JP2002220633A - 低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 強度−靭性バランスに優れ、且つ均一延性に
も優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼、または強度−靭性バ
ランスに優れ、且つ均一延性および延性に優れた低Ｃ−
Ｍｎ系超微細粒鋼を提供する。 【解決手段】 強度−靭性バランスに優れ、かつ均一延
性にも優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼を得るには、鋼の
化学成分を、質量％でＣ：０．０３〜０．２５％、Ｍ
ｎ：１．０〜３．０％を満たすよう調整し、αの平均粒
径を３．０μｍ以下、α’の平均粒径を１０．０μｍ以
下、更にα’の体積率を１５〜２３％となるようにす
る。また強度−靭性バランスに優れ、かつ均一延性およ
び延性にも優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼を得るには、
特に前記α’の平均粒径を５．０μｍ以下となるように
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、強度−靭性バラン
スに優れ、且つ均一延性にも優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細
粒鋼に関し、更には強度−靭性バランスに優れ、且つ均
一延性および延性に優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼に関
するものである。尚、本発明では、引張試験における最
大荷重までの均一伸びを指標とした特性を「均一延性」
とし、試験片破断に至るまでの全伸びを指標とした特性
を「延性」ということとする。

【０００２】

【従来の技術】金属組織におけるフェライト（以下、α
と示す）の結晶粒を微細化することによって、鋼の強度
および靭性を同時に高めることができることから、αの
結晶粒を微細化する技術がこれまで進められてきた。と
ころがαの結晶粒径が小さくなるに従い、強度−靭性バ
ランスが良くなる一方で、降伏比が上昇し、細粒化によ
る局所延性の向上以上に急激な均一延性の劣化が生ずる
という問題がある。この様な状況から、従来では、均一
延性を確保するためαの結晶粒径を５μm程度とするに
とどまっていた。

【０００３】従って、αの結晶粒径が３．０μｍ以下の
超微細領域においては、優れた強度−靭性バランスを確
保することができるにもかかわらず、上述の様に均一延
性の急激な劣化が生じて、延性も劣化してしまうことと
なるため、この様な超微細粒鋼は、強度および靭性とと
もに成形性が要求される部位では実用化に至っていない
というのが現状である。

【０００４】近年では、主相をαとし、第２相をパーラ
イトまたはセメンタイトとしてこの第２相の体積率を増
加することで、強度−延性バランスを高めることができ
たとの報告もなされているが、αの結晶粒径が３．０μ
ｍ以下の超微細粒領域を対象とするものではない。

【０００５】特開昭５５−１２２８２１号には、主相を
αとし、第２相をマルテンサイト（以下、α’と示す）
とすることで、低降伏比で延性に優れた鋼を得ることが
できたことが開示されている。しかしながらここでは、
本発明で対象としている様な、降伏比が上昇して延性が
急激に劣化する結晶粒超微細領域についてまでは検討し
ていない。

【０００６】また従来より、αの結晶粒径が１０μm近
辺では、α’を導入することで均一延性を向上できるこ
とについて知られているが、αの結晶粒径が３μm以下
の超微細結晶粒の領域で、α’が有効に働くという知見
は得られていない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明はこの様な事情
に鑑みてなされたものであって、強度−靭性バランスに
優れ、更に均一延性、または均一延性および延性に優れ
た低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼を提供することを目的とす
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る低Ｃ−Ｍｎ
系超微細粒鋼とは、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５
％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を満たす鋼であって、αの
平均粒径が３．０μｍ以下、α’の平均粒径が１０．０
μｍ以下、更にα’の体積率が１５〜２３％であること
を要旨とするものである（以下、本発明１ということが
ある）。この様な超微細粒鋼を製造するに当たっては、
熱間圧延に際して、まず９００〜１０００℃に加熱した
後、８００〜６７５℃の温度範囲内で、パス数：３以
下、かつ累積圧下率：８７％以上の熱間圧延を行い、そ
の直後に急冷を行うようにすればよい。

