the base structure having a fibrous crystal force is also known.
  • the upper limit of the uniform interval (that is, the minor axis average particle size) is 3 / zm.
  • the crystal grains are base crystal grains surrounded by a grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more.
  • the average particle size of the long axis of the dispersed particles is larger than 0.3 m, it is almost impossible to expect particle dispersion strengthening, and toughness of steel of 1.2 GPa or higher is highly likely to be significantly deteriorated. Therefore, it is desirable that the average particle diameter of the major axis is 0.3 m or less.
  • the effect of grain refinement is particularly remarkable in the region where the average grain size is 1 m or less, and the grain dispersion strengthening by the Orowan mechanism is particularly in the range where the average grain size is 0.1 m or less. Therefore, in order to effectively utilize the strengthening by crystal fiber formation and the particle dispersion strengthening, the minor axis average particle diameter of the fibrous crystal is further set to 1 ⁇ m or less, and further to 0.5 ⁇ m or less. It is effective. Further, the average particle diameter of the major axis of the second phase dispersed particles is preferably 0.1 m or less, more preferably 0.05 / z m or less according to the refinement of the matrix structure.
  • Such a fine fiber structure can be formed by warm forming of a plate material, a rod wire, a screw portion of a bolt, and the like.
  • a fiber structure can be formed in a surface layer portion or the like that has undergone strong local deformation, and the characteristics of various parts and desired portions can be greatly improved.
  • Table 1 shows the steel components (A to K, M, N and O) within the range of the present invention and the steel component (L) outside the range.
  • carbide was used as the second phase dispersed particles.
  • Table 2 shows the volume fraction of metal carbide and cementite that can be dispersed as second-phase dispersed particles in steels having the composition shown in Table 1.
  • the steels of the examples cover martensitic steels ranging from SCM435 to 2GPa-grade secondary hardened steel, excluding the maraging steel of Co-added metal.
  • the amount of dispersion of carbides which are dispersion-strengthened particles, depends on the amount of carbon, and in particular, the possibility of forming metal carbides with a sufficiently large density relative to cementite.
  • the amount of dispersion of the second phase dispersed particles is almost determined by the amount of cementite. Ie, as shown in Table 2, the total amount of the volume of the second phase at the amount of C is 0. 2 wt% or more of the steel used in the examples in Table 1 is greater than 7 X 10- 3 sufficiently.
  • FIG. 1, FIG. 2 and FIG. 3 exemplify the steps of the heat treatment of the carpenter applied in the examples.
  • This process basically consists of (1) solute heat treatment and processing to reduce coarse undissolved carbide, (2) tempered martensite as the structure of the steel for warm working of the present invention or Quenching and tempering to obtain a bainitic structure, and (3) Warm working power that also forms the parts.
  • the thermomechanical pattern 1 in Fig. 1 the reverse transformation austenite grains are refined by austenite at a low temperature following the solid solution heat treatment, and in the pattern 2 in Fig. 2, hot working subsequent to the solid solution heat treatment.
  • FIG 3 shows the quenching process from a processed austenite (elongated austenite) structure by ausforming treatment in the metastable austenite region.
  • the finer the crystal grains the finer the microstructure can be obtained by warm working with a smaller cumulative strain amount.
  • the microstructure before processing for efficient development of the fiber structure is not fine. It is most effective to use martensite obtained from recrystallized austenite (elongated austenite) as the pre-structure.
  • a hot-rolled steel sheet or forged material which was cut into about 40 mm square x 120 mm long square material, was subjected to quenching treatment in the thermomechanical processing patterns 1, 2 and 3 to obtain a martensite unit that was nearly 100% by volume. I got an organization. This corresponds to an example of the steel for warm working according to the present invention.
  • the square bar was tempered by heating to a predetermined temperature for 0.5 hours, and then subjected to warm rolling force to a predetermined area reduction rate using a groove roll to give strain and air-cooled.
  • the structure of the obtained steel was observed by polishing a cross section parallel to the rolling (RD) direction using an optical microscope, a transmission electron microscope (TEM), and an FE-SEM and EBSP analyzer. did.
  • the prior austenite grain size was determined in accordance with the comparison method or cutting method defined in JIS G 0552 by corroding the polished surface with an aqueous picric alcohol solution to reveal prior austenite grain boundaries.
  • the average particle size of the second phase dispersed particles is TEM or SEM Was used to observe more than 3 fields of view at a magnification of 10,000 to 100,000 times, and to measure the length of the long axis of 250 or more particles in total. If several particles were coalesced and aggregated, they were considered as one particle.
  • the maximum particle size corresponds to the length of the long axis of the largest carbide among the measured carbides.
  • the average grain size of the short axis and long axis of the elongated grains in the fiber structure was measured by the cutting method using the EBSP analysis. (See Figure 5).
  • the hardness of the obtained steel material was measured with a load of 20 kg and a holding time of 15 s using a Pitzker hardness tester in accordance with the test method defined in JIS Z 2244.
  • the tensile test was performed according to the test method specified in JIS Z 2241. 1) Parallel part diameter 3.5mm, length 24.5mm, distance between grades 17.5mm or 6mm, length 42mm, JIS No. 14 A proportional test piece with a distance of 30 mm between grades, or 2) JIS No. 4 subsize test piece with a parallel part diameter of 10 mm, a length of 45 mm, and a distance of 35 mm between grades using an Instron type tensile tester. Performed at room temperature. The crosshead speed was 0.5 mmZmin and lOmmZmin for DJIS No. 14 A and 2) JIS No. 4, respectively, and the elongation was measured until it was broken by attaching an extensometer to the test piece.
  • the impact test was performed in accordance with the test method specified in JIS Z 2242 by cutting a steel material with a cross-sectional area of 1.8 cm2 or more into a U-notch with a length of 55 mm and a height and width of 10 mm. Or a V-notch test piece was conducted.
  • Hydrogen embrittlement characteristics are as follows. For notched specimens with a diameter of 10 mm, a notch bottom diameter of 6 mm, and a stress concentration factor of 4.9, using a low strain rate tensile tester, the crosshead speed is 0.005 mmZmin. Evaluation was performed at room temperature. In the hydrogen embrittlement test, the average amount of hydrogen in the test piece was changed by cathode charging for 72 hours while changing the charge liquid and current density, and C d plating was applied to prevent the hydrogen in the test piece from being dissipated. The test was conducted after the above. Hydrogen analysis is performed on samples from which Cd plating has been removed by the thermal desorption hydrogen analysis method using a quadrupole mass spectrometer, and the hydrogen released up to 300 ° C is defined as diffusible hydrogen. It was.
  • Table 4 shows the results of evaluating the manufacturing conditions and microstructure of warm-working steel, the quenching and tempering conditions of unprocessed materials and their hardness, and the suitability of the present invention for warm-working steel. Summarized.
  • the volume fraction of cementite is 33 X 10 in the comparative L steel, the cementite is not thermally stable because it does not contain the alloying elements specified in the present invention, and is easily heated. Will grow.
  • lambda at 1.4 X 10 4 or more tempering process
  • the hardness of the L steel ⁇ (5.2-1.2X10- 4 ⁇ ) less than the result shown by the broken line in the figure, warm above 350 ° C processing It can not be achieved HV3.7X 10 2 in the L steel by.
  • FIG. 5 is water cooled after ⁇ of at 11. OX10 2 ° C the I steel, then subjected to tempering treatment for 1.5 hours at 5.0 ⁇ 10 2 ° C, obtained by processing warm grooved roll An example of analyzing the structure of a material is shown. Na us, the cumulative amount of strain imparted at this time is 2.4, the hardness is HV3.7X10 2.
  • the EBSP analysis diagram (a) and TEM photograph (b) of the Be c phase yields an ultrafine fiber structure in which spherical carbides are dispersed on the ferrite phase base that is elongated in the form of fibers.
  • the average minor axis grain size of the elongated crystal grains was 0.3 m. It was. However, in this steel, the fiber structure was developed in a complicated manner, and the average particle diameter of the major axis was too strong to measure. On the other hand, as a result of measuring the particle diameter (major axis length) of 287 carbides by TEM, the average particle diameter of carbide was 0.06 m and the maximum diameter was 0.2 111 ((1)).
  • Table 5 shows the relationship between warm working conditions and the structure and hardness of the obtained warm worked material.
  • T and t in the table are the cache temperature and the cache treatment time shown in Figs. 1 to 3, respectively.
  • base materials of HV4. OX10 2 or higher the base structure has been refined to an average width of 0.5 m or less. HV4. OX10 2 or more processed materials have very fine particles dispersed finely. As a result, the average carbide particle size could not be determined precisely, but when compared with the relatively large particles such as steel I in Fig. 5, it could be judged to be less than 0.1 m.
  • the degree of extension was measured as 6, 2, and 4, respectively. Although the degree of extension was not able to be measured for the examples, the degree of extension could be judged to be 6 or more in comparison with the comparative example 7 and the structure.
  • Tables 6 and 7 summarize examples and comparative examples of mechanical properties.
  • UE and VE are the absorbed energy of the U-notch and V-notch specimens, respectively.
  • the steel having the composition shown here is a steel for warm working, which has been appropriately designed and heat-treated so that the second phase dispersed particles are finely dispersed. Even so, it has a tensile strength of 16 or more and a total elongation balance. However, when compared with the same composition, a larger tensile strength X total elongation balance was obtained with the developed steel that was warm-worked than the comparative example. It is also noted that even with the addition of about 0.2 wt% of carbon, if an alloying element such as Mo is properly mixed, a hardness of about 1.5 GPa, which is almost the same as the quenching hardness, can be obtained, and that it has excellent ductility. (A, D, E steel). In addition, for O-steel, 2GPa class ultra-high strength steel was obtained.
  • Figure 6 summarizes the relationship between tensile strength and impact value at room temperature (U-notch specimen).
  • the figure also shows the data for steel for machine structural use that is standardized by IS (Nippon Steel Forging Association: Data sheet for machine structural steel materials for field use (1995)).
  • IS Natural Steel Forging Association: Data sheet for machine structural steel materials for field use (1995)
  • the impact value decreases significantly in the strength range of 1.2 GPa or higher, and is less than 70 j / cm 2 at the strength of 1.5 GPa or higher, while the strength of the steel of the present invention is particularly higher than 1.5 GPa.
  • it shows an extremely high impact value of 150j / cm 2 or more.
  • Fig. 7 summarizes the relationship between tensile strength and absorbed energy at room temperature (V-notch specimen). The figure also shows the data for steel for machine structural use (Kingi Giken Fatigue Data Sheet 5), which is standardized by JIS.
  • the present invention is excellent in toughness in a high strength region as compared with conventional ausformed steel, fine grain steel, maraging steel and the like.
  • Fig. 8 shows the relationship between the test temperature and the absorbed energy.
  • Example 1 and Comparative Example 8 Also, from Examples 3 and 5 and Comparative Example 10, it can be confirmed that a material force S with high absorbed energy can be obtained by processing.
  • the developed steel not only has a higher absorption energy near room temperature but also exhibits a unique temperature dependence that shows a maximum value in the low temperature range and lowers.
  • steel A in Example 1 and steel B in Example 3 have a peak around 40 ° C
  • steel F in Example 11 has a peak around –100 ° C, and some peaks are unbroken in the peak temperature range. Were present.
  • Fig. 8 shows the relationship between the test temperature and the absorbed energy.
