以下、本発明に係る熱処理用鋼及びその製� ��方法について詳細に説明する。
 本発明に係る熱処理用鋼は、C:0.10~0.70質量%� ��Mn:0.1~3.0質量%、Al:0.005~2.0質量%、P:0.050質量%� �下、S:0.50質量%以下、O:0.0030質量%以下、及びN :0.0200質量%以下を含み、Ti:0.30質量%以下、及� �Nb:0.30質量%以下よりなる群から選択される1� �以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物か らなり、下記式1によって算出される値THが1.0 以上であり、結晶粒径が10μm以下である。
  TH=({Ti}/48+{Nb}/93)×10 ⁴  ・・・(式1)
 但し、前記式1において、{Ti}及び{Nb}は、5~10 0nmの析出物中に含まれるTi及びNbの含有量(質� ��%)を示し、それぞれの抽出残渣で測定した� �を示す。

(C:0.10~0.70質量%)
 Cは焼入れ後の強度を確保するために必須な 元素である。焼入れ後の強度1.2GPaを確保する には、Cの含有量が0.10質量%以上である必要が ある。一方、Cの含有量が0.70質量%を超えると マルテンサイトの靭性が劣化するため、上限 を0.70質量%とする。なお、Cの含有量の下限は 0.15質量%であるのが好ましく、0.25質量%であ� �のがより好ましい。また、Cの含有量の上限� ��0.60質量%であるのが好ましく、0.45質量%であ るのがより好ましい。

(Mn:0.1~3.0質量%)
 Mnは焼入れ性を確保し、マルテンサイトの� �度を向上させるために必要な元素である。Mn の含有量が0.1質量%未満であると、前記した� �果を得ることができない。一方、Mnの含有量 が3.0質量%を超えると、靭性、熱間加工性の� �化を招く。なお、Mnの含有量は2.5質量%以下� �あるのが好ましく、2.0質量%以下であるのが� ��り好ましい。Mnの含有量は0.2質量%以上であ� ��のが好ましく、0.5質量%以上であるのがより 好ましい。

(Al:0.005~2.0質量%)
 Alは、脱酸剤として使用される元素である� �、Alの含有量が0.005質量%未満では効果がなく 、2.0質量%を超えると介在物が多く発生し、� �労特性、靭性を劣化させる。そのため、Alの 含有量は2.0質量%以下とする。なお、Alの含有 量は0.10質量%以下であるのが好ましく、0.050� �量%以下であるのがより好ましい。Alの含有� �は0.010質量%以上であるのが好ましく、0.015質 量%以上であるのがより好ましい。

(P:0.050質量%以下)
 Pは、靭性を劣化させる元素であるため極力 低減することが望ましい。しかしながら、P� �鋼中の不純物として0.001質量%以上含有され� �ことが多く、それより低減しようとすると� �別な精錬が必要であるために素材コストが� �昇する。従って、靭性を著しく劣化させな� �範囲として、Pの含有量は0.050質量%以下とし� ��いる。上記のような素材コストの上昇を抑� ��する観点からすると、P含有量の下限値は0.0 01質量%である。なお、Pの含有量は0.020質量%� �下であるのが好ましく、0.015質量%以下であ� �のがより好ましい。

(S:0.50質量%以下)
 Sは、靭性を劣化させる。しかしながら、S� �鋼中の不純物として0.001質量%以上含有され� �ことが多く、それより低減しようとすると� �別な精錬が必要であるために素材コストが� �昇する。その一方で、Sを含有させることに� ��りMnSが形成され、切削性を改善するという� ��果を有する。従って、要求特性に応じて切� ��性が必要な場合は、Sを含有することが望ま しい。しかし、Sの含有量が0.50質量%を超える と、靭性が著しく低下する。そのため、Sの� �有量は0.50質量%以下とする。切削性が必要と されない場合には、上記のような素材コスト の上昇を抑制する観点からすると、S含有量� �下限値は0.001質量%である。また、切削性が� �要とされる場合には、S含有量は0.01質量%以� �であることが好ましい。
なお、Sの含有量は0.20質量%以下であるのが好 ましく、0.10質量%以下であるのがより好まし� ��。

