JP2005281837A

JP2005281837A - 高強度・高靭性非調質鋼

Info

Publication number: JP2005281837A
Application number: JP2004101916A
Authority: JP
Inventors: Toshio Murakami; 俊夫村上; Shigenobu Nanba; 茂信難波; Masao Toyama; 雅雄外山; Yoshiteru Fukuoka; 義晃福岡; Masaki Shimotsusa; 正貴下津佐; Masami Somekawa; 雅実染川
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2004-03-31
Publication date: 2005-10-13
Anticipated expiration: 2024-03-31
Also published as: JP4286700B2

Abstract

【課題】仕上温度を過度に低下させることなく製造することができ、８００ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも靭性に優れた非調質鋼を提供する。
【解決手段】本発明の高強度・高靭性非調質鋼は、mass％で、Ｃ：０．３５〜０．７０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：１．５％以下、Ｖ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト−パーライト組織を備え、１０ｎｍ超の析出物個数をＡ、１０ｎｍ以下の析出物個数をＢとしたとき、Ａ／Ｂが１／２０以上とされたものである。前記成分にさらに(1) Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、(2) Ｎｉ：０．２〜１．０％，Ｃｕ：０．２〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜０．５％、の各グループから単独あるい複合して１種以上の元素を含有することができる。
【選択図】なし

Description

本発明は圧延のままで、高強度かつ靭性に優れた鋼に関する。

従来、自動車用のラックバー等の高強度構造部材は、Ｓ４５Ｃ等の機械構造用炭素鋼に焼入れ焼戻し処理（調質処理）を施して、高強度を確保すると共に靭性を向上させたものが用いられてきた。
しかし、近年、製造コストの削減が求められており、コストの高い調質処理を省略し、圧延のままで、調質処理を施したものと同等あるいはそれ以上の機械的特性が得られる鋼材が求められている。
このような要求に対して、従来、Ｓ４５Ｃ等の中炭素鋼にＶ、Ｎｂ等のマイクロアロイを添加することで、圧延ままで高強度が確保された非調質鋼が開発されているが、室温靭性、特に低温靭性が乏しいため、利用可能な範囲が限定されているのが実状である。

非調質鋼の利用可能な範囲を拡大するため、非調質鋼の靭性改善に関する様々な取り組みがなされてきた。例えば、特許１２７８４５６号公報（特許文献１）には、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下の１種又は２種を含む中炭素鋼を圧延するに際し、仕上圧延終了温度（仕上温度）を８５０〜９５０℃とすることで、パーライトを微細化した棒鋼が、また特許１６１１３２７号公報（特許文献２）には、実質的にＶを０．１％程度あるいは更にＮｂを０．０５％程度を含む中炭素鋼を１０００℃以上に加熱し、８００℃以上の仕上温度で圧延し、旧オーステナイト（旧γ）粒を粒度６〜１０に微細化した鋼が、また特公平４−２５３４３号公報（特許文献３）には、微細炭化物を析出させる目的でＶを０．０６〜０．３０％程度含有した中炭素鋼を１０５０℃以上に加熱し、６５０〜８００℃の仕上温度で圧延し、所定分率の微細フェライトを有する棒鋼が、また特開平６−１７１２６号公報（特許文献４）には、フェライト生地を強化させるためにＶを０．０８〜０．２８％添加し、再結晶域で第１段圧延を行ってオーステナイト組織を微細化し、さらに未再結晶域で第２段圧延を行ってフェライトを微細析出させた棒鋼が記載されている。
特許１２７８４５６号公報特許１６１１３２７号公報特公平４−２５３４３号公報特開平６−１７１２６号公報