  • the developed steel is characteristic in that the fracture surface has a fibrous shape as if bamboo was broken.
  • a similar phenomenon can be observed when an ausformed 0.2 wt% C-3 wt% Ni-3% Mo steel (tensile strength; 1.6 GPa) is tested at around 200 ° C.
  • the absorbed energy near room temperature has decreased to about 33J (Non-patent Document 16).
  • the steel obtained by the modified ausfoam treatment of 0.5wt% C-0. 9wt% Mn-0. 8w t% Cr steel (5150 steel) will cause fibrous fracture and toughness.
  • the power that is recognized to improve The maximum absorption energy at room temperature is about 1.5 J at a strength level of 1.5 GPa (Non-patent Document 17). Therefore, at a tensile strength of 2 GPa or higher, the absorbed energy near normal temperature is much higher than that of existing ausfoam steel, as in the newly developed steel. It is a notable finding that the absorbed energy shows the highest value.
  • FIG. 10 shows the relationship between the hardness of the warm processed material and the aging temperature.
  • secondary hardening elements such as Mo
  • Fig. 11 shows an example of SEM observation of the ultrafine fiber structure formed in the center of the plate by warm rolling N steel at 650 ° C.
  • Figure 12 shows the ultrafine fiber structure formed on the surface of the locally strong deformed bar.
  • Table 8 shows the results of the hydrogen embrittlement resistance test.
  • a notch tensile test of a steel charged with a hydrogen amount of about 0.3 mass ppm was conducted at a low strain rate tensile test, and the notch tensile strength at that time was the tensile strength of a smooth tensile test piece not charged with hydrogen.
  • the resistance to hydrogen embrittlement was evaluated based on whether the strength was 0.7 times or more.
  • Comparative Example 14 is a high-strength steel for machine structural use, which was disclosed in Japanese Patent Application 2001-264399 and excellent in delayed fracture.

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Abstract

各種の構造物や自動車の部品等として温間加工に供される温間加工用鋼とその温間加工方法、ならびにこの温間加工方法により得られる鋼材および鋼部品を提供する。 【解決手段】　　温間加工により基地内に粒子分散型繊維組織が生成される鋼であって、３５０°C以上Ａｃ１点以下の所定の温度域において下記式（１）で表されるパラメーターλ 　　　λ＝Ｔ（ｌｏｇｔ＋２０）（Ｔ；温度（Ｋ）、ｔ；時間（ｈｒ））・・・（１） が１．４×１０4以上となる条件で無加工のままで焼鈍、焼戻し、時効処理のいずれかを施した場合の室温における第２相分散粒子の総量が室温における体積率として７×１０-3以上であり、ビッカース硬さ（ＨＶ）が下記式（２）の硬さＨ 　　　Ｈ＝（５．２－１．２×１０-4λ）×１０2・・・（２） 以上の硬さを示すことを特徴とする鋼を温間加工用鋼とする。

Description

明 細 書
温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られ る鋼材ならびに鋼部品
技術分野
[0001] 本発明は、各種の構造物や自動車の部品等に加工して使用される鋼に関し、より 詳しくは、温間加工に供される温間加工用鋼とその温間加工方法、ならびにこの温 間加工方法により得られる鋼材および鋼部品に関するものである。
背景技術
[0002] 近年、構造物の大型化や自動車部品などの軽量ィ匕に伴い、これまで以上に強靱で かつ高性能な高強度鋼の実現が求められている。鋼の靱性を向上させるための方策 としては、従来より、（1)脆ィ匕原因となる P、 Sなどの不純物元素の低減、（2)介在物 の微細化および低減、（3)合金元素の添加、（4)炭素の低減、（5)結晶粒微細化、（ 6)炭化物粒子などの第 2相分散粒子の微細化などが一般に知られて 、る。
[0003] なかでも結晶粒微細化は、粒界への応力集中の低減、不純物元素の粒界での希 釈の効果を併せ持ち、降伏応力が上昇すると同時に脆性破壊応力を上昇できること カゝら注目されている。たとえば、最近、省資源やリサイクル性を考慮した低炭素鋼で フ ライト粒径を 1 μ m以下に超微細化して鋼の高強度化と長寿命化を達成する試 みがなされている。
[0004] し力しながら、これまでの低炭素フェライト鋼の結晶粒微細化に関する研究は 1000 MPa以下の強度レベルに集中して 、る（たとえば非特許文献 1― 2；特許文献 1 - 2) 。それは、フェライト粒の微細化のみで lOOOMPa以上の高強度を得るには、結晶粒 を 0. 5 m以下に超微細化する必要があり、大量生産を前提とした鋼の加工熱処理 では 0. 5 m以下の超微細化が極めて困難なことによる。また、実験室規模では、粉 末冶金の MM (非特許文献 3)、や ARB (非特許文献 4)などの超強加工法により 0. 5 m以下の超微細粒が得られているものの、このような超微細粒鋼では一様伸びを ほとんど示さずネッキングによる不均一変形が伸びの主体となり、延性が大幅に低下 してしまう。これと同じ早期塑性不安定性は、伸線加工により転位強化した純鉄線で も確認されて!、る（非特許文献 5)。
一般に鋼の高強度化は、延性、靱性、耐遅れ破壊特性、疲労特性、成形性などの諸 特性を大幅に低下させるという問題がある。特に汎用性の高い低合金マルテンサイト 鋼では、 1. 2GPa以上に強化すると靱性ゃ耐遅れ破壊特性等が著しく低下すること から、高強度鋼の実用化が大きく妨げられている。そこで低合金鋼の高強度化と強 靭化および耐遅; «壊特性の向上を同時に達成することが強く望まれているところ である。だ力 従来の知見によれば、低合金マルテンサイト鋼の破壊特性を向上させ るための手段としては、（a) 500°C付近の焼戻脆ィ匕温度域を避けた高温焼戻し、 (b) 旧オーステナイト粒微細化、（c)オースフォーム、（d)繊維状組織ィ匕あるいはこれらの 組み合わせが考えられる力 これらの手段の適用については以下のような問題点が あつ 7こ。
(a)高温焼戻し
高温焼戻しは、約 550°C以上、 A1点以下で行われ、これ〖こよれば、（1)焼入れで 導入される内部応力を転位の回復を伴って大幅に低減できる、（ 2)破壊靱性を低下 させる整合析出炭化物 (例えば、フィルム状セメンタイト）を非整合化 (球状化)できる ことなどの利点がある。このため、靱性がとくに必要とされる機械構造用鋼では通常 6 50°C付近で焼戻しが行われる。ただし、このような温度域では焼戻し中に第 2相分散 粒子も容易に成長するので鋼の強度低下は免れない。また、従来は、炭素を多量に 添加して炭化物の析出量を増して強度を増加する手法が取られたが靱性は低下し た。したがって、高温焼戻しのみによる高強度化には限界があった。高温焼戻しでも 高強度化が達成できるのはマルエージング鋼 (非特許文献 6— 10)などの特殊な合 金元素を多量に添加した鋼に限られていた。
(b)結晶粒微細化
鋼の高強度化に際しては十分な靱性が確保できるように旧オーステナイト粒を微細 化しておくことは不可欠である。オーステナイト粒の微細化手法としては、（1)加工ォ ーステナイトの再結晶による方法と（2)相変態を利用する方法がある。なかでも後者 に分類される、マルテンサイト組織を冷間または温間域でカ卩ェした後、オーステナイ ト化処理を行う加工熱処理が最も効果的にオーステナイト粒を微細化できる（非特許 文献 11、 12)と考えられていた。たとえば、数/ z m以下のオーステナイト粒の微細化 により焼戻マルテンサイト鋼の靱性が向上 (非特許文献 13)するとともに遅れ破壊特 性が改善 (特許文献 4)されることが知られて ヽる (特許文献 3)。オーステナイトの微 細化では、結晶粒が微細になるほど粒成長速度も大きくなるのでオーステナイト時の 粒成長を如何にして抑制するかがとくに重要なポイントであった。そこで、従来では、 オーステナイトの成長を抑制するために有効なピンユング粒子の分散やオーステナ イト化温度の低下、高周波加熱を利用した急速短時間のオーステナイト化などが一 般に適用されていた。し力しながら超微細オーステナイト粒の成長を抑制することは 極めて困難であり、実際には細粒ィ匕は数/ z m程度で頭打ちになっている。また結晶 粒を微細化しすぎると粒界での拡散型相変態が促進されて焼きが入りにくくなるなど の問題点もあり、オーステナイト粒超微細化のプロセスウィンドウは比較的狭 、もので あつ 7こ。
(c)才ースフオーム
オースフォームは、オーステナイトィ匕した鋼を準安定オーステナイト域まで急冷し、 その温度でカ卩ェした後焼入れしてマルテンサイトあるいはべイナイト変態を起こさせ、 し力るのちに焼戻しを行う処理であり、鋼を、その靱性をあまり損なうことなしに強化で きるという特徴を有している。このオースフォームでは、（1)有効結晶粒とされるバケツ トゃブロックの微細化、（2)加工オーステナイトからマルテンサイトへの転位引継ぎ、（ 3)炭素原子または炭化物による転位のピン止めなどの効果が重複して起こり鋼が強 化されていると考えられている。最近では、高温の準安定オーステナイト域で力卩ェを 行う改良オースフォームが中炭素低合金鋼に適用され、疲労や遅れ破壊特性の改 善が報告されている。また、改良オースフォームによる特性改善の主要因としては、 基地組織の微細化、粒界凹凸の導入による粗大粒界セメンタイトの形成抑制（非特 許文献 14)や集合組織の形成 (非特許文献 15)が考えられている。ただし、オースフ オームはオーステナイト糸且織の加工であるため、加工中に準安定なオーステナイト相 が初析フェライト変態やパーライト変態などを起こさな 、ように合金成分や加工熱処 理条件を厳密に調整する必要があった。し力も加工後の冷却中に焼割れを生じる問 題もあることから、適用される部材も板や棒などの単純形状のものに限定されていた (d)繊維状組織化
鋼の強靭化には冷間や温間での加工よつて繊維組織を内部に生成させることも有 効である。このことは、オースフォーム処理された鋼 (非特許文献 16、 17)や強冷間 伸線用高強度低炭素線材 (特許文献 5)、ピアノ線、純鉄線 (非特許文献 5)などにお いてすでに提案されている。
[0005] 鋼材の加工については、ボルトなどの複雑形状の部品を寸法精度よく量産できるこ とから、冷間加工が今日では部材成形の主要プロセスとなっている。ただし、引張強 さが 1. 2GPaを超えるような鋼材に対しては、その強度ゆえに冷間鍛造が極めて困 難であることから、たとえば上記のような冷間成形プロセスで繊維組織が形成される 部材は線材などに限定されて 、た。
[0006] 一方、 Acl点以下のフェライト相と炭化物の 2相域での温間加工についても、これま でに多くの試みがなされている。例えば、高強度部材および高強度鋼材の素材を準 備し、その素材の強度特性を実質的に保持するか高める状態で所望幾何学形状の 部材を作るように該素材を温間加工することで繊維組織を形成させ、少なくとも引張 強さが lGPaの高強度鋼構造部材を作る方法や成形法が知られて ヽた (特許文献 6
) o
[0007] さらに、超微細組織を有する素材を温間加工または冷間加工し、短径が 3 μ m以下 の伸張したフ ライト粒力 なる鋼材を素材として用い、調質処理を施すことなぐ成 形のみを行!ヽ、調質処理を行わな!/ヽことを特徴とする成形品の製造方法が知られて もいる（特許文献 3)。
[0008] また、焼戻マルテンサイト糸且織などの複相糸且織を有する鋼では、逆変態オーステナ イトを微細化するための焼入処理前の加工組織を得ることを目的として温間加工が 適用されてきている（非特許文献 11、 12)。鋼の強度は温間加工に引き続く鋼の調 質処理により達成されるため、焼戻マルテンサイト組織の温間加工のままで材料を使 用する試みはなされてこなかった。
[0009] さらに、炭素量が 0. 7wt%以上の高炭素鋼の温間整直加工では、 1. 8GPa超級 の線材が得られているものの、線材の伸びは 6%前後と低力つた (非特許文献 18)。 非特許文献 1:鉄と鋼、 85(1999), P.620
非特許文献 2:ISU International, 44(2004), P.1063
非特許文献 3：塑性と加工（日本塑性加工学会誌）、 41 (2000) , P. 13
非特許文献 4:鉄と鋼、 88(2002), P.359
非特許文献 5:ASM、 62(1969), P.623
非特許文献 6:Trans. ASM, 61(1968), P.798
非特許文献 7: Metal. Trans. , 1(1970), P.2011
非特許文献 8: Mat. Sci. Tech. , 19(2003), P. 117
非特許文献 9: Mat. Sci. Tech. , 7(1991), P.1082
非特許文献 10: Mat. Sci. Eng. , A398(2005), P.367
非特許文献 11:鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書（日本鉄鋼協会)、 (1991), P. 64
非特許文献 12:Proc. First International Conference on Advanced Stru ctural Steels, (2002)、 P.65
## P j¾13:Ultrafine— Grain Metals, Proc. the 16th Sagamore Arm y Materials Conference, (1969), P.138
非特許文献 14:CAMP— ISU、 12(1999), P.565
非特許文献 15:CAMP—ISU、 12(1999), P.1045-1048
非特許文献 16:ASM、 55(1962), P654
非特許文献 17: Met. Trans.、 1 (1970)、 P3037
非特許文献 18:日本金属学会誌、 32(1968)、 P.289.