(O:0.0030質量%以下)
 Oは、靭性を劣化させる元素であるため極力 低減することが望ましい。しかしながら、O� �鋼中の不純物として0.0001質量%以上含有され� ��ことが多く、それより低減しようとすると� ��別な精錬が必要であるために素材コストが� ��昇する。従って、靭性を著しく劣化させな� ��範囲として、Oの含有量は0.0030質量%以下と� �る。上記のような素材コストの上昇を抑制� �る観点からすると、O含有量の下限値は0.0001� ��量%である。なお、Oの含有量は0.0020質量%以� ��であるのが好ましく、0.0015質量%以下である のがより好ましい。

(N:0.0200質量%以下)
 Nは、鋼中の不純物として通常0.0005質量%以� �混入している。鋼中にTi、Zr、Ta、Hfが含有さ れている場合は、これらとNが窒化物を形成� �て粗大介在物となり、疲労特性を劣化させ� �ため、なるべくNを含有しないのが好ましい� ��そのため、Nの含有量は0.0200質量%以下とし� �いる。なお、Nの含有量は0.0100質量%未満であ るのが好ましく、0.0070質量%以下であるのが� �り好ましく、0.0035質量%以下であるのがさら� ��好ましい。

(Ti:0.30質量%以下、Nb:0.30質量%以下)
 Ti及びNbは、本発明で最も重要な元素であり 、これらのうちの少なくとも1種を含む必要� �ある。Ti及びNbは、C及び/又はNと結びついて� ��オーステナイト中でも安定な炭化物、窒化� ��、炭窒化物などの微細な析出物を形成し、� ��ーステナイト粒の成長を抑制する。但し、� ��れらの元素の含有量が多くなりすぎると、� ��熱時に未固溶となるものが多くなり、微細� ��析出物を形成するという効果が小さくなる� ��かりか、粗大炭化物が破壊の起点となり靭� ��を劣化させる。そのため、Ti及びNbの含有量 はそれぞれ0.30質量%以下とする。なお、Ti及� �Nbの含有量は0.10質量%以下であるのが好まし� ��、0.08質量%以下とするのがより好ましい。� �た、Ti及びNbの含有量は0.02質量%以上である� �が好ましく、0.04質量%以上であるのがより好 ましい。

(残部がFe及び不可避的不純物)
 残部はFe及び不可避的不純物である。不可� �的不純物としては、例えば、Sn,Sbなどが挙げ られる。

(TH=({Ti}/48+{Nb}/93)×10 ⁴ :1.0以上)
 下記式1で算出される値THは、5~100nmの析出物 中のTiとNbのモル量の和を意味しており、本� �明で最も重要なパラメータである。
  TH=({Ti}/48+{Nb}/93)×10 ⁴  ・・・(式1)
 Ti、Nbを含む析出物(炭窒化物)は、オーステ� ��イト中で安定であり、γ粒の成長を抑制す� �。その程度は一般的に、体積分率/析出物粒� ��に比例すると言われている。体積分率はTi� �Nbのモル量の和に比例する。従って、前記式 1が成り立つ。

 なお、前記式1において、{Ti}及び{Nb}は、5 ~100nmの析出物中に含まれるTi及びNbの含有量(� ��量%)を示している。かかる大きさの析出物� �含まれるTi及びNbの含有量が靭性及び耐遅れ� ��壊特性に与える影響は、非常に大きい。Ti� �びNbを含む析出物の大きさが5nm未満であると 、非常に微細であるため、一部がγ変態時に� ��固溶するとともに、結晶粒が異常に粗大化� ��る異常粒成長などの原因にもなる。また、T i及びNbを含む析出物の大きさが100nmを超える� ��、粗大すぎるため、結晶粒の数が少なくな� ��とともに、破壊の起点となり、靭性、耐遅� ��破壊特性を劣化させる原因にもなる。