上記のように、高強度と高靭性とを備えた非調質鋼が種々提案されてきたが、調質処理を行うことなく、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、靭性として吸収エネルギー（２mmＵノッチ）が１００Ｊ以上で、遷移温度がｖＴｒｓが−１０℃以下の特性が求められている現在、必ずしも満足のいく特性が得られていない。また、製造条件においても、前記特許文献３の技術では、１０５０℃の加熱温度からの６５０〜８００℃の仕上温度に冷却するには圧延中の鋼材の冷却に時間がかかり過ぎるため生産性に問題があり、また７５０℃を下回るような仕上温度に設定することは、圧延機の負荷が過大になり、操業困難となるため、やはり生産性が低下する。さらに、特許文献４の技術では、未再結晶域圧延を必須とするため、組織が不均一になり易く、実際的には十分な強度、靭性が得られないという問題がある。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、仕上温度を過度に低下させることなく製造することができ、８００ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも靭性に優れた非調質鋼を提供することを目的とする。

本発明者は、中炭素鋼におけるＶの析出挙動を詳細に検討したところ、熱延後の冷却過程で析出するＶ析出物は微細で、フェライトの強化に寄与するものの、靭性を劣化させる。一方、加熱熱延段階で析出するＶ析出物は比較的大径であり、この析出物は靭性を劣化させず、しかも圧延過程でオーステナイト（γ）が再結晶する際に、γ粒の成長による粗大化を抑制して微細化し、引いてはフェライト粒やパーライト（ノジュールサイズ）を微細化することができ、靭性を飛躍的に向上させることを知見した。加熱熱延段階で析出するＶ析出物をγ粒の微細化に利用した場合、仕上温度を必要以上に低下させる必要がなく、無理な圧延操業を行う必要がないという利点がある。本発明はかかる知見に基づき完成されたものである。

すなわち、本発明の高強度・高靭性非調質鋼は、mass％で、
Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｖ：０．２〜１．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト−パーライト組織を備え、１０ｎｍ超の析出物個数をＡ、１０ｎｍ以下の析出物個数をＢとしたとき、Ａ／Ｂが１／２０以上とされたものである。
前記非調質鋼において、さらに(1) Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、(2) Ｎｉ：０．２〜１．０％，Ｃｕ：０．２〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜０．５％、の各グループから単独あるい複合して１種以上の元素を含有することができる。

本発明の非調質鋼は、Ｃを０．３５〜０．７０％、Ｖを０．２〜１．０％含み、フェライト−パーライト組織を有する中炭素鋼であって、１０ｎｍ超の大径析出物の個数Ａと１０ｎｍ以下の微細析出物の個数Ｂとの比Ａ／Ｂを１／２０以上としたので、主として加熱圧延過程で生成した比較的大きなＶ析出物により圧延時の再結晶過程においてγ粒が粗大化せず、微細化されるため、旧γ粒引いてはフェライト−パーライト組織が微細化され、圧延ままで８００ＭＰａ以上の強度を有し、しかも靭性に優れる。また、圧延温度を過度に低下することなく製造することができ、生産性、操業性も良好である。

まず、本発明の非調質鋼の組成について、その限定理由（単位はmass％）を説明する。
Ｃ：０．３５〜０．７０％
Ｃは強度の確保、高周波焼入性の改善のために添加される。０．３５％未満ではこれらの作用が過少であり、一方０．７０％を超えるとフェライト分率が低下し、強度が過大となるため靭性が劣化する。このため、Ｃ量の下限を０．３５％とし、その上限を０．７０％とする。好ましくは、下限を０．３８％、上限を０．６０％とするのがよい。

Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは製鋼時の脱酸に必要な元素であり、０．１％未満では脱酸作用が不足し、１．５％を超えると固溶強化により強度が過大となり、靭性が劣化するようになる。このため、Ｓｉ量の下限を０．１％、好ましくは０．１５％とし、その上限を１．５％、好ましくは１．３％とする。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは脱酸作用を有し、また変態温度を低下させ、組織の微細化に効果がある。０．５％未満ではかかる作用が過少であり、一方２．０％を超えると固溶強化により強度が過大になり、また空冷程度の冷却速度でも過冷組織が生成するようになるため、靭性が劣化する。このため、Ｍｎ量の下限を０．５％、好ましくは０．８％とし、上限を２．０％、好ましくは１．５％とする。

Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは固溶強化、パーライトのラメラ間隔を微細化する作用を有し、強度の向上に寄与する。下限は特に限定しないが、過多に添加すると焼入性が高くなり過ぎ、ベイナイト組織が形成されるようになる。ベイナイトが生成すると靭性が急激に低下する。このため、Ｃｒ量の上限を１．５％、好ましくは１．０％とする。