特許文献 1：特開 2004— 285437号公報
特許文献 2:特開 2005— 194547号公報
特許文献 3:特開 2004— 60046号公報
特許文献 4：特開平 11— 80903号公報
特許文献 5：特公平 6 -53915号公報
特許文献 6：米国特許第 5236520号公報
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0010] 前述のように、旧オーステナイト粒微細化やオースフォームは鋼の重要な強靱ィ匕技 術であり、その研究および発明は莫大な量にのぼる。し力しながら、これらのプロセス では、焼入れおよび焼戻しが基本であり、焼入れ性や焼割れの問題、そして焼戻脆 性の問題によって高強度化が制約を受けていた。また、高強度化を図れば図るほど 強化に必要な炭化物などの第 2相分散粒子の量も増加するため、球状化焼なまし等 による軟質ィ匕が困難であった。また、焼なましによってとくに炭化物が粗大化した場 合では冷間鍛造等で材料を部品へ成形する過程で材料内部に割れが生じるなどの 問題もある。このため、焼入れおよび焼戻しによる従来の高強度化プロセスによる限 り、引張強さが 1. 2GPa以上、更には、軟質化が困難となるような 1. 5GPa超級の高 強度鋼の特性を大幅に向上させて実用化に結びつけることは不可能とされていた。
[0011] また、これまでの温間加工に関する研究や発明は、部材への成形や前組織の作製 が主な目的である。それゆえ、変形抵抗が低いフェライトやパーライト組織あるいは高 温で焼戻を施したマルテンサイト組織などの比較的に軟質な基地組織を出発材とし 、変形抵抗が低くなるような条件下で温間加工を施すのが大半であった。しかも、第 2相分散粒子の分散状態や熱的安定性を考慮に入れた微細複相組織化が図られて おらず、温間加工後に引張強さが 1. 2GPa以上でしかも延性ゃ靭性、遅れ破壊特 性などに優れた高強度部材を実現するには至っていない。特に室温において 1. 2G Pa以上の引張強さを有する焼戻マルテンサイト鋼などの複相糸且織鋼については、そ の強度故に温間加工ができな 、恐れがあることから、温間加工の適用は従来からほ とんど不可能視されて 、た。
[0012] そこで、本発明は、以上のとおり問題点を解消し、 1. 2GPa以上の引張強度を有し 、延性、耐遅れ破壊性に優れ、靱性が飛躍的に向上された高強度鋼を温間加工に より得るための粒子分散型繊維状組織を生成できる温間加工用鋼と、それを使用し た温間加工方法を提供することを目的とする。また、これにより得られる上記の特性を 備えた鋼板、鋼棒等の鋼材ならびにボルト、切削加工部品等の鋼部品を提供するこ とをち目的とする。
課題を解決するための手段 [0013] 本発明者は、上記の課題の解決のために鋭意検討し、その結果として以下の発明 を行った。
[0014] 第 1:温間加工により基地内に粒子分散型繊維組織が生成される鋼であって、 350
°C以上 Acl点以下の所定の温度域において下記式（1)で表されるパラメーターえ λ =T (logt + 20) (T；温度 (Κ)、 t；時間 (hr) )…（ 1)
が 1.4 X104以上となる条件で無力卩ェのままで焼鈍、焼戻し、および時効処理のうち の!、ずれかの熱処理を施した場合の室温にお!ヽて第 2相分散粒子の総量が体積率 として 7 X 10— 3以上となる合金成分又は/及び第 2相分散粒子を含有し、かつピツカ ース硬さ（HV)が下記式（2)の硬さ H
H=(5.2-1.2X10— 4λ) Χ102··· (2)
以上の硬さを示すことを特徴とする温間加工用鋼。
[0015] 第 2：前記基地組織の 80体積％以上がマルテンサイトとベイナイトの ヽずれかの単 独組織あるいはこれらの混合組織であることを特徴とする温間加工用鋼。
[0016] 第 3:化学組成力 前記請求項において、 C:0.70wt%以下、 Si:0.05wt%以上
、 Mn:0.05wt%以上、 Cr:0.01wt%以上、 A1:0.5wt%以下、 O:0.3 ％以 下、 N:0.3wt%以下を含有し、残部は実質的に Fe及び不可避的不純物であること を特徴とする温間加工用鋼。
[0017] 第 4:さらに、 Mo:5. Owt%以下、 W:5. Owt%以下、 V:5. Owt%以下、 Ti:3.0 wt%以下、 Nb: 1. Owt%以下、 Ta:l. Owt%以下力も成る群より選ばれる 1種又は
2種以上を含有することを特徴とする温間加工用鋼。
[0018] 第 5:さらに、 Ni:0.05wt%以上、 Cu:2. Owt%以下の 1種又は 2種を含有するこ と特徴とする温間加工用鋼。
[0019] 第 6:上記いずれかの温間加工用鋼に対し、 350°C以上 Acl点 20°C以下の温 度域で、 0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴とする温間加工方法
[0020] 第 7:温間加工を施した後、 350°C以上 Acl点以下の温度域で時効処理を施すこ とを特徴とする温間加工方法。
[0021] 第 8：前記 、ずれかの温間加工用鋼を温間加工して得られる粒子分散型繊維組織 を有する鋼であって、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が 3 μ m以下で、第 2相分散粒子が 7 X 10— 3以上の体積率で基地組織内に微細に分散 され、室温におけるビッカース硬さが HV3. 7 X 102以上であることを特徴とする鋼材
[0022] 第 9 :前記鋼材において、短軸の平均粒径が 1 μ m以下の繊維状結晶からなる基 地組織を有することを特徴とする鋼材。
[0023] 第 10 : 前記いずれかの鋼材において、短軸の平均粒径が 0. 5 m以下の繊維 状結晶からなる基地組織を有することを特徴とする鋼材。
[0024] 第 11：前記 、ずれかの鋼であって、第 2相分散粒子の長軸の平均粒径が 0. 1 m 以下であることを特徴とする鋼材。
[0025] 第 12 :前記いずれかの温間加工用鋼を板状に温間加工して得られ、少なくともそ の表層部に繊維組織が生成されていることを特徴とする鋼板。
[0026] 第 13：前記 、ずれかの温間加工用鋼を棒状または線状に温間加工して得られ、少 なくともその表層部に繊維組織が生成されていることを特徴とする棒線鋼。
[0027] 第 14：前記 、ずれかの温間加工用鋼を温間加工して得られるボルトであって、少な くともネジ部の表層部に繊維組織が生成されていることを特徴とするボルト。
[0028] 第 15 :前記いずれかに記載の鋼材が切削により部品にカ卩ェされたものであることを 特徴する鋼部品。
発明の効果
[0029] 第 1の発明の温間加工用鋼は、鋼を加熱した場合の軟ィ匕抵抗性、すなわち基地組 織および第 2相分散粒子の熱的安定性と総量とを制御することで、温間加工に供し た場合に粒子分散型繊維状組織を生成でき、温間加工後のビッカース硬さを 3. 7 X 102以上にすることができるものである。この結果、 1. 2GPa以上の引張強度を常温 において維持向上しながら、その靱性を飛躍的に向上できる温間加工用鋼を提供し た。
[0030] 第 2の発明によると、前カ卩工組織としての温間加工用鋼の組織を、マルテンサイト変 態やべイナイト変態を利用して炭化物粒子などの第 2相分散粒子が微細に分散した 超微細複相組織とすることで、温間加工に供した場合に効率的に内部にまで繊維組 織の生成を行わせることが出来るようになる。これととも〖こ、耐遅; ίτ¾壊特性を大幅に 向上させることが可會となる。
[0031] 第 3の発明によると、経済性およびリサイクル性に優れた合金組成により、温間加工 に供した場合に得られる鋼の高強度化を達成できる。
[0032] 第 4の発明によると、より微細でかつ水素トラップ性に優れた第 2相分散粒子を分散 させることができ、また温間加工に供した場合に得られる鋼材の高強度化と低温域で の靭性、ならびに耐遅; ίτ¾壊特性を大幅に高めることができる。
[0033] 第 5の発明によると、さらに低温域まで靭性を向上させることができる。
[0034] 第 6の発明によると、温間加工用鋼を所望の形状に加工しながら、繊維組織を生成 させて高い靱性を得ることができる。なお、設備としては従来力も実用化されている温 間加工設備を利用することができるので、極めて高い実用性を有するものである。
[0035] 第 7の発明によると、繊維組織を微細に維持した状態で時効処理を施すことで、第
6の発明より特性のばらつきの少ない鋼を製造することができる。
[0036] 第 8の発明によると、高い靱性を有するのみならず、その微細繊維組織の形成によ つて 2次力卩ェ性をも向上された鋼材が実現される。
[0037] 第 9の発明によると、短軸の平均間隔が 1 m以下の、第 10の発明によると短軸の 平均間隔が 0. 5 m以下の緻密な繊維組織が発達され、温間加工前よりも強度と靭 性ならびに加工性がより一層高められた鋼材が実現される。
[0038] 第 11の発明によると、第 2相分散粒子の長軸の平均粒子径を 0. 1 μ m以下に制御 することによって、少量の第 2相分散粒子の分散でより一層の高強度化および強靭 化が実現できる。
[0039] 第 12および第 13の発明によると、高い靱性と引張強度を有するのみならず、 2次 加工性を有することから各種の部品、製品の製造に使用が可能な、実用性が飛躍的 に高められた鋼板および鋼棒線が実現された。
[0040] 第 14の発明によると、とくに応力が集中するネジ部の谷底に繊維組織が生成され た、耐衝撃性および耐遅; ίτ¾壊性に優れたボルトが実現される。
[0041] 第 15の発明によると、複雑形状な高強度部品であっても、かつ耐衝撃性および耐 遅れ破壊性に優れたものとして提供される。 [0042] 以上のように、本発明は、少量の第 2相分散粒子の微細分散によって複相化を図 つた高強度鋼、とりわけ軟質化が困難で難成形の超高強度鋼に対しても、変形抵抗 が低下してかつ材料中に割れが生じな 、温度域で所定の変形を与えて所定の形状 (薄板、厚板、棒線、部品）に成形することで、従来の球状化焼きなましや部品成型 後の焼入れおよび焼戻し処理を省略すると同時に超微細複相組織を繊維状に発達 させて高強度とトレードオフバランスの関係にある延性、とくに靱性ゃ耐遅; ίτ¾壊特 性を大幅に向上させた高強度鋼および部材を提供する。
[0043] 前記効果は、以下のようなメカニズムによるものである。
(a)温間加工による結晶粒超微細化と繊維状基地組織の形成
ある特定の条件を満たす素材であれば、従来のオースフォーム鋼などと比較しても 靭性ゃ耐遅れ破壊性がはるかに優れた粒子分散型繊維組織を部材に形成できると の知見を得た。すなわち、第 2相分散粒子の微細分散または析出によるピンユング効 果を有効に利用し、変形で導入された転位の回復は適度に起こるものの 1次再結晶 や顕著な粒成長が起こらない温度域で材料を変形させて所定のひずみを付与し結 晶粒を微細化すると、内部応力の低い、割れ発生起点のない超微細粒複相組織を 作りこむことができる。とくにこのような超微細粒において、さらに結晶粒界間隔の狭 Vヽ繊維組織を発達させることで、亀裂の発生だけでなく亀裂の伝播を抑制して破壊 靱性を大幅に高めることができる。
(b)粗大第 2相の微細化
冷間加工では割れ発生の原因となるような粗大な第 2相分散粒子でも温間加工で は割れ発生なく比較的容易に変形させることができる。そこで、とくに加工中に生じる 第 2相分散粒子の分解および再析出を利用して、粒界割れの原因と考えられている 粗大なフィルム状析出物を球状ィ匕するだけでなく微細に分散させて強化に利用する ことができる。
(c)合金炭化物および金属間化合物等の超微細分散