【０００９】また、本発明の超微細粒鋼は、Ｃ：０．０
３〜０．２５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を満たす鋼で
あって、αの平均粒径が３．０μｍ以下、α’の平均粒
径が５．０μｍ以下、更にα’の体積率が１５〜２３％
であることを要旨とするものでもある（以下、本発明２
ということがある）。この様な超微細粒鋼を製造するに
当たっては、熱間圧延に際して、まず９００〜１０００
℃に加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内で、パ
ス数：３以下、うち少なくとも１パスが圧下率８７％以
上である熱間圧延を行い、その直後に急冷を行うように
すればよい。

【００１０】本発明の超微細粒鋼は、更にＴｉおよび／
またはＮｂを合計で０．００５〜０．０７％含むもので
あることが好ましい。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者らは、前述した様な状況
の下で、優れた強度−靭性バランスを有すると共に、優
れた均一延性、あるいは均一延性および延性を発揮する
超微細粒鋼の実現を目指して鋭意研究を進めた。その結
果、低Ｃ−Ｍｎ系鋼にてαの結晶粒径を微細化するとと
もに、第２相として平均粒径および体積率を制御した
α’を生成すれば、良好な強度−靭性バランスを確保す
ることができるとともに、超微細粒鋼の課題である均一
延性の向上、あるいは均一延性および延性の向上を達成
できることを突き止めた。そして前記α’の平均粒径お
よび体積率が、均一延性や延性に及ぼす定量的作用効
果、および本発明の様な組織を得るための製造方法につ
いて追求を重ねた結果、本発明に想到したのである。

【００１２】以下、強度と靭性とのバランスが良好であ
って、更に均一延性にも優れた超微細粒鋼、あるいは強
度と靭性とのバランスが良好であって、更に均一延性お
よび延性にも優れた超微細粒鋼を得るために、本発明で
金属組織や化学成分、製造条件等の要件を定めた理由に
ついて詳細に述べる。

【００１３】まず金属組織についてであるが、本発明で
は、優れた強度−靭性バランスを確保するためにαを平
均粒径３．０μｍ以下の超微細粒とした場合であって
も、平均粒径および体積率を本発明の如く制御したα’
を第２相とすれば、強度−靭性バランスのみならず、均
一延性にも優れた鋼、あるいは均一延性および延性にも
優れた鋼が得られることを見出した。

【００１４】即ち本発明では、第２相であるα’の平均
粒径を特に１０μｍ以下とし、かつ体積率を１５〜２３
％の範囲内にすれば、超微細粒鋼において有効に均一延
性を向上できることが分かった。更に、このα’の粒径
を５μｍ以下とすることで、均一延性だけでなく延性も
高めることができたのである。この様に均一延性、更に
は延性を向上させることができた理由の詳細は不明であ
るが、後記実施例に示す如く、優れた均一延性を確保す
るにはα’の平均粒径を１０μｍ以下、均一延性に加え
て延性を確保するには５μｍ以下とする必要がある。

【００１５】またα’の体積率が大きくなるほど、均一
延性，延性の改善効果が有効に発揮されることからα’
の体積率は１５％以上とする。しかしながら、α’の体
積率が高すぎても、強度のみが高まって延性や均一延性
が劣化し、強度−延性バランスが崩れることとなるの
で、α’の体積率は２３％以下、好ましくは２０％以下
とする。

【００１６】尚、前記強度−靭性バランスをより優れた
ものとするには、αの平均粒径を１μｍ以下とすること
が好ましい。

【００１７】次に本発明で化学成分を規定した理由につ
いて述べる。

【００１８】Ｃ：０．０３〜０．２５％ 本発明の場合、鋼中Ｃ量と加熱温度によってα＋γ（オ
ーステナイト）域まで加熱した時のγ生成量が決まり、
これが冷却後に生成するα’の体積率にも影響する。従
って、本発明で規定する量のα’を確保するには、Ｃを
０．０３％以上添加することが必要であり、好ましくは
０．０５％以上である。しかし過剰に添加すると、α’
生成量が多くなり過ぎて強度のみが高まり、均一延性や
延性の劣化を引き起こすこととなるので、Ｃ含有量を
０．２５％以下、好ましくは０．２０％以下に抑える。