 {Ti}及び{Nb}は、それぞれの抽出残渣で測定� �た量を示すものであり、合金中に添加され� �Ti及びNbの量を示すものではない。抽出残渣� ��のTi及びNbの含有量は、例えば、電解抽出さ れた残渣の化学分析を行うことで測定するこ とができる。
 電解抽出は、例えば、10%アセチルアセトン- 1%テトラメチルアンモニウムクロリド-メタノ ール溶液を電解液として用いて、200A/m ² 以下の電流下で行う。そして、抽出残渣中の Ti及びNbの含有量は、0.1μm及び2.0μmのポリカ� �ボネート製のフィルターを用いることによ� �測定することができる。つまり、0.1μmのフ� �ルターで得られた量から2.0μmのフィルター� �得られた量を引くことで、5~100nmの析出物に� ��まれるTi量及びNb量({Ti}、{Nb})を求めること� �できる。

 このようにして求められた{Ti}、{Nb}を前� �式1に代入することによって、値THが算出さ� �る。算出された値THが1.0未満であると、オー ステナイトの微細化効果が少ないために、後 工程で通常行われる条件で熱処理が行われた 場合に強度及び靭性を向上させることができ ない。なお、値THは2.0以上が好ましく、3.0以� ��がより好ましい。

(結晶粒径:10μm以下)
 結晶粒径は、熱処理後の旧γ粒径に大きな� �響を与える。結晶粒径が小さいほど、熱処� �後の旧γ粒径を小さくすることが可能となる 。そのため、結晶粒径は10μm以下としている� ��結晶粒径が10μmを超えると、熱処理後の旧γ 粒径を5μm以下とすることができない。なお� �結晶粒径は3μm以下であるのが好ましく、2μm 以下であるのがより好ましい。

 本発明においては、結晶粒径は以下のよう� ��して測定される。
 熱処理用鋼の鋼片を用意し、当該鋼片の板� ��中央部(板厚方向において板厚の1/2の位置)� �、熱間圧延方向に平行な断面についてEBSP(後 方散乱電子回折像)による結晶方位解析を行� �。そして、傾角が15度以上の境界を結晶粒界 として、結晶粒径を決定する。測定領域は、 200μm角、測定ステップ0.1μm間隔とする。測定 方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデ ックス(Confidence Index)が0.1以下の測定点は解� �対象から除外する。また、結晶粒径が0.4μm� �下の結晶粒径については測定ノイズと判断� �、平均結晶粒径計算の対象から除外する。� �晶粒径はこのように測定することができる� �

 ここで、値THと結晶粒径の関係について� �明する。図1は、結晶粒径が10μm以下である� �処理用鋼(◇)と、結晶粒径が10μmを超える熱� ��理用鋼(■)について、式1によって算出され� ��値THと、熱処理後の旧γ粒径(μm)の関係を示� ��グラフである。なお、熱処理は、焼入れ条� ��(加熱温度:850℃、保持時間:60秒)、焼戻し条� ��(加熱温度:450℃、保持時間1800秒)で行った。

 図1に示すように、値THが1.0以上であって� ��、結晶粒径が10μmを超える熱処理用鋼(■)は 、熱処理後の旧γ粒径が5μmを超えてしまうこ とが分かる。また、結晶粒径が10μm以下であ� ��熱処理用鋼(◇)であっても、値THが1.0未満で ある場合は、熱処理後の旧γ粒径が5μmを超え てしまうことが分かる。いずれの場合も、熱 処理後の旧γ粒径が5μmを超えているので、高 強度及び高靭性を得ることができないことが 分かる。

 図1に示すように、熱処理後の鋼板が高強 度及び高靭性を備えるためには、つまり、熱 処理後の旧γ粒径を5μm以下とするためには、 値THが1.0以上、且つ熱間圧延後の結晶粒径が1 0μm以下である必要があることが分かる。