Mo、 V、 W、 Ta、 Ti、 Nbなどの炭化物形成能の高い合金元素は、すでに存在して いるセメンタイトとは独自に、 Mo2C、 V4C3、 W2C、 TaC、 NbC、 TiCなどのナノサ ィズの合金炭化物を 500°Cから 600°C付近の温度域で形成する、それゆえ、これら の合金元素の添カ卩は鋼の高強度化には有効である。これらのナノサイズの合金炭化 物による析出強化の極大値は、強化機構力 ^Cutting力も Orowan機構への遷移域 で得られる力 このような時効段階では析出物のまわりに整合ひずみが多く存在し鋼 の靱性は低下する。そのため、鋼の強度を多少犠牲にしても、鋼はこれらの炭化物 の十分な過時効状態まで焼戻されるのが通常である。一方、温間加工によるこれら の合金炭化物の動的析出を利用すれば、上記析出遷移温度域であっても炭化物の 成長をあまりともなわずに炭化物を非整合析出させることも可能である。すなわち Oro wan機構による合金炭化物の析出強化を最大限有効に使うことも可能である。また、 上記合金元素と Ni, A1など力もなる金属間化合物や窒化物、酸化物、 Cu粒子等の 析出に対しても同様の効果が期待できる。
図面の簡単な説明
[0044] [図 1]図 1は、加工熱処理パターンの一例を示した図である。
[図 2]図 2は、加工熱処理パターンの一例を示した図である。
[図 3]図 3は、加工熱処理パターンの一例を示した図である。
[図 4]図 4は、焼戻硬さと T(logt + 20) = λの関係を例示した図であり、 Τは焼戻温 度 (Κ)、 tは焼戻時間 (hr)である。
[図 5]図 5は、 500°C温間加工組織 (超微細繊維組織)を例示した図である。
[図 6]図 6は、引張強さと衝撃値 (Uノッチ)との関係を例示した図である。
[図 7]図 7は、引張強さと吸収エネルギー (Vノッチ）との関係を例示した図である。
[図 8]図 8は、吸収エネルギーと試験温度との関係を例示した図である。
[図 9]図 9は、シャルピー衝撃試験 (Uノッチ)した B鋼の破壊形態の一例を示した写 真図である。
[図 10]図 10は、温間加工材の硬さと時効温度の関係を例示した図である。
[図 11]図 11は、板材の中心部に形成された超微細繊維組織を例示した図である。
[図 12]図 12は、棒材の表層部に形成された超微細繊維組織を例示した図である。 発明を実施するための最良の形態
[0045] 本発明は上記のとおりの特徴をもつものである力 以下、本発明の要件等について 詳しく説明する。 [0046] 本発明の温間加工用鋼は、温間加工により基地内に粒子分散型繊維組織が生成 される鋼であって、 350°C以上 Acl点以下の所定の温度域において下記式（1)で表 されるパラメーター λ
λ =T (logt + 20) (T；温度 (Κ)、 t；時間 (hr) )…（ 1)
が 1. 4 X 104以上、より好ましくは 1. 5 X 104以上となる条件で、無力卩ェのままで焼鈍 、焼戻し、時効処理のいずれかの熱処理を施した場合の室温における第 2相分散粒 子の総量が体積率として 7 X 10— 3以上となる合金成分又は Z及び第 2相分散粒子を 含有し、かつビッカース硬さ（HV)が下記式 (2)の硬さ H
H= (5. 2- 1. 2 X 10— 4 λ ) Χ 102· · · (2)
以上を示すことを特徴としている。このように、本発明の温間加工用鋼は、これに施す 温間加工中に第 2相分散粒子の分散状態や基地組織が変化するため、温間加工の 熱履歴を模擬した熱処理で得られる無加工材の硬さ (組織）に対して式 (2)の下限を 設定することで、構成されている。すなわち、以下に説明するとおり、硬さにより組織 状態を表すものである。
(a)温間加工用鋼の糸且織
温間加工により複相糸且織鋼の高強度化と強靭化を同時に達成するには、できるだ け少量でかつ微細な第 2相分散粒子の分散による強化と、基地組織の微細化および 繊維組織ィ匕を同時に行えることが重要である。そしてこの超微細複相組織ィ匕を達成 するには、素材である温間加工用鋼における第 2相分散粒子の微細分散または微細 分散能が重要である。
[0047] 本願発明にお 、て、第 2相分散粒子の微細分散または微細分散能にっ 、ては、
(i)温間加工用鋼において既に第 2相分散粒子が分散している
(ii)温間加工用鋼にぉ 、て第 2相分散粒子は分散して 、な 、が、温間加工中に第 2 相分散粒子が 1種または 2種以上析出し、加工処理後に粒子分散型繊維組織が形 成される
(iii)温間加工用鋼において既に第 2相分散粒子が分散しているが、温間加工中に それとは別の粒子が析出する
の 3通りを考慮することができる。 [0048] そして、第 2相分散粒子による分散 (析出）強化は、第 2相分散粒子の体積率、粒子 の大きさ、硬さや形状等の分散状態に依存する。分散強化が Orowan機構による場 合、下記の式 (A) (「鉄鋼の析出制御メタラジー最前線（日本鉄鋼協会） (2001) P. 6 9」）より、粒子径 (d)が小さくて、体積率 (f)が大きいほど分散強化量は大きくなる。す なわち、第 2相分散粒子の分散状態 (および分散能)は硬さと密接な関係を有するこ とになる。
[0049] Δ σ = (3. 2Gb) /[ (0. 9f— 1/2— 0. 8) d] · · · (A)
ここで、 Gは鋼の剛性率 80GPa、 bはバーガースペクトル 0. 25nmである。 ところ力 粒子がある臨界粒子径よりも小さくなりすぎると転位が粒子によってピン止 めされなくなり、転位によって粒子がせん断されるようになるため Orowan機構が成立 しなくなる。転位によって粒子がせん断される、いわゆる Cutting機構では粒子径が 大きくなるほど分散強化量は増加する。すなわち Orowan機構が成立する最小粒子 径で最大の分散強化量が得られることになる。最大の分散強化が達成できる最小粒 子径は粒子の硬さに依存し、粒子の硬さに逆比例して小さくなる（鉄鋼の析出制御メ タラジー最前線（日本鉄鋼協会）（2001) P. 69)。したがって、同一体積率で比較し た場合、硬 、粒子ほど Orowan機構が成立する最小粒子径も小さくなるため最大の 粒子分散強化量も大きくなる。
[0050] たとえば、 TiCは合金炭化物の中でも高い硬度を有し、密度も小さいことから有効 な分散粒子強化が行えることが知られている。いま、 TiCで Orowan機構の適用でき る最小粒子径として 7nmが得られるとすれば、 7 X 10— 3の体積率の分散で 0. 9GPa 程度（TS (GPa) 0. 0032HV, HV2. 8 X 102)の粒子分散強化量が期待できる。 ちなみに、 TiCの密度が 4. 94MgZm3、 Tiの原子量 47. 9、 Cの原子量 12では、体 積率 7 X 10— 3の TiCを析出させるのに必要な Tiは 0. 35wt%、 Cは 0. 087wt%とな る。加えて、実用フェライト鋼の基地の強度は 0. 3GPa (約 HVO. 9 X 102)程度であ るので、フェライト基地中に上記 TiCが分散した鋼の室温強度は 1. 2GPa以上 (HV 3. 7 X 102以上）と予想される。よって、 TiCについて理想的な分散状態を考察すると 、 Orowan機構が適用できる分散粒子では大きさが 7nmあれば 7 X 10— 3の少量の体 積率での分散強化のみでも HV3. 7 X 102を十分に満足できることになる。これは、 炭窒化物、金属間化合物、酸化物、 Cu粒子等力 なる第 2相分散粒子についても同 様の効果が期待できる。そしてこのような第 2相分散粒子としては、たとえば、具体的 には、 Mo2C、 V4C3、 W2C、 TaC、 NbC、 TiC等の炭ィ匕物、 Fe304, Fe203, Al 203, Cr203, Si02, Ti203等の酸化物、 A1N, CrN, TiN等の窒化物、 Ni3Ti, NiAl, TiB, Fe2Mo, Ni3Nb, Ni3Mo等の金属間化合物、 Cu粒子などの金属粒 子等を考慮することができる。
[0051] なお、 Moや Tiなどの金属炭化物粒子は一般に lOnm前後の大きさであり、体積率 が 10 X 10—3未満の少量の分散によっても高強度化が有効に図れることは知られてい る。ただし、合金元素等の偏析等によって第 2相分散粒子の大きさや基地組織中で の分布にもばらつきがある。よって、本発明においては、第 2相分散粒子の分布のば らつきがあっても温間加工により微細な結晶組織が安定して得られるように考慮して 、第 2相分散粒子の室温における体積率を 7 X 10— 3以上と規定している。なお、低合 金マルテンサイト鋼やべイトナイト鋼については、温間加工前の一般的なセメンタイト (Fe3C)の平均粒子径が数十 nm以上であることを考慮すれば、第 2相分散粒子の 体積率を 20 X 10— 3以上とするのが好ましい。
[0052] また、高強度化を図る上で第 2相分散粒子の体積率の上限は特に制限しないが、 靭性を考慮すれば、 12 X 10—2以下とすることが好ましい。また、 Orowan機構による 粒子分散強化は、（A)式から、数十 nm以下の領域で顕著になることが予想され、平 均粒子径が 0. 5 mより大きな第 2相分散粒子の分散状態では 1. 2GPa以上の強 度が得られにくい。よって、第 2相分散粒子の平均粒子径は 0. 以下、より好ま しくは 0. 1 μ m以下であることが温間加工用鋼として望まれる。
[0053] ただし、上記条件は 350°Cの焼戻第 3段階以上の温度域でも第 2相分散粒子が成 長しないことを前提としている。つまり、温間加工後も 1. 2GPa以上の強度を有する ためには、加熱、加工中ならびに加工後に基地組織にカ卩え、特に第 2相分散粒子が 著しくォストワルド成長して強度が低下しないことが必要条件となる。よって、一般に 焼戻パラメータとして知られている次の（1)式で表される λを指標として糸且織の熱的 安定性を評価した場合、 350°C以上 Acl点以下の所定の温度域において、 λ≥1. 4 Χ 104の条件で、無力卩ェのままで少なくとも焼鈍、焼戻し、時効のいずれかの熱処 理を施した場合の室温におけるビッカース硬さ（HV)が下記式 (2)で与えられる硬さ H以上となるような軟ィ匕抵抗を示すことが前加工組織、すなわち本発明の温間加工 用鋼としての必要十分条件であると考えることができる。
[0054] λ =T(logt+ 20) · · · (1)
ここで、 Tは温度 (K)、 tは時間（h)である。
[0055] H= (5. 2- 1. 2 X 10— 4 λ ) Χ ΙΟ2· · · (2)
なお、所定の温度域においてとは、 350°C力 Ac 1点のいずれかの温度で上記条 件を満たせばょ 、ことを示し、すべての温度域にわたって上記条件を満たす必要は 無いことを意味している。つまり、時効または焼戻処理した場合に、素材が顕著な時 効硬化や 2次硬化を起こして上記範囲内のある温度域に限って硬さ H以上となる場 合も、本発明の温間加工用鋼とすることができる。
[0056] ここで、たとえば前記の TiCについて、粒成長抑制効果を考察する。一般に良く知 られて 、る Zenerの関係式（D = B X d/f)より、 TiCが分散（d = 7 X 10— 3 m、体積 率 f= 7 X 10— 3、 B=4Z9〜4Z3)したフェライト組織の定常粒成長で得られる安定 結晶粒径 Dを見積もると 0. 4〜1. 3 m程度となる。つまり、このような安定結晶粒は 再結晶粒の正常粒成長に対して成立するものであるから、再結晶温度よりも低温域 の温間加工では所定のひずみ付与による基地組織の微細化と TiCによる粒界ピニン グの 2つの効果により平均粒径が 3 μ m以下の繊維状組織が得られることは十分に 予想される。
[0057] このように、 TiC炭化物の理想分散状態による析出強化を基に、温間加工により 1.