Ｖ：０．２〜１．０％
Ｖは本発明において重要な元素であり、オーステナイト温度域にて積極的に析出物（主にＶＣ）を形成させ、旧γ粒を微細化し、靭性を向上させるために添加する。すなわち、Ｖを加熱圧延過程において靭性を劣化させない、比較的大きな粒径の析出物として析出させ、この析出物によりγ再結晶・粗大化過程においてγ粒の粗大化を抑制し、旧γ粒を微細化し、靭性を向上させ、その後の冷却過程で残ったＶをフェライト中に均一微細に析出させることで、強度の向上にも寄与する。Ｖが０．２％未満ではかかる作用が不足し、一方１．０％を超えて添加しても効果が飽和し、コスト高を招来する。このため、Ｖ量の下限を０．２％、好ましくは０．３０％とし、その上限を１．０％、好ましくは０．７％とする。なお、圧延温度は十分なＶ析出量を確保できる温度範囲で良く、通常、仕上温度が９３０℃程度まで上昇しても微細化が可能である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、またＡｌＮとして析出し、圧延後の組織粗大化を抑制する作用を有する。０．００５％未満ではかかる作用が過少であり、一方０．０５％超では固溶強化が著しくなり、靭性が劣化するようになる。このため、Ａｌ量の下限を０．００５％、好ましくは０．０１％とし、その上限を０．０５％、好ましくは０．０４％、より好ましくは０．０３％とする。

本発明の非調質鋼は上記の基本成分の他、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、不純物としてのＰ、ＳはＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下に止めることが好ましい。また、上記の基本成分の他、(1) Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、(2) Ｎｉ：０．２〜１．０％，Ｃｕ：０．２〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜０．５％、の各グループから単独あるい複合して１種以上の元素を含有することができる。

Ｎｂ：０．００２〜０．０５％
ＮｂはＶと共に複合析出し、加熱熱延段階での析出が促進され、旧γ粒をより微細化する作用を有する。０．００２％未満ではかかる作用が過少であり、一方０．０５％を超えて添加しても効果が飽和し、コスト高を招来する。このため、Ｎｂ量の下限を０．００２％、好ましくは０．００４％とし、その上限を０．０５％、好ましくは０．０３％とする。

Ｎｉ：０．２〜１．０％，Ｃｕ：０．２〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜０．５％
これらの元素は固溶することにより靭性を改善する作用があり、各元素の下限未満ではかかる効果が過少となる。一方、Ｎｉは１．０％超では効果が飽和し、コスト高を招来する。また、Ｃｕは１．０％超では微細に析出し、強度が過大になって靭性が劣化する。また、Ｍｏは０．５％超では固溶強化により強度が過大になり、靭性が劣化する。

次に、本発明の非調質鋼の組織について説明する。本発明鋼の組織は、高強度、高靭性を確保するには、フェライト及びパーライトの２相組織とする必要がある。ベイナイトが生成すると、強度が上昇するが、靭性が急激に劣化するため、ベイナイトを含まないことが必要である。

また、析出物の粒径については、１０ｎｍ超の析出物個数をＡ、１０ｎｍ以下の析出物個数をＢとしたとき、Ａ／Ｂが１／２０以上とする。１０ｎｍ超の析出物は主に加熱熱延段階で生成するものであり、１０ｎｍ未満の析出物は熱延後の冷却中に鋼中に残存固溶していたＶがフェライト中に微細に析出するものである。Ａ／Ｂが１／２０未満になると、微細析出物量に比して大径析出物量が不足し、熱延段階での再結晶過程で、旧γ粒の粗大化を抑制する作用が不足し、旧γ粒の粒度（Ｇｆ粒度）が１０番を下回るおそれがあり、靭性が低下する。このため、Ａ／Ｂを１／２０以上とし、好ましくは１／１５以上とすることが望ましい。