【００１９】Ｍｎ：１．０〜３．０％ 本発明で規定するα’量を確保するには、Ｍｎを１．０
％以上添加して焼入れ性を高める必要がある。しかしな
がら、過剰に添加して焼入れ性を高めすぎると、均一延
性や延性の発現に有効なポリゴナルフェライトが生成し
難くなり、代わりに硬質のベイナイト（ベイニティック
フェライト）が生成して均一延性や延性の向上を妨げる
こととなるので、Ｍｎ含有量は３．０％以下、好ましく
は２．０％以下に抑える必要がある。

【００２０】本発明における代表的な化学成分組成は以
上の通りであるが、必要によってはＴｉおよび／または
Ｎｂを添加して、次の様な改善効果を得ることも有効で
ある。即ち、Ｔｉ，Ｎｂは、γの回復・再結晶を抑制す
るのに有効な元素であることから、合計で０．００５％
以上添加することが好ましく、より好ましくは合計で
０．０１％以上である。しかしながら、これらＴｉ，Ｎ
ｂの添加量が多すぎると、ＴｉＣ，ＮｂＣが析出して析
出強化が生じ、延性を劣化させることとなるので、合計
で０．０７％以下とすることが好ましく、より好ましく
は合計で０．０５％以下である。

【００２１】尚、本発明鋼中に含まれる元素について
は、上記説明したものの他、原料、資材、製造設備等の
状況によって持ち込まれる不可避不純物、更には、前記
本発明の作用に悪影響を与えない範囲で他の元素を積極
的に含有させることも可能である。積極添加が許容され
る他の元素の例としては、α’を安定的に生成して強度
−均一延性バランスや強度―延性バランスを改善するの
に有効なＳｉや、Ｍｎと同様に焼入れ性を高める効果を
有するＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂが挙げられる。また
Ｔｉ，Ｎｂの様にγの回復・再結晶を抑制する元素とし
てＶ，Ｚｒ等が挙げられる。

【００２２】次に、本発明の超微細粒鋼を製造する有効
な方法について述べる。

【００２３】良好な強度−靭性バランスに加えて、優れ
た均一延性を発揮しうる金属組織を得るには、熱間圧延
を行うに際して、まず９００〜１０００℃に加熱し、次
に８００〜６７５℃の温度範囲内で、パス数：３以下、
かつ累積圧下率：８７％以上にて熱間圧延し、その直後
に急冷を行うようにすればよい。

【００２４】前記熱間圧延を行うにあたって加熱する際
の温度が低すぎると、圧延前にα＋γの２相となり、圧
延前の焼入れ性が不足して圧延後の組織にα’が残存し
なくなるため、前記加熱温度は９００℃以上、好ましく
は９２５℃以上とする必要がある。一方、前記加熱温度
が高すぎてもγ粒径が粗大化し、圧延しても組織が十分
に微細化しなくなると共にα’も生成し難くなることか
ら、前記加熱温度は１０００℃以下、好ましくは９７５
℃以下とする。

【００２５】また熱間圧延開始温度が低すぎると、前記
加熱で生成したγが圧延中にパーライトやセメンタイト
に変態してしまい、α’が残存し難くなると共にα’の
微細化も困難となることから、圧延開始温度は６７５℃
以上、好ましくは７００℃以上で行う必要がある。一
方、圧延開始温度が高すぎても、圧延によって導入され
る歪みが急速に回復して組織の微細化が進まないので、
８００℃以下、好ましくは７５０℃以下で行うこととす
る。

【００２６】熱間圧延は、パス数を３以下、好ましくは
２以下とし、かつ累積圧下率を８７％以上、好ましくは
９３％以上とすれば、本発明の如く微細なαおよびα’
が得られるのである。

【００２７】本発明者らは、均一延性のみならず延性も
高めることについて検討した結果、特に、前記熱間圧延
をパス数３以下、かつその内の１パスを圧下率：８７％
以上で行うことが有効であることが分かった。この様に
１パスを圧下率８７％以上で行うことによって、α’が
微細分散することから、均一延性のみならず延性も向上
できるものと考えられる。