(Ni,Cu,Cr:3.0質量%以下)
 本発明に係る熱処理用鋼は、Ni:3.0質量%以下 、及びCu:3.0質量%以下よりなる群から選択さ� �る少なくとも1種を含むのが好ましい。
 Ni、Cu及びCrは、強度及び靭性を改善すると� ��もに、耐食性を改善する効果のある元素で� ��り、要求される特性に応じて添加すること� ��できる。しかし、Ni、Cu及びCrの含有量があ� ��一定以上を超えるとその効果が著しく小さ� ��なるので、Ni、Cu及びCrのそれぞれの含有量� ��3.0質量%以下とする。なお、Ni、Cu及びCrのそ れぞれの含有量は1.5質量%以下であるのが好� �しく、1.2質量%以下であるのがより好ましい� ��また、Ni、Cu及びCrのそれぞれの含有量は0.20 質量%以上であるのが好ましく、0.50質量%以上 であるのがより好ましい。

(Ca,Mg:0.0050質量%以下、REM:0.020質量%以下)
 また、本発明に係る熱処理用鋼は、Ca:0.0050� ��量%以下、Mg:0.0050質量%以下、及びREM:0.020質� �%以下よりなる群から選択される少なくとも1 種を含むのが好ましい。
 Ca、Mg及びREM(希土類元素)は、それぞれ硫化� ��を形成し、MnSの伸長を防ぐことで靭性を改� ��する効果を有し、要求特性に応じて添加す� ��ことができる。Ca、Mg及びREMはそれぞれある 一定以上を超えて添加すると、却って靭性を 劣化させてしまう。そのため、Caの含有量は0 .0050質量%以下、Mgの含有量は0.0050質量%以下、 REMの含有量は0.020質量%以下とする。また、Ca� ��含有量は0.0030質量%以下、Mgの含有量は0.0030� ��量%以下、REMの含有量は0.010質量%以下とする のが好ましい。また、CaおよびMgのそれぞれ� �含有量は、0.0005質量%以上であるのが好まし� ��、REMの含有量は、0.0010質量%以上であるのが 好ましい。
 なお、REMとしては、例えば、Ce、Laなどが挙 げられ、複数の希土類元素が含まれた合金、 つまりミッシュメタルの状態で投入すること もできる。

(V:1.0質量%以下、Zr,Hf,Ta:0.10質量%以下)
 さらに、本発明に係る熱処理用鋼は、V:1.0� �量%以下、Zr:0.10質量%以下、Ta:0.10質量%以下、 及びHf:0.10質量%以下よりなる群から選択され� ��少なくとも1種を含むのが好ましい。
 Vは、C及び/又はNと結びついて炭化物や炭窒 化物を形成して析出物を強化する元素である 。また、Vはオーステナイト中でも析出し、γ 粒径を小さくする効果もある。但し、Vの含� �量が1.0質量%を超えると加熱時に未固溶とな� ��Vが多くなり、前記した効果が小さくなるば かりか、粗大炭化物が破壊の起点となってし まい靭性を低下させる。そのため、Vの含有� �は1.0質量%以下とする。なお、Vの含有量は0.6 0質量%以下とするのが好ましく、0.50質量%以� �とするのがより好ましく、0.3質量%以下とす� ��のがさらに好ましい。また、Vの含有量は0.0 5質量%以上であるのが好ましく、0.10質量%以� �であるのがより好ましい。
 他方、Zr、Hf及びTaは、Nと結びついて窒化物 を形成し、安定で加熱時におけるγ粒径の成� ��を抑制して最終的な金属組織を微細化し、� ��性を改善する効果がある。但し、Zr、Hf及び Taの含有量が0.10質量%を超えると、窒化物が� �大化し、疲労特性を劣化させるため好まし� �ない。これらのことから、Zr、Hf及びTaの含� �量は0.10質量%以下とする。なお、Zr、Hf及びTa の含有量は0.050質量%以下であるのが好ましく 、0.025質量%以下であるのがより好ましい。ま た、Zr、Hf及びTaのそれぞれの含有量は0.005質� ��%以上であるのが好ましい。

(Si:3.0質量%以下)
 本発明に係る熱処理用鋼は、Si:3.0質量%以下 を含むのが好ましい。
 Siは脱酸剤であり、さらに焼戻しの際に析� �するセメンタイトを微細化して靭性を向上� �せる。Al、Mnなど他の脱酸剤を添加する場合� ��、Siを添加しなくてもよい。Siの含有量が3.0 質量%を超えると靭性の劣化や熱間加工性の� �化を招くため、Siの含有量の上限は3.0質量%� �する。なお、Siの含有量は2.5質量%以下であ� �のが好ましく、2.0質量%以下であるのがより� ��ましい。また、Siの含有量が0.1質量%未満で� ��脱酸効果を発揮し難いため、Siの含有量は� �0.10質量%以上であるのが好ましく、0.5質量%� �上であるのがより好ましい。