2GPa上の引張強さを有する超微細複相組織を得るには、第 2相分散粒子の体積率 の下限値を 7 X 10— 3とし、かつ T(logt+ 20)≥1. 4 X 104の条件で焼鈍、焼戻し、時 効のいずれかの熱処理後の鋼の硬さが HV≥ (5. 2- 1. 2 X 10— 4 λ ) X 102を有する ことを前加工組織の必要十分条件としている。すなわち、温間加工用鋼として、第 2 相分散粒子を基地組織中に粒子分散強化粒子として微細に分散又は析出させるこ と、および第 2相分散粒子の熱的安定性を高める組織制御が、本発明の特徴である
[0058] 以上のような本願発明の温間加工用鋼の糸且織については、温間加工の処理中に 第 2相分散粒子の分散状態や基地組織が種々変化されるため、室温の組織形態で 限定されることはないが、実際的には、パーライト組織を主組織とする鋼を除ぐ強度 1. 2GPa以上の鋼をすベて温間加工用鋼として考慮することができる。このようなも のとしては、例えば、具体的には、マルテンサイト鋼 (焼戻マルテンサイト組織)で〖ぉ1 S— G4053の低合金鋼、 JIS— G— 4801のばね鋼や、それ以上の強度レベルの 2 次硬化鋼、マルエージ鋼、 TRIP鋼、オースフォームド鋼等である。
[0059] そして、本発明の第 2の温間加工用鋼は、基地組織の 80体積％以上をマルテンサ イトとベイナイトの 、ずれかの単独組織ある 、はこれらの混合組織とするようにして ヽ る。これは、中炭素低合金鋼では、マルテンサイトの有効結晶粒とされるブロックの幅 力 Sl /z m以下である（Scripta Mater. , 49 (2003) , P. 1157)ことが最近の研究で 明らかになっており、炭化物等を微細に分散した焼戻マルテンサイト糸且織に温間加 ェを施すことで繊維組織を効率よく形成できることに加え、ベイナイト組織も炭化物が 微細に分散した針状や板状の組織形態を有しており、これを前加工組織とした場合 も同様に繊維状組織を得ることができるためである。本発明の温間加工用鋼におい ては、このようなマルテンサイトとベイナイトのいずれかの単独組織あるいはこれらの 混合組織が、基地組織の 90体積％以上であることをより好ま 、形態として 、る。
[0060] とくに温間加工後に 1. 2GPa以上の強度を安定して維持するためには、 JIS— SC M430鋼の焼戻マルテンサイト鋼と同等あるいはそれ以上の焼戻軟ィ匕抵抗を有する マルテンサイトまたはべイナイト組織を 80%以上含むことが望ましい。なお、マルテン サイト又はべイナイトおよびこれらの混合組織以外の 20体積％以下は、フェライト、パ 一ライト、オーステナイト組織など、如何なる組織であってもよい。というのは、このよう なフェライト、パーライト、オーステナイト組織等は温間加工熱処理中に分解'消失し たり、微細な組織へと変化するため 20体積％以下であれば問題な 、と判断されるた めである。
(b)化学組成
本発明の第 3〜5の温間加工用鋼は、上記知見に基づいて合金設計されたもので あり、その要旨とするところは、化学組成として、 C : 0. 70wt%以下、 Si: 0. 05wt% 以上、 Mn: 0. 05wt%以上、 Cr: 0. 01wt%以上、 A1: 0. 5wt%以下、 0 : 0. 3wt %以下、 N: 0. 3wt%以下を含有し、残部は実質的に Fe及び不可避的不純物であ ることを特徴とする温間加工用鋼である。また、この温間加工用鋼は、さらに、 Mo : 5 . Owt%以下、 W: 5. Owt%以下、 V: 5. Owt%以下、 Ti: 3. Owt%以下、 Nb : l . 0 wt%以下、 Ta: l. Owt%以下力 成る群より選ばれる 1種又は 2種以上を含有する ことや、 Ni: 0. 05wt%以上、 Cu: 2. Owt%以下の 1種又は 2種を含有することなど を考慮することができる。以下に、本発明における鋼の成分組織の限定理由につい て述べる。
[0061] C : Cは炭化物粒子を形成し、強度増加に最も有効な成分であるが、 0. 70wt%を 超えると靱性劣化を招くことから、含有量を 0. 70wt%以下とした。強度増加を充分 に期待するためには、好ましくは、 0. 08wt%以上、より好ましくは 0. 15wt%以上を 含有させる。
[0062] Si: Siは脱酸およびフェライト中に固溶して鋼の強度を高めるとともにセメンタイトを 微細に分散させるのに有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中 に残るものも含め、含有量を 0. 05wt%以上とする。高強度化を図る上で上限は特 に制限しないが、鋼材の加工性を考慮すれば、 2. 5wt%以下とすることが好ましい。
[0063] Mn: Mnはオーステナイトィ匕温度を低下させオーステナイトの微細化に有効である とともに、焼入れ性ならびにセメンタイト中に固溶してセメンタイトの粗大化を抑制する のに有効な元素である。 0. 05wt%未満では所望の効果が得られないため、 0. 05 wt%以上と定めた。より好ましくは 0. 2wt%以上を含有させる。高強度化を図る上で 上限は特に制限しないが、得られる鋼材の靭性を考慮すれば、 3. Owt%以下とする ことが好ましい。
[0064] Cr： Crは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶してセメン タイトの成長を遅滞させる作用が強い元素である。また、比較的多く添加することでセ メンタイトよりも熱的に安定な高 Cr炭化物を形成したり、耐食性を向上させる、本発明 では重要な元素のひとつでもある。従って、少なくとも 0. 01wt%以上含有させる必 要がある。好ましくは 0. ^％以上であって、より好ましくは 0. 8wt%以上を含有さ せる。
[0065] A1:A1は脱酸および Niなどの元素と金属間化合物を形成して鋼の強度を高めるの に有効な元素である。ただし過剰な添力卩は靱性を低下させるため、 0. 5wt%以下と した。なお、 A1と他の元素の金属間化合物や A1の窒化物や酸ィ匕物などを第 2相分散 粒子として利用しない場合は、 0. 02wt%以下、さらに限定的には 0. 0 ^％以下と することが好ましい。
[0066] 0 : 0 (酸素）は酸ィ匕物として微細で均一に分散させることができれば、介在物では なぐ粒成長抑制や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させる と靱性を低下させるので 0. 3wt%以下とした。酸ィ匕物を第 2相分散粒子として利用し ない場合は、 0. 01wt%以下とすることが好ましい。
[0067] N:N (窒素）は窒化物として微細で均一に分散させることができれば、粒成長抑制 粒子や分散強化粒子として有効に作用する。ただし、過剰に含有させると靱性を低 下させるので 0. 3wt%以下とした。窒化物を第 2相分散粒子として利用しない場合 は、 0. 01wt%以下とすることが好ましい。
[0068] Mo : Moは本発明において鋼の高強度化に有効な元素であり、鋼の焼入れ性向上 を向上させるだけでなぐセメンタイト中にも少量固溶してセメンタイトを熱的に安定に する。とくにセメンタイトとはまったく別個に基地相中に新しく転位上に合金炭化物を 核生成（separate nucleation)することで 2次硬化を起こして鋼を強化する。し力も 形成された合金炭化物は微細粒ィ匕に有効であると共に水素の置換にも有効である。 したがって、好ましくは 0. lwt%以上、より好ましくは 0. 5wt%以上を含有させるが、 高価な元素であるとともに過剰な添加は粗大な未固溶炭化物または金属間化合物を 形成して靱性を劣化させるため、添加量の上限を 5wt%に定めた。経済性の観点か らは、 2wt%以下とすることが好ましい。
[0069] なお、 W、 V、 Ti、 Nbならびに Taについても Moと同様な効果を示し、それぞれ前 記上限の添加量を定めた。さらにこれらの元素の複合添加は、分散強化粒子を微細 に分散する上で有効である。
[0070] Ni:Niは焼き入れ性の向上に有効であるとともに、オーステナイトィ匕温度を低下さ せオーステナイトの微細化ゃ靱性の向上、耐食性の向上に有効な元素である。また 、適量を含有させれば Tiや A1と金属間化合物を形成して鋼を析出強化させるのにも 有効な元素である。 0. 01wt%未満では所望の効果が得られないため、 0. 01wt% 以上と定めた。より好ましくは 0. 2wt%以上を含有させる。上限については特に制限 は無いが、高価な元素であるため、 9wt%以下とすることが好ましい。
[0071] Cu: Cuは熱間脆性を引き起こす有害な元素である反面、適量を添加すれば 500 °C〜600°Cで微細な Cu粒子の析出をもたらし、鋼を強化する。多量に添加すると熱 間脆性を引き起こすので、フ ライト中へのほぼ最大固溶量である 2wt%以下とした
[0072] なお、微細な金属間化合物の析出による高強度化を意図する場合には、 Co : 15w t%以下を含有することも有効である。
[0073] P (燐)および S (硫黄）については特に規定されないが、 Pや Sは粒界強度を低下さ せるため極力取り除きたい元素であり、それぞれ 0. 03wt%以下とすることが好まし い。
[0074] なお、上記以外の元素についても、本発明の効果を下げない範囲で各種の元素が 含有されることが許容される。
[0075] (c)温間加工用鋼の調製
なお、以上のような温間加工用鋼の作製方法は、たとえば、 JIS規格のマルテンサ イト組織やべイナイト組織の製造方法等に準じて、多種多様なものを考慮することが できる。これは溶解および鍛造法に限られるものではなぐたとえば粉末冶金法など の他の製造法を利用することもできる。具体的には、たとえば、ボールミリング法など の手法を用いて、鋼中に酸化物等のほとんどの未溶解の化合物を、ナノメータサイズ の大きさで鋼粉末分散させた粉末を作製した後（ISU International, 39 (1999)、 P176)、このようなメカ-カルミリング処理粉末を適切な温度域で固化成形することで 目的のバルタ体を得ること等も可能である。
[0076] (d)温間加工
本発明の温間加工方法は、上記いずれかの温間加工用鋼に対し、 350°C以上 Ac 1点 20°C以下の温度域で、 0. 7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特 徴としている。温間加工を施した後、 350°C以上 Acl点以下の温度域で時効処理を 施すことも考慮される。このような温間加工によると、