【００２８】本発明の超微細粒鋼を製造するにあたって
は、上記熱間圧延後の冷却を急冷とする必要がある。前
記冷却が徐冷の場合には、セメンタイトやパーライトが
生成し、本発明で規定する平均粒径および体積率を満た
す様なα’が得られないからである。急冷は水冷で行う
ことが好ましく、その他、オイル急冷を行うことも考え
られる。

【００２９】尚、本発明は、その他の製造条件を特定す
るものではなく、本発明で規定する元素を含有する鋼を
用い、本発明で規定する様な方法で熱間圧延を行えば、
良好な強度および靭性に加えて、優れた均一延性、ある
いは優れた均一延性および延性を発揮することのできる
金属組織が得られるのである。

【００３０】

【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。即ち、
下記実施例では、最終製品として形状が鋼板のものを製
造しているが、本発明は、最終製品の形状まで限定する
ものではなく、鋼板の他、線材、棒鋼、型鋼であっても
よい。

【００３１】＜実施例１＞Ｃ：０．１７％，Ｓｉ：０．
４４％，Ｍｎ：１．３％，Ｎｂ：０．０１５％，および
Ｔｉ：０．０１％を含む鋼材を転炉にて溶製し、５０mm
×５０mm×３００mmのスラブにした。得られたスラブを
用い、熱間圧延を表１に示す加熱温度、圧延開始温度、
パススケジュールで行った。圧延直後に水焼入れ（Ｗ
Ｑ）を行い鋼板を得た。

【００３２】得られた鋼板の機械的性質は、板厚２ｍｍ
の試験片で引張試験を行って測定した。金属組織は、１
／４ｔ部位のＳＥＭ写真（倍率：１０００倍）を３枚撮
影し、画像解析によりαの平均粒径、α’の体積率およ
び平均粒径を求めた。これらの結果を一括して表１に示
す。

【００３３】

【表１】

【００３４】表１に示す実験結果より、Ｎｏ．３および
７は、本発明１および本発明２のいずれの要件も満たす
ものであり、強度−均一延性バランスのみならず、強度
−延性バランスにも優れていることが分かる。またＮ
ｏ．６は、本発明１の要件を満たしていることから、強
度−均一延性バランスに優れていることが分かる。

【００３５】これに対し、Ｎｏ．１，２，４，５および
８〜１２は、本発明のいずれの要件も満足するものでは
ないので、強度−均一延性バランスおよび強度−延性バ
ランスのどちらも好ましくないものが得られた。この様
な結果となった理由として、Ｎｏ．１，２および５で
は、熱間圧延における累積圧下率が８７％以上でなかっ
たことから、平均粒径の大きすぎるα’が多量に又は少
量生成したことが挙げられる。Ｎｏ．１０では、熱間圧
延に際して行う加熱を低温で行ったためα’を生成させ
ることができなかったこと、Ｎｏ．１２では、前記加熱
温度が高すぎたためにαが粗大化し、かつα’が生成し
なかったことが理由として挙げられる。またＮｏ．４で
は、熱間圧延開始温度が低すぎたので、規定範囲を超え
る平均粒径のα’が少量生成したこと、Ｎｏ．１１では
熱間圧延開始温度が高すぎたために規定範囲を超える平
均粒径のα’が多量に生成したこと、更にＮｏ．８およ
び９では、熱間圧延時のパス数が３を超えたのでα’が
生成しなかったことが、強度−均一延性バランスや強度
−延性バランスに劣ることとなった理由に挙げられる。

【００３６】＜実施例２＞次に、化学成分を変化させた
場合の影響を調べた。表２に示す各成分の鋼材を１５０
ｋＶＩＦ（真空誘導溶解炉）で溶製して５０mm×５０mm
×３００mmのスラブを得た。得られたスラブを９５０℃
に加熱した後、熱間圧延を、圧延開始温度７００℃、パ
ス数２、累積圧下率９５％の条件で行い、直後に水焼入
れ（ＷＱ）を行って最終板厚が２．５ｍｍの鋼板を得
た。得られた鋼板の機械的特性を前記実施例１と同様の
方法で測定した。その結果を表２に併記する。尚、Ｎ
ｏ．２０では、鋼の組織がベイナイト組織になったこと
から、前記機械的特性を測定しなかった。