(Mo:2.0質量%以下、B:0.0150質量%以下)
 本発明に係る熱処理用鋼は、Mo:2.0質量%以下 、及びB:0.0150質量%以下よりなる群から選択さ れる少なくとも1種を含むのが好ましい。
 Moは、焼入れ性を確保し、マルテンサイト� �強度を向上させる元素である。しかし、Moの 含有量が多すぎると、靭性、熱間加工性の劣 化を招く。そのため、Moの含有量は2.0質量%以 下とする。なお、Moの含有量は1.0質量%以下で あるのが好ましく、0.5質量%以下であるのが� �り好ましい。Moの含有量は0.1質量%以上であ� �のが好ましく、0.2質量%以上であるのがより� ��ましい。
 Bは、微量の添加により焼入れ性を大きく改 善し、マルテンサイト組織を得るためには非 常に効果の大きい元素である。Bの含有量が0. 0150質量%を超えると、熱間加工性が劣化する� ��そのため、Bの含有量は0.0150質量%以下とす� �。なお、Bの含有量は0.0050質量%以下であるの が好ましく、0.0035質量%以下であるのがより� �ましい。また、Bの含有量は0.0005質量%以上で あるのが好ましい。

(硬さ:Hv450以下)
 本発明に係る熱処理用鋼は、硬さがHv(ビッ� ��ース硬さ)450以下であるのが好ましい。
 硬さとは、外力に対する抵抗力の大きさを� ��う。硬さがHv450を超えて高すぎると、焼入� �や焼戻しなどの熱処理を行う前に伸線、冷� �圧延、冷間鍛造などを行う場合、金型寿命� �短命化を招くおそれがある。そのため、硬� �はHv450以下とする。なお、硬さは、Hv400以下� ��あるのが好ましく、Hv350以下であるのがよ� �好ましい。
 硬さは、JIS Z 2244に規定のビッカース硬さ� ��験方法に準拠して測定を行った。硬さを3点 測定し、平均値を求めるのが好ましい。

 つまり、本発明に係る熱処理用鋼によれば� ��焼入れ前の組織を微細化することによって� �の逆変態核生成を多くし、且つ微細で安定� �析出物を予め析出させておくことでγに変態 後のγ粒の成長を抑制することができる。そ� ��結果、後工程で通常行われる条件で焼入れ� ��焼戻しなどの熱処理が行われても、高強度� ��つ高靭性を有する熱処理用鋼を提供するこ� ��ができる。
 焼入れ前組織の微細化は、熱間圧延時のγ� �径を微細化するとともに、加工γから変態さ せることにより行うことができる。また、焼 入れ前組織の微細化は、凝固時または均熱処 理の加熱時に微細で安定な析出物、例えばTi� ��Nbなどの炭窒化物を微細に析出させておき� �熱間圧延時の加熱温度を低くして熱間圧延� �も加工発熱を抑えるようにすることにより� �うことができる。これにより、熱間圧延時� �おける加熱初期のγ粒を微細化させるととも に、熱間圧延時にγ粒の再結晶を抑えること� ��でき、また、歪が蓄積された加工γも得る� �とができるので、前記した効果を得ること� �できる。

 以上に説明した本発明に係る熱処理用鋼� ��、例えば、図2に示すように、鋳造工程S1と� ��均熱分塊工程S2と、熱間圧延工程S3と、を含 む製造方法によって好適に製造することがで きる。なお、図2は、本発明に係る熱処理用� �を製造する製造方法の一例を示すフローチ� �ートである。

 鋳造工程S1は、C:0.10~0.70質量%、Mn:0.1~3.0質� ��%、Al:0.005~2.0質量%、P:0.050質量%以下、S:0.50質 量%以下、O:0.0030質量%以下、及びN:0.0200質量%� �下を含み、Nb:0.30質量%以下、及びTi:0.30質量%� ��下よりなる群から選択される1種以上を含み 、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋳塊( 鋼塊)を鋳造する工程である。