(1)転位の回復が適度に起こり、結晶粒微細化が図れるとともに内部応力を低減で さる
(2)合金元素の拡散が比較的容易となり、炭化物等の第 2相分散粒子の分解およ び再析出が顕著に起こり、組織の微細化を図ることができる
(3)鋼の変形抵抗 (高温硬さ）が顕著に下がりクラック等の発生なく成形できる との利点を得ることができる。
[0077] このような加工温度について、より具体的には、例えば、一般機械構造用鋼として 用いられて 、る中炭素低合金鋼でマルテンサイト組織を基地とする場合では、セメン タイトが析出する焼戻第 3段階にほぼ相当する 350°C温度以上とすることができる。 特に、合金炭化物、金属間化合物や Cuなどを第 2相分散粒子として有効に利用す るには、これらの第 2相分散粒子の析出温度である 500°Cから 650°Cの温度域でカロ ェすることが望ましい。
[0078] 一方、加工中にオーステナイト変態した部分では冷却過程でパーライト変態やマル テンサイト変態などの相変態を起こし、その結果、割れ発生の原因となるような不均 一な組織が形成される可能性が高い。また、加工発熱による温度上昇も考慮して、 加工の上限温度は Acl点 20°Cとした。ただし、素材の加工温度と時間の組み合 わせとしては、焼戻パラメータえで硬さを整理した場合、無加工のままで素材に焼鈍 、焼戻し、時効処理のいずれかを施した場合に室温におけるビッカース硬さが HV3 . 7 X 102以下にならない組み合わせが温間加工後に 1. 2GPa以上の強度を得るた めに好ましい。とくに高温域での加工では、素材の軟ィ匕抵抗性と加熱時間を考慮に 入れて力卩ェに要する時間を短くする必要がある。
[0079] 組織の発達の度合いは、前カ卩ェ組織、加工温度とひずみ量に依存する。つまり、 前加工組織や加工温度によって必要なひずみ量も変わるためここでひずみ量を厳 密に規定はできないが、材料内部に繊維状組織を形成させようとする場合には、 0. 7以上、より好ましくは 1以上のひずみを付与することが好ましい。あらかじめオーステ ナイトの未再結晶温度域で加工を加えるなどして旧オーステナイト結晶粒を微細な繊 維状に伸長させたマルテンサイトやべイナイト組織を有する温間加工用鋼に対しては 、 1より小さなひずみ量の付与で微細な繊維組織を均一に生成させることができる。し 力しながら、おおよその場合において、ひずみ量は好ましくは 1以上、さら好適には 1 . 5以上とするのが望ましい。
[0080] このとき、付与するひずみは 1回の加工に限らず、複数回の加工に分けて導入して も良い。また、加工の方向は常に同じ方向に限定されない。さらに、パス間の時間も 特に限定するものではない。さらに、被加工材の全域でなぐ特定の領域 (たとえば、 高強度化が必要な表層や部品の R部など）に所定のひずみを付与することも含まれ る。ただし、実際のひずみ量は被力卩工材の材料特性、ロール (鍛造であれば金型）と 被加工材の摩擦条件 (たとえば、潤滑剤の種類や有無など)、ロール (鍛造であれば 金型)の変形、圧延 (鍛造)速度、圧延 (鍛造)温度などを考慮してはじめて理解でき るものである。特に、鍛造によって部品成型を行う場合には、不均一なひずみが導入 されていることは必須である。よって、ひずみの量を精度の高い数値解析技術によつ て予測することが望ましいが、一般的に平面ひずみ状態を前提とした板圧延の場合 累積圧下率は 45%以上、棒線圧延の場合累積減面率 45%以上であれば、ひずみ 0. 7以上は被力卩工材の全域に導入されていると考えられる。なお、累積圧下率また は累積減面率が 58%以上であればひずみ 1以上が被加工材の全域に導入されて いると考えられる。ただし、たとえば、圧下率 (減面率) 45%未満であっても摩擦など の影響で 0. 7以上のひずみが被加工材の全域あるいは特定の領域に導入されるこ ともあるので、その場合には数値解析によって導入されたひずみの量を定量的に検 討することが必要である。
[0081] (e)鋼材
本発明の鋼材は、上記のとおりに温間加工用鋼を温間加工して得られる鋼であつ て、短軸の平均粒径が 3 m以下の繊維状結晶からなる基地組織を有し、第 2相分 散粒子が室温において 7 X 10—3以上の体積率で基地組織内に微細に分散し、室温 におけるビッカース硬さが HV3. 7 X 102以上であることを特徴としている。なお、本 発明の鋼材における基地組織は、伸展度 (アスペクト比）が 2を超え、代表的にはァス ぺクト比 5以上の繊維状フェライト結晶からなり、これに第 2相分散粒子が微細に分散 されて ヽるちのと理解することがでさる。
[0082] 鋼の機械的特性に及ぼす結晶粒微細化の効果は、数 μ m以下の結晶粒領域にお いて顕著になることが知られており、本発明では繊維状結晶力もなる基地組織の平 均間隔 (すなわち短軸平均粒径)の上限を 3 /z mとしている。なお、ここで結晶粒とは 、 15° 以上の結晶方位差の粒界で囲まれた基地の結晶粒である。一方、分散粒子 の長軸の平均粒径が 0. 3 mより大きい場合では、粒子分散強化がほとんど望めな いうえに、 1. 2GPa以上の鋼では靭性を著しく劣化される可能性が高い。よって、長 軸の平均粒径が 0. 3 m以下であることが望ましい。
[0083] とくに結晶粒微細化の効果は平均結晶粒径が 1 m以下、 Orowan機構による粒 子分散強化は、平均粒子径が 0. 1 m以下の領域でとくに顕著になる。よって、結 晶繊維状化による強化と粒子分散強化を重畳して有効に利用するには、さらに繊維 状結晶の短軸平均粒径を 1 μ m以下、さらには 0. 5 μ m以下とすることが有効である 。そして、第 2相分散粒子の長軸の平均粒子径も、基地組織の微細化に応じて 0. 1 m以下、さらには 0. 05 /z m以下とするのがより好ましい。
[0084] このような温間加工鋼材では、上記強化機構の他に固溶強化ならびに転位強化な どの強化機構も加えることができるものであり、これらの強化機構が重畳する効果によ つて上記強化機構の単純な加算では予測できないような高機能性の材料が得られる に至っている。
[0085] このように微細な繊維組織は、板材を始めとし、棒線材、ボルトのネジ部等の温間 成形によって形成することができる。とくに累積ひずみ量が小さい場合でも、局所的 に強変形を被った表層部などに繊維組織を形成させることができ、各種の部品およ び所望の部分の特性を大幅に向上させることができる。
[0086] 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ぐ 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。
実施例
[0087] 表 1に、本発明範囲の鋼成分 (A〜K、 M、 Nならびに O)と範囲外の鋼成分 (L)を 示す。なお、実施例では炭化物を第 2相分散粒子として利用するようにした。表 2に は、表 1の組成の鋼で第 2相分散粒子として分散し得る金属炭化物ならびにセメンタ イトの体積率を示した。実施例の鋼は、 Co添カ卩のマルエージング鋼を除ぐ SCM43 5から 2GPa級の 2次硬化鋼までのマルテンサイト鋼を網羅するものである。 [0088] [表 1]
wt
Figure imgf000025_0001
[0089] [表 2]
Figure imgf000025_0002
各鋼における第 2相粒子の総体積率 (f) > 7 X 10'3
[0090] 鋼の成分および熱処理条件により種々の化学量論組成の炭化物が実際の鋼中に は存在する。そのため、第 2相分散粒子の体積率を化学分析や組織観察によって厳 密に測定することは難しぐ実用的ではない。そこで発明者らは、炭化物の構造解析 等によって求められる周知の炭化物の理論密度（(株)東京化学同人、化学大辞典、 (1989)、 P. 1361— 1363)力も計算によって炭化物の体積率を求めた。計算の近 似式等は表 3のとおりである。
[0091] [表 3]
MxCy型炭化物の体積率 (f)を求める近似式
fMxCy= p Fe/ p MxCy/ {X V (XM*+ 12Y) } (wt M)/100
M* ;原子量
例えば、
fFesC = p Fe/ p Fe3CZ { 12/ (3 * 55.85 + 12) 1 (wt%C)/100=0.15(wt%C)
fMo2C=0.0094(wt%Mo)
fNbC=0.012 (wt%Nb)
fTiC=0.020(wt%Ti)
ここで、
フェライト鉄の密度； p Fe=7.86Mg/m3
FesCの密度； f> Fe3C=7.72 g/m3
Mo2Cの密度； o2C=8.90 g/m3
NbCの密度； p NbC=7.78Mg/m3
TiCの密度： p TiC = 4.94Mg/m3
崁化物の密度は以下の文献より引用
(㈱東京化学同人、化学大辞典 (1989))
[0092] 計算に際しては、炭化物形成能の強い合金元素 (Nb>Mo >Cr>Feなど）の順に 炭素と結合して炭化物を形成するものと仮定した。 Nb、 Moについては、鋼中で独自 の炭化物を作りやすくし力もセメンタイト中に解けにくい元素であることはよく知られて おり、 NbC、 Mo2Cの析出を想定した。ただし、 G鋼や L鋼については、 0. 002wt% の Moは十分にセメンタイト中に固溶し得る量であるため、 Mo炭化物の体積率の見 積もりからは除外した。 Crについては、 Crの添カ卩量が多い場合は、高 Cr濃度の M2 3C6、 M7C3などの炭化物を形成する力 本実施例の添カ卩量では Crはセメンタイト 中に固溶してこれらの合金炭化物を形成する可能性は低い。従って、 Crの合金炭化 物の体積率は見積もりから除外した。
[0093] ここで最も重要なことは、中炭素低合金鋼では分散強化粒子である炭化物の分散 量は炭素量に依存し、とくにセメンタイトに対して密度が十分に大きな金属炭化物を 形成する可能性が無い場合や金属炭化物を形成する元素の添加量が少量の場合 ではセメンタイトの量で第 2相分散粒子の分散量がほぼ決定されることである。すな わち、表 2に示すように、表 1の実施例で用いた C量が 0. 2wt%以上の鋼では第 2相 の体積率の総量は 7 X 10— 3を十分に上回る。