次に、本発明の非調質鋼の製造条件について説明する。本発明鋼は、図１に示すように、鋼片の加熱温度を８００〜９３０℃、粗圧延後、仕上圧延開始温度を７８０〜９３０℃とし、圧延後、７００〜４００℃における平均冷却速度を０．３〜５．０℃／ｓとして冷却する。なお、４００℃以下の冷却速度は、組織、特性に影響がないので限定されない。

鋼片の加熱温度は圧延中のＶ析出物の量を制御するためにの重要な要素であり、加熱温度が低いほど、加熱・圧延時の大径の未固溶析出物が増加するので、γ粒の粗大化が抑制される結果、圧延後、通常の冷却によっても組織が微細化し、靭性が改善する。もっとも、加熱温度が過度に低いと圧延温度も同時に低下するため、圧延荷重が大きくなり、操業が困難になる。一方、加熱温度が高すぎると大径析出物の量が減少し、γ粒が粗大化し、その結果、圧延後、通常の冷却では組織の微細化が困難となり、靭性が劣化する。このため、加熱温度の上限を９３０℃、好ましくは９００℃とし、その下限を８００℃、好ましくは８５０℃とする。

仕上圧延開始温度を低温化することにより、組織が微細化し、また母相中への析出物の固溶を抑制することができるので、γ粒が微細化され、これにより組織が微細化する。仕上圧延開始温度が７８０℃未満になると圧延機の負荷が過大になり、一方９３０℃超ではγ粒の成長を抑制している析出物が固溶するため、旧γ粒径が粗大化し、靭性が劣化する。このため、仕上圧延開始温度の下限を７８０℃、好ましくは８００℃とし、その上限を９３０℃、好ましくは８８０℃とする。

また、仕上圧延終了温度（仕上温度）は、圧延後の７００℃以下の冷却速度を制御する必要があり、また低くなり過ぎると圧延機の負荷が過大となって生産性が低下するため、７５０℃程度以上、好ましくは７８０℃以上とすることが望ましい。

圧延後の冷却は、過冷組織が形成されない範囲で、フェライト−パーライト二相組織が得られるように７００〜４００℃の温度範囲を冷却する必要がある。前記温度範囲の平均冷却速度が０．３℃／ｓ未満では時間が掛かり過ぎるため生産性が著しく低下する。一方、５．０℃／ｓ超では過冷組織が発生し、強度が上昇すると共に靭性が劣化する。このため、冷却速度の下限を０．３℃／ｓ、好ましくは０．５℃／ｓとし、上限を５．０℃／ｓ、好ましくは３．０℃／ｓとする。

なお、仕上圧延後、７００℃までの冷却は、通常のように空冷すればよいが、圧延材をカバーするなどして徐冷してもよい。フェライト変態時にフェライト中に析出する微細析出物の量を減少させ、γ域内での析出物量を増加させるため、仕上圧延後、オーステナイト温度域である７００℃までの温度域を徐冷することにより、Ｖ多量添加による靭性劣化をより抑制することができる。もっとも平均冷却速度が０．０２℃／ｓ未満では高温域で長時間曝されるため、析出物が粗大化し、大径析出物の個数が減少するため、旧γ粒が粗大化し、靭性が劣化するおそれがある。このため、平均冷却速度の下限を好ましくは０．０２℃／ｓ、より好ましくは０．０５℃／ｓとすることが望ましい。

表１に示す組成の鋼１５０ｋｇを真空溶解にて溶製し、鋳造して得たインゴットを熱間鍛造にて５５mm角の棒材とし、これを加熱炉に表２に示す温度に加熱後、多パス圧延にてφ２５mmにの棒鋼とした。前記圧延において、最終４パス（減面率５４％）を仕上圧延とし、開始温度を所定の温度になるよう調整した。圧延後、空冷あるいは風冷により冷却し、冷却速度（７００℃から４００℃までの平均冷却速度）を測定した。仕上圧延開始温度、仕上終了温度、前記冷却速度を併せて表２に示す。なお、表２の試料No. １６及び１８は、粗圧延時の加工発熱により仕上圧延開始温度が加熱温度よりも上昇した例である。