【００３７】

【表２】

【００３８】表２に示す実験結果より、Ｎｏ．１７〜１
９および２１は、本発明の要件を満たす鋼であり、Ｎ
ｏ．１７は強度−均一延性バランスに優れ、Ｎｏ．１
８，１９および２１は、強度−均一延性バランス、およ
び強度−延性バランスともに優れていることが分かる。

【００３９】これに対し、Ｎｏ．１３〜１６は、本発明
の要件を満足するものではないため、強度−均一延性バ
ランス、および強度−延性バランスのどちらも好ましく
ないものとなった。その理由として、Ｎｏ．１３ではＣ
含有量が少なすぎたことから、規定する体積率を満足す
るだけのα’を確保することができなかったこと、Ｎ
ｏ．１４では、Ｃ含有量が過剰であるため平均粒径の大
きすぎるα’が多量に生成したことが挙げられる。

【００４０】Ｎｏ．１５および１６では、Ｔｉ，Ｎｂ量
が多過ぎたためにＴｉＣ，ＮｂＣが析出し、結果として
Ｎｏ．１５ではα’の体積率が減少し、Ｎｏ．１６では
α’の体積率が減少すると共にα’の平均粒径が粗大化
して、延性が劣化することとなった。

【００４１】またＮｏ．２０では、Ｍｎ含有量が過剰で
あることから焼入れ性が高まりすぎてベイナイトが生成
し、本発明で規定する様なαおよびα’が生成されなか
った。

【００４２】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、規
定する化学成分を満たす鋼を用い、本発明で規定する方
法で製造して鋼の組織を適切に調整することによって、
強度−靭性バランスに優れ、更に均一延性、あるいは均
一延性および延性にも優れた超微細粒鋼を実現すること
ができた。そして、こうした鋼材の実現により、複雑な
成形加工を要する自動車の車体等に活用できることとな
った他、建築、電機、機械分野における複雑な部品等に
も有効に活用し得ることとなった。

フロントページの続き (71)出願人 000002118 住友金属工業株式会社 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 (71)出願人 000001199 株式会社神戸製鋼所 兵庫県神戸市中央区脇浜町二丁目10番26号 (72)発明者 藤岡 政昭 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社研究所内 (72)発明者 丸田 慶一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 横田 智之 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社技術開発本部内 (72)発明者 足立 吉隆 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 槙井 浩一 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 野村 正裕 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 難波 茂信 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 枩倉 功和 大阪市中央区備後町４丁目１番３号 株式 会社神戸製鋼所大阪支社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA05 EA06 EA15 EA16 EA19 EA31 FA01 FB05 FC02 FC03 JA07

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０３〜
   ０．２５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を満たす鋼であっ
   て、αの平均粒径が３．０μｍ以下、α’の平均粒径が
   １０．０μｍ以下、更にα’の体積率が１５〜２３％で
   あることを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
2. 【請求項２】 Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｍｎ：１．
   ０〜３．０％を満たす鋼であって、αの平均粒径が３．
   ０μｍ以下、α’の平均粒径が５．０μｍ以下、更に
   α’の体積率が１５〜２３％であることを特徴とする低
   Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
3. 【請求項３】 更にＴｉおよび／またはＮｂを合計で
   ０．００５〜０．０７％含む請求項１または２に記載の
   低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
4. 【請求項４】 請求項１に記載の超微細粒鋼を製造する
   に当たり、熱間圧延に際してまず９００〜１０００℃に
   加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内でパス数：
   ３以下、かつ累積圧下率：８７％以上の熱間圧延を行
   い、その直後に急冷することを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系
   超微細粒鋼の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項２に記載の超微細粒鋼を製造する
   に当たり、熱間圧延に際してまず９００〜１０００℃に
   加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内でパス数：
   ３以下、うち少なくとも１パスが圧下率８７％以上であ
   る熱間圧延を行い、その直後に急冷することを特徴とす
   る低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼の製造方法。