[0094] 図 1、図 2ならびに図 3に、実施例で適用したカ卩工熱処理の工程を例示した。このプ ロセスは、基本的に、（1)粗大な未固溶炭化物を減ずるための固溶ィ匕熱処理と加工 、 (2)本発明の温間加工用鋼の組織としての焼戻マルテンサイトまたはべイナイト組 織を得るための焼入れ処理および焼戻、 (3)部品への形状成型も兼ねた温間加工 力もなる。なお、図 1の加工熱処理パターン 1では、固溶ィ匕熱処理に引き続く低温で のオーステナイトィ匕による逆変態オーステナイト粒の微細化、図 2のパターン 2では、 固溶ィ匕熱処理に引き続く熱間加工によって得られる再結晶オーステナイトや温間加 ェによって得られる未再結晶オーステナイト (伸長オーステナイト)組織力 の焼入れ を念頭に入れている。図 3は、準安定オーステナイト域でのオースフォーム処理によ る加工オーステナイト (伸長オーステナイト)組織からの焼入れプロセスである。これら の加工熱処理プロセスにおいては、結晶粒が微細なほどより小さい累積ひずみ量の 温間加工で微細組織を得ることができ、とくに繊維組織を効率良く発達させるための 加工前組織としては微細な未再結晶オーステナイト (伸長オーステナイト）から得られ るマルテンサイトを前組織とすることは最も有効である。
[0095] まず、熱延鋼板または鍛造材力 切り出した約 40mm角 X長さ 120mmの角材に 加工熱処理パターン 1、 2ならびに 3における焼入れ処理までを施して、ほぼ 100体 積％に近いマルテンサイト単一組織を得た。これが本発明の温間加工用鋼の一例に 相当する。ついで角材は所定の温度まで 0. 5時間で加熱して焼戻しを施した後、溝 ロールを用いて所定の減面率まで温間圧延力卩ェを施してひずみを付与し、空冷した
[0096] 得られた鋼材の組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡 (TEM)、ならびに FE— SEMおよび EBSP分析装置を用い、圧延加工 (RD)方向に平行な断面を研磨仕上 げして観察した。旧オーステナイト粒径は、研磨面をピクリン酸アルコール水溶液で 腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、 JIS G 0552で規定されている比較法 または切断法に準じて求めた。第 2相分散粒子の平均粒子径は、 TEMまたは SEM を用いて、 1万倍から 10万倍の倍率で 3視野以上を観察し、合計で 250個以上の粒 子の長軸の長さを測定して求めた。なお、いくつかの粒子が合体凝集している場合 は、それを 1つの粒子と見なした。最大粒子径は、測定した炭化物の中で最も大きな 炭化物の長軸の長さに対応させた。繊維組織における伸長粒の短軸および長軸の 平均粒径は、 EBSP解析によって、 15° 以上の結晶方位差を有する伸長結晶粒の 短軸および長軸の平均切片長さを切断法で測定した (図 5を参照)。
[0097] 得られた鋼材の硬さは、 JIS Z 2244で規定されている試験方法に準じて、ピツカ ース硬さ試験機を用いて、荷重 20kg、保持時間 15sで測定した。
[0098] 引張試験は、 JIS Z 2241で規定されている試験方法に準じて、 1)平行部直径 3 . 5mm,長さ 24. 5mm,評点間距離 17. 5mm,または 6mm、長さ 42mm、評点間 距離 30mmの JIS 14号 A比例試験片、または 2)平行部直径 10mm、長さ 45mm、評 点間距離 35mmの JIS4号サブサイズ試験片につ 、てインストロン型引張試験機を用 いて常温で行った。クロスヘッドスピードは、 DJIS14号 A、 2)JIS4号について、それ ぞれ 0. 5mmZminおよび lOmmZminであり、伸びは、伸び計を試験片に装着し て破断まで測定した。
[0099] 衝撃試験は、 JIS Z 2242で規定されている試験方法に準じて、断面積が 1. 8c m2以上の鋼材から切削加工で作製した長さ 55mm、高さと幅が 10mmの Uノッチま たは Vノッチ試験片っ 、て行った。
[0100] 水素脆ィ匕特性は、直径 10mm、切欠き底径 6mm、応力集中係数 4. 9の切欠き試 験片について、低ひずみ速度引張試験機を用いて 0. 005mmZminのクロスヘッド スピードで常温で評価した。水素脆ィ匕試験に際しては、チャージ液および電流密度 を変化させた 72時間の陰極チャージによって試験片中の平均水素量を変化させ、 C dめっきを施すことにより試験片中の水素が散逸しないようにしたうえで試験を行った 。水素の分析は、 Cdめっきを除去した試料について、四重極質量分析計を用いた昇 温脱離水素分析法により行い、 300°Cまでに放出される水素を拡散性水素と定義し て求めた。
[0101] 表 4に、温間加工用鋼の製造条件と組織形態ならびに無加工材の焼入れおよび 焼戻し条件とその硬さ、および本発明の温間加工用鋼としての適正を評価した結果 をまとめた。
[0102] 図 4は、 T(logt+20) = λと無力卩ェのままの焼戻マルテンサイト鋼の硬さの関係を 示したものである。
[0103] [表 4]
Figure imgf000029_0001
[0104] 比較材の L鋼では、セメンタイトの体積率が 33 X 10 であるものの、本発明で規定 する合金元素が適切に含有されていないためにセメンタイトが熱的に安定でなく加熱 によって容易に成長してしまう。よって、 λ =1.4 X 104以上の焼戻処理では、 L鋼の 硬さは図中に破線で示した Η=( 5.2-1.2X10— 4λ)未満となり、 350°C以上の温 間加工によって L鋼では HV3.7X 102を達成できない。
[0105] 図 5は、 I鋼を 11. OX102°Cで γ化後水冷し、 5.0X102°Cで 1.5時間の焼戻処理 を施したのち、温間溝ロール加工して得られた材料の組織を解析した例を示す。な お、このとき付与された累積ひずみ量は 2.4であり、硬さは HV3.7X102である。 Be c相の EBSP解析図（a)および TEM写真 (b)力もわ力るように、繊維状に伸長したフ エライト相基地に球状の炭化物が分散した超微細繊維組織が得られて 、る。 EBSP 解析によって、 15° 以上の結晶方位差を有する結晶粒の短軸の平均粒径を切断法 で測定した結果 (c)、伸長した結晶粒の短軸の平均粒径は、 0.3 mであった。ただ し、本鋼では繊維組織が複雑に発達しており長軸の平均粒径は測定できな力つた。 一方、 TEMにより 287個の炭化物の粒子径 (長軸長さ）を測定した結果、炭化物の 平均粒子径は、 0. 06 mおよび最大径は 0. 2 111でぁった（(1)。
[0106] 圧延方向（RD)に関する逆極点図から、く Oil >ZZRD集合組織が発達した繊 維組織であることがわかる。なお、他の開発鋼についても同様の集合組織が形成さ れていた。 Bcc鉄のへき開面は { 100}であるため、このようなく 011 >繊維組織の形 成は繊維軸方向の引張変形や繊維方向に沿って曲げモーメントを受ける曲げ変形 等による破壊には極めて有効であると考える。
[0107] 表 5に、温間加工条件と、得られた温間加工材の組織および硬さの関係を示した。
なお表中の Tおよび tは、それぞれ、図 1から 3で示したカ卩ェ温度とカ卩ェ処理時間で ある。
[0108] [表 5]
Figure imgf000031_0001
加工材の硬さは、焼戻軟化抵抗性に大きく依存し、同じえ =T(logt+20)で比較 した場合には焼戻軟ィ匕抵抗性の大き ヽ鋼ほどより高 、硬さの加工材が得られる。とく に HV4. OX102以上の加工材では基地組織が平均幅で 0.5 m以下に超微細化 されている。 HV4. OX102以上の加工材では極めて細かい粒子が緻密に分散して いるために平均炭化物粒子径を厳密に決定することはできな力つたものの、図 5の I 鋼などの比較的粒子が大きいものと比較した場合、 0. 1 m未満であると判定できた
[0110] ただし、焼戻軟ィ匕抵抗性の高い温間加工用鋼であっても、例えば、 700°Cの高温 域での加工ではカ卩ェ中に炭化物粒子等が容易に成長してしまうため、 HV3. 7 X 10 2以上の温間加工材を得ることが困難となる（比較例 3、 4、 5、 7)。したがって、このよ うな高温域での加工では、例えば高周波加熱等を用いて炭化物等が成長しないよう に短時間の加熱と加工を組み合わせて行うことが望まれる。また、 700°C付近の高温 域での加工では粒成長も起こりやすくなるためアスペクトが小さい、比較的粒径の大 きな結晶粒の割合が増加する。その結果、伸展度は小さくなる。例えば、比較例 4、 5 、 7では伸展度が、それぞれ、 6、 2、 4と測定された。実施例については伸展度が測 定できな力 たものの、比較例 7と組織の比較にぉ 、て伸展度は 6以上と判定できた
[0111] 表 6および表 7に、機械的性質について実施例および比較例をまとめた。なお、表 において UE、 VEはそれぞれ Uノッチ、 Vノッチ試験片の吸収エネルギーである。
[0112] [表 6]
Figure imgf000032_0001
[0113] [表 7] 無加工鎖 (QT材）の幸 Sに j ¾ける引 ¾ 奇ほ <i：各 St» 度における衝 S吸《2エネルギー ( J) 耐カ 引¾ 全伸び 絞リ TSX全伸 直溫《9性： 低 Λ«性 低 «性 低 ¾«3性 r化 a度 焼戻湿度
TS (W ぴバランス (J) UE (J) (J) VE (J) (。C (¾) χ ιο— 2 比 K例 8 A 1.04 1.37 6.9 15.3 54 21 - - - 15 9.9 5.0 比較例 9 B 1 .42 1.65 5.9 15.2 54 25 - - - 24 9.5 6.0 比較例 B 1 .49 1.77 4.5 10.2 31 18 - - - 12 9.5 5.0 比較例 B 1 .50 1.74 4.5 12.0 48 21 32 35 - - 9.2 5.0 比餃例 12 C 1 .62 2.06 4.7 9.1 31 19 21 21 13 - 9.2 4.5 比較例 C 1 .66 2.00 4.7 9.1 32 18 21 17 - - 9.2 5.0 比較例 14 C 1 .58 1.80 6.0 12.7 44 23 33 24 21 - 9.2 5.7 比較例 C 1.14 1.30 8.5 1 5.9 46 21 43 - - - 9.2 6.5 比較例 16 G 1 .59 1.79 4.6 10.3 36 18 26 - - - 9.2 4.5 比較例 Π H 1 .13 1.21 5.2 1 8.1 60 22 - - - 69 8.5 5.0 比較例 18 H 0.94 1.02 I 7.3 21.0 63 21 - - 106 8.5 6.0 比 «例 19 H 1 .10 1.21 4.4 13.0 55 16 77 68 38 - 9.2 5-0