得られたφ２５mmの棒鋼の中心部から機械的性質、組織観察片を採取し、下記の要領にて引張試験、衝撃試験を行い、また組織観察、Ｇｆ粒度測定、析出物の平均粒径を測定し、平均サイズが１０ｎｍ超の析出物数、１０ｎｍ以下の析出物数を測定した。

引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１の１４Ａ号試験片（径８ｍｍ）を用いてＪＩＳＺ２２４１引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、衝撃試験はＪＩＳＺ２２０２の２ｍｍＵノッチシャルピー試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４２に従い衝撃値（vＥ_RT）を測定した。また、延性−脆性遷移曲線を作成し、破面遷移温度（vＴrs ）を測定した。

また、組織観察は、観察片を鏡面までパフ研磨した後、３％ナイタール腐食を行い、光学顕微鏡を用いて組織を観察した。また、ＪＩＳＧ０５５１の徐冷法を用いてＧｆ粒度を測定した。
また、析出物数測定については、抽出レプリカ法により、サンプルを作成し、ＴＥＭにて３視野の組織を１００，０００倍および４００，０００倍で写真撮影し、１００，０００倍の組織写真を用いて１０ｎｍ超の析出物の個数Ａを、４００，０００倍の組織写真を用いて１０ｎｍ以下の析出物の個数Ｂをそれぞれカウントし、披見面積当たりの析出物数を算出した。これらの測定結果を表２に併せて示す。なお、表２ではＢ／Ａの値を示したが、Ｂ／Ａ≦２０が本発明を満足する範囲（Ａ／Ｂ≧１／２０）である。

表２より、試料No. １〜３および１８は、本発明の成分条件を満足し、適正な製造条件の下で製造されたものであるため、ミクロ組織がフェライト−パーライトの２相組織となっており、析出物数比も適切な範囲に入ったため、旧γ粒が微細化し、所望の強度・靭性が得られた。また、試料No. １１〜１３についても、基本成分の他にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏを適正な範囲で添加した鋼とし、適正な製造条件の下で製造したので、靭性をほとんど低下させずに強度をより上昇させることができた。また、No. １４はＮｂを適正量添加し、適正な製造条件の下で製造したので、加熱・圧延時の析出物の残存量が増加し、γ粒の成長に対してピン止め効果が高まって組織が微細化したため、破面遷移温度が低下し、低温靭性が向上した。

一方、試料No. ４、５はＣ量が不適当で、No. ４はＣ量が高過ぎるため、強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化し、No. ５はＣ量が低過ぎるため、強度が劣化した。また、No. ６はＳｉ量が高過ぎたため、固溶強化により強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化した。試料No. ７，８はＭｎ量が不適当で、No. ７はＭｎ量が低過ぎるため、強度が不足し、No. ８はＭｎ量が過多であるため、焼入性が高くなり過ぎ、ベイナイトが形成されたため、靭性が劣化した。No. ９はＣｒ量が高過ぎたため、焼入性が高くなり過ぎ、靭性が劣化した。また、No. １０はＶ量が低過ぎるため、十分な組織微細化を達成することができず、破面遷移温度が目標値より高くなった。また、No. １５は、成分は適正であるが、加熱温度が高過ぎたため、ＶＣが固溶したため、組織が粗大化し、さらにフェライト変態時にＶＣの微細析出物が多量に形成されたため、強度が上昇し、靭性が劣化した。No. １６は、仕上圧延温度が高くなったため、圧延中にＶＣが固溶し、組織が粗くなり、靭性が劣化した。No. １７は、圧延後の冷却速度が高過ぎるため、Ｂが形成され、靭性が劣化した。

本発明鋼の製造工程を示す加工熱処理線図である。

Claims

mass％で、
Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｖ：０．２〜１．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト−パーライト組織を備え、１０ｎｍ超の析出物個数をＡ、１０ｎｍ以下の析出物個数をＢとしたとき、Ａ／Ｂが１／２０以上である高強度・高靭性非調質鋼。
さらに、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％を含む請求項１に記載した高強度・高靭性非調質鋼。
さらに、Ｎｉ：０．２〜１．０％、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％の群から１種以上の元素を含む請求項１又は２に記載した高強度・高靭性非調質鋼。