 鋳造工程S1においては、要求される特性に� �じて、Ni:3.0質量%以下、Cu:3.0質量%以下、及び Cr:3.0質量%以下よりなる群から選択される1種� ��上を含有させることができる。また、Ca:0.00 50質量%以下、Mg:0.0050質量%以下、及びREM:0.020� �量%以下よりなる群から選択される1種以上を 含有させることもできる。またさらに、V:1.0� ��量%以下、Zr:0.10質量%以下、Ta:0.10質量%以下� �及びHf:0.10質量%以下よりなる群から選択され る1種以上を含有させることもできる。さら� �は、Si:3.0質量%以下を含有させることもでき� ��Mo:2.0質量%以下、及びB:0.0150質量%以下よりな る群から選択される1種以上を含有させるこ� �もできる。
 なお、これらの合金成分や合金組成等につ� ��ての説明は既に詳述しているので、その説� ��を省略する。

 次いで、均熱分塊工程S2は、鋳造した鋳塊� �1250~1350℃で1時間以上均熱処理し、所定の大� ��さに切り分けて分塊にする工程である。
 このような条件で鋳塊を均熱処理すること� ��よって、Nb及びTiの固溶が分塊時に促進され るため、その後の冷却で微細な炭化物、窒化 物、炭窒化物を析出させることが可能となる 。
 均熱処理の温度が1250℃未満では、Nb、Tiが� �分に固溶しない。一方、均熱処理の温度が13 50℃を超えるとスケールが多量に発生し、キ� ��発生の原因となる。
 なお、均熱分塊工程S2は、1300℃以上で2時間 以上行うのが好ましい。

 熱間圧延工程S3は、均熱処理した分塊を、85 0~1000℃で1時間以下再加熱し、熱間圧延した� �、700℃まで3℃/秒以上の冷却速度で冷却した 後、700℃~450℃で90秒以上保持する工程である 。この工程により、本発明に係る熱処理用鋼 を製造することができる。
 このように、比較的低温で熱間圧延を行う� ��とによって、均熱処理の加熱時に微細に析� ��させた析出物も成長することなく、微細な� ��ま保持させることが可能となる。

 850℃未満で分塊を再加熱すると、熱間圧延� ��の変形抵抗が大きくなり、熱間圧延効率が� ��くなる。一方、1000℃を超えた温度で分塊を 再加熱すると、熱間圧延時に合金成分が固溶 してしまい、再析出で微細になっていた炭化 物、窒化物、炭窒化物が粗大化してしまう。
 なお、分塊の熱間圧延とその直後の保持は� ��900℃以下で30分間以内に行うことが好まし� �。

 そして、3℃/秒以上の冷却速度で、700℃ま� �強制的に冷却することで、フェライトの粗� �化を防止して微細な金属組織を得ることが� �きる。700℃までの冷却速度が3℃/秒未満であ ると、前記した効果を得ることができない。
 なお、冷却速度は6℃/秒以上であるのが好� �しい。

 また、700℃~450℃で90秒以上保持することに� ��り、微細なフェライト、ベイナイト、或い� ��パーライト、セメンタイトの生成を促進し� ��硬質組織の生成を防ぐことができる。700℃~ 450℃での保持時間が90秒未満であると、これ� ��の生成を促進することができない。なお、5 00℃以下で変態させた場合は、マルテンサイ� ��などの硬質組織が生成するため、冷間加工� ��どが必要な場合は好ましくない。
 700℃~450℃での保持時間は180秒以上であるの が好ましい。

 前記した熱処理用鋼製造方法によれば、� ��定の合金組成及び製造条件により、γに変� �後の結晶粒の成長を抑制することができ、� �工程で通常行われる条件で熱処理が行われ� �も1.2GPa以上の高強度、且つ延性脆性遷移温� �(vTrs)が-80℃以下の高靭性を得ることが可能� �熱処理用鋼を製造することができる。