[0114] ここで示す組成の鋼は、温間加工用鋼として第 2相分散粒子が微細に分散するよう に適切な合金設計と熱処理が図られたものであり、比較例の無力卩ェ鋼であっても 16 以上の引張強さ X全伸びバランスを示す。ただし、同じ組成で比較した場合では、比 較例よりも温間加工を施した開発鋼でより大きな引張強さ X全伸びバランスが得られ ている。また、 0. 2wt%程度の炭素の添加であっても Moなどの合金元素を適切に 配合すれば焼入れ硬さとほぼ同じ程度の 1. 5GPa超級が得られ、しかも延性に優れ ることは注目される（A， D， E鋼)。さらに O鋼では 2GPa級の超高強度鋼が得られた
[0115] 一方、衝撃吸収エネルギー力 開発鋼は低温度域まで従来の高強度鋼よりもはる かに優れた靱性を有することがわかる。
図 6に、引張強さと室温での衝撃値 (Uノッチ試験片）の関係をまとめた。なお、図中 に〖お ISで規格されてレヽる機械構造用鋼のデータ (新日本铸鍛造協会：現場用機械 構造用鋼材料データシート集（1995) )も示した。 従来鋼では、 1. 2GPa以上の強 度域では衝撃値が大幅に低下し、 1. 5GPa以上の強度では 70j/cm2以下であるの に対し、本発明鋼ではとくに 1. 5GPa以上の強度でも 150j/cm2以上の極めて高い 衝撃値を示す。
[0116] 図 7に、引張強さと室温での吸収エネルギー (Vノッチ試験片）の関係をまとめた。な お、図中に «JISで規格されて 、る機械構造用鋼のデータ (金材技研疲労データシ ート資料 5)も示した。本発明は、従来のオースフォームド鋼、微細粒鋼、マルエージ ング鋼などと比べても高強度領域で靭性に優れている。
[0117] 図 8に、試験温度と吸収エネルギーの関係を示した。例えば、実施例 1と比較例 8 および実施例 3、 5と比較例 10から、加工処理によって吸収エネルギーの高い材料 力 S得られることが確認できる。とくに開発鋼では室温付近の吸収エネルギーが比較鋼 よりも高いだけでなく低温域で最高値を示して下がるような特異な温度依存性を示す ものもあることは注目される。例えば、実施例 1の A鋼や実施例 3の B鋼では 40°C 付近、実施例 11の F鋼では— 100°C付近にピークが認められ、ピーク温度域では一 部未破断のものも存在した。そしてこのような開発鋼では、図 9に示したように、破面 が竹を折ったときのような繊維状を呈しているのが特徴的である。これと類似の現象 はオースフォームした 0. 2wt%C— 3wt%Ni— 3%Mo鋼（引張強さ； 1. 6GPa)を 2 00°C付近で試験したときに認められて ヽるが、常温近傍の吸収エネルギーは 33J程 度にまで低下している（非特許文献 16)。また、 0. 5wt%C-0. 9wt%Mn-0. 8w t%Cr鋼（5150鋼）の改良オースフォーム処理で得られた鋼でも衝撃試験した場合 には繊維状の破壊が起こり靱性の改善が認められている力 常温での最大の吸収ェ ネルギ一は 1. 5GPaの強度レベルで 90J程度である（非特許文献 17)。したがって、 1. 2GPa以上の引張強さにおいて、本開発鋼のように常温近傍の吸収エネルギー が既存のオースフォーム度鋼よりもはるかに高 、ことにカ卩えて、 40°C以下の低温 域で吸収エネルギーが最高値を示すことは過去に無い特筆すべき知見である。
[0118] 以上のように優れた開発鋼の機械的特性、とくに高い衝撃特性は、粒子分散型複 相組織の温間加工により緻密に発達した超微細なく 011 >繊維組織に大きく起因し ている。
[0119] 図 10に、温間加工材の硬さと時効温度の関係を示した。 Moなどの 2次硬化元素を 添加した温間加工材では、時効処理により高 、温度まで硬さを維持あるいは温間加 ェままよりも強度を高めることも可能である。
[0120] 図 11に、 N鋼の 650°Cでの温間圧延で板材の中心部に形成された超微細繊維組 織を SEMで観察した例を示した。
[0121] 図 12に、局所的に強変形された棒材の表層部に形成された超微細繊維組織を SE
Mで観察した例を示した。
[0122] 表 8に、耐水素脆ィ匕特性試験の結果を示した。
[0123] [表 8] 引張強さ 0.7TS 拡散性水素量 切欠強さ 切欠強さ 耐水 * 鈉 種
CGPa) *1 (GPa) *2 (GPa) *3 flft化 実施例 1 A 1.66 1.16 0.36 2.41 1.76 0 実施例 3 B 1.86 1.30 0.36 2.59 1.78 o 実施例 7 C 2.08 1.46 0.32 2.17 1.63 o 比較例 14 C 1.80 1.26 0.34 2.22 1.79 o 比較例 12 C 2.06 1.44 0.25 1.91 0.73 X 比較例 16 G 1.79 1.25 0.31 2.00 0.77 X 比較例 20 I 1.40 0.98 0.31 2.05 0.61 X
* 2 ;水素をチャージしていない切欠き試験片（Kt=4.9)の切欠引張強さ
* 3；水素をチャージした切欠き試験片（Kt=4.9)の切欠引張強さ
耐水棄脆化特性;水素含有量約 0.3 mass ppmで切欠引張強さが平滑試験片の TSの 0.7倍以上を O
[0124] ここでは約 0. 3mass ppmの水素量をチャージした鋼の切欠引張試験を低ひずみ 速度引張試験を行い、その時の切欠引張強さが水素をチャージしていない平滑引 張試験片の引張強さの 0. 7倍以上か否かで耐水素脆ィ匕特性を評価した。
[0125] 開発鋼は引張強さが 1. 6GPa以上の高強度レベルでも本条件を満足し、耐水素 脆ィ匕特性に優れるものと判断できる。なお、比較例 14は、特願 2001— 264399で発 明した遅れ破壊に優れた高強度機械構造用鋼である。
産業上の利用可能性
[0126] 本発明は、以上詳しく説明したとおり、
少量の第 2相分散粒子の微細分散によって複相化を図った高強度鋼、とりわけ軟質 化が困難で難成形の超高強度鋼に対しても、変形抵抗が低下してかつ材料中に割 れが生じない温度域で所定の変形を与えて所定の形状 (薄板、厚板、棒線、部品） に成形することで、従来の球状化焼きなましや部品成型後の焼入れおよび焼戻し処 理を省略すると同時に超微細複相組織を繊維状に発達させて高強度とトレードオフ ノ ランスの関係にある延性、とくに靱性ゃ耐水素脆ィ匕特性を大幅に向上させた高強 度鋼および部材を提供する。
[0127] これらは、各種の構造物や自動車の部品等に加工して使用される鋼、もしくは部材 として有用なものである。

Claims

請求の範囲
[1] 温間加工により粒子分散型繊維組織が生成される鋼であって、 350°C以上 Acl点 以下の所定の温度域にぉ 、て下記式（1)で表されるパラメーター λ
λ =T (logt + 20) (T；温度 (Κ)、 t；時間 (hr) )…（ 1)
が 1.4 X104以上となる条件で無力卩ェのままで焼鈍、焼戻し、および時効処理のうち のいずれかの熱処理を施した場合の室温における第 2相分散粒子の総量が体積率 として 7 X 10— 3以上となる合金元素又は/及び第 2相分散粒子を含有し、ビッカース 硬さ（HV)が下記式（2)の硬さ H以上であることを特徴とする温間加工用鋼。
H=(5.2-1.2X10— 4λ) Χ102··· (2)
[2] 基地組織の 80体積0 /0以上がマルテンサイトとベイナイトのいずれか単独組織、ある いはこれらの混合組織であることを特徴とする請求項 1記載の温間加工用鋼。
[3] 化学組成力 C:0.70wt%以下、 Si:0.05wt%以上、 Mn:0.05wt%以上、 Cr
:0.01wt%以上、 A1:0.5wt%以下、 O:0.3wt%以下、 N:0.3wt%以下を含有 し、残部は実質的に Fe及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項 1または 2 に記載の温間加工用鋼。
[4] さらに、 Mo :5.0wt%以下、 W:5.0wt%以下、 V:5.0wt%以下、 Ti:3.0wt% 以下、 Nb:l.0wt%以下、 Ta:l.0wt%以下力も成る群より選ばれる 1種又は 2種 以上を含有することを特徴とする請求項 3に記載の温間加工用鋼。
[5] さらに、 Ni:0.05wt%以上、 Cu:2.0wt%以下の 1種又は 2種を含有すること特 徴とする請求項 3または 4に記載の温間加工用鋼。
[6] 請求項 1ないし 5いずれかの温間加工用鋼に対し、 350°C以上 Acl点 20°C以下 の温度域で、 0.7以上のひずみを与える温間加工を施すことを特徴とする温間加工 方法。
[7] 温間加工を施した後、 350°C以上 Acl点以下の温度域で時効処理を施すことを特 徴とする請求項 6記載の温間加工方法。
[8] 請求項 1な!ヽし 51ヽずれかの温間加工用鋼から作製された粒子分散型繊維組織を 有する鋼であって、基地組織を成す繊維状フェライト結晶の短軸の平均粒径が 3 μ m以下で、第 2相分散粒子が 7X 10— 3以上の体積率で基地組織内に微細に分散さ れ、室温におけるビッカース硬さが HV3. 7 X 102以上であることを特徴とする鋼材。
[9] 短軸の平均粒径が 1 m以下の繊維状フェライト結晶からなる基地組織を有するこ とを特徴とする請求項 8記載の鋼材。
[10] 短軸の平均粒径が 0. 5 μ m以下の繊維状フェライト結晶からなる基地組織を有す ることを特徴とする請求項 8または 9に記載の鋼材。
[11] 請求項 8ないし 10いずれかに記載の鋼であって、第 2相分散粒子の長軸の平均粒 径が 0. 1 μ m以下であることを特徴とする鋼材。
[12] 請求項 8ないし 11いずれかに記載の鋼材であって、板状であり、少なくともその表 層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とする鋼板。
[13] 請求項 8な 、し 1 IV、ずれかに記載の鋼材であって、棒状または線状であり、少なく ともその表層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とする棒線鋼。
[14] 請求項 8な 、し 1 IV、ずれかに記載の鋼材力もなるボルトであって、少なくともネジ部 の表層部に粒子分散型繊維組織が生成されていることを特徴とするボルト。
[15] 請求項 8な 、し 1 IV、ずれかに記載の鋼材の切削加工品であることを特徴する鋼